JP4579573B2 - ニッケル基合金 - Google Patents

Description

本発明は概してニッケル基合金に関する。さらに具体的には、本発明は、ガスタービンエンジン用途に適した望ましい特性を示す鋳造性・溶接性ニッケル基超合金に関する。

超合金ＩＮ−７３８及びその低炭素型（ＩＮ−７３８ＬＣ）は、工業用ガスタービンのタービンセクションのインナーシュラウド、後段バケット（動翼）、ノズル（静翼）などのガスタービンエンジン用途に望ましい諸特性を有する。ＩＮ−７３８の組成は製造業者によって若干異なり、ある刊行物では、ＩＮ−７３８の組成は、重量比で、１５．７〜１６．３％のクロム、８．０〜９．０％のコバルト、１．５〜２．０％のモリブデン、２．４〜２．８％のタングステン、１．５〜２．０％のタンタル、０．６〜１．１％のコロンビウム（ニオブ）、３．２〜３．７％のアルミニウム、３．２〜３．７％のチタン（Ａｌ＋Ｔｉ＝６．５〜７．２％）、０．０５〜０．１５％のジルコニウム、０．００５〜０．０１５％のホウ素、０．１５〜０．２０％の炭素、残部のニッケル及び不純物（例えば、鉄、マンガン、ケイ素及び硫黄）と記載されている。ＩＮ−７３８ＬＣはホウ素、ジルコニウム及び炭素の含量が異なり、これらの成分の適当な範囲は、重量比で、ホウ素０．００７〜０．０１２％、ジルコニウム０．０３〜０．０８％及び炭素０．０９〜０．１３％である。

他の超合金の処方と同様に、ＩＮ−７３８の組成は、望ましい組合せの特性が得られるように幾つかの重要な合金元素の濃度を調節したことを特徴とする。ガスタービンエンジン用途での使用では、かかる特性として、高温クリープ強さ、耐酸化性、耐蝕性、低サイクル疲労耐性、鋳造性及び溶接性が挙げられる。超合金の望ましい特性のいずれかを最適化しようとすると、他の特性が悪影響を受けることが多々ある。その顕著な例は溶接性と耐クリープ性であり、両者ともガスタービンエンジンバケットには極めて重要である。しかし、耐クリープ性が大きくなると、合金は溶接が難しくなるが、溶接による補修を行うには溶接性が必要とされる。

ＩＮ−７３８はガスタービンエンジンのある種の用途で良好なパフォーマンスを示すものの、代替品があれば望ましい。現在の関心事は、タンタルのコストが高いことから、タンタル使用量を削減することである。タンタルはＩＮ−７３８の公称約１．８重量％をなすにすぎないが、使用される合金の総トン数に照らせば、その削減又は削除は生産コストに多大な影響を与える。

本発明は、高温強度（耐クリープ性など）、耐酸化性、耐蝕性、低サイクル疲労耐性、鋳造性、溶接性のバランスが良く、ガスタービンエンジンの部品、特に工業用タービンエンジンのインナーシュラウド及び所定の後段バケット用途に適したニッケル基合金を提供する。これらの特性は、ＩＮ−７３８に比して、タンタル量が相対的に低く又はタンタルを全く含まず、コロンビウムが相対的に高レベルで存在する合金で達成される。

本発明によれば、ニッケル基合金は、重量比で、約１５．０〜１７．０％のクロム、約７．０〜１０．０％のコバルト、約１．０〜２．５％のモリブデン、約２．０〜３．２％のタングステン、約０．６〜２．５％のコロンビウム、１．５％未満のタンタル、約３．０〜３．９％のアルミニウム、約３．０〜３．９％のチタン、約０．００５〜０．０６０％のジルコニウム、約０．００５〜０．０３０％のホウ素、約０．０７〜０．１５％の炭素、残部のニッケル及び不純物からなる。好ましくは、コロンビウムはタンタルよりも多量に存在し、例えば例えば１．４重量％以上であり、合金のタンタル含量はさらに好ましくは１．０％未満であり、合金中に実質的に存在しなくてもよく、換言すれば、不純物レベル（例えば約０．０５％以下）でしか存在しなくてもよい。本発明の合金の特性はＩＮ−７３８と同等若しくは場合によっては優れている。したがって、タンタル所要量の削減又は削除の結果、本発明の合金はＩＮ−７３８の優れた低コスト代替品を提供する。

本発明の他の目的及び効果は、以下の詳細な説明から一段と明らかになろう。

本発明は、ＩＮ−７３８として商業上知られるニッケル基合金と同等の特性を有するが、タンタルを削減又は完全な削除できる化学組成をもつニッケル基合金を開発するための研究に基づくものである。かかる研究の結果、その他の高温用途も期待できるが、特に工業用タービンエンジンのインナーシュラウド及び特定の後段バケット用途に望ましい特性をもつニッケル基合金を開発するに至ったものである。特に重要な用途で必要とされる特性には、高温強度（耐クリープ性など）、耐酸化性、耐蝕性、低サイクル疲労耐性、鋳造性、溶接性がある。本研究の進捗の結果、タンタルをなくす代わりにコロンビウムを増すに至り、結果的にはγ′析出硬化相に影響を及ぼすことが知られているＩＮ−７３８の微量合金元素のうち２種類を根本的に変えることとなった。

ニッケル基超合金の高温強度はγ′相の体積分率に直接関係し、γ′相の体積分率は存在するγ′形成元素（アルミニウム、チタン、タンタル及びコロンビウム）の総量と直接関係する。これらの関係に基づいて、所定の強度レベルを達成するのに必要なこれらの元素の量を推定することができる。γ′相の組成及び炭化物やホウ化物のような他の第２相の組成のみならず、γ′相の体積分率も、合金の出発化学組成及び生成する相についての基本的な仮説に基づいて推定することができる。しかし、タービンエンジンのシュラウドやバケットに重要な他の特性、例えば溶接性、疲労寿命、鋳造性、冶金学的安定性及び耐酸化性は、合金中に存在する上記その他の元素の量からは予測できない。

研究中に、以下の表１に示す概略化学組成を有する２種類の合金を処方した。インベストメント鋳造法で、寸法約７／８×５×９インチ（約２×１３×２３ｃｍ）の試験スラブを製造し、次いで約２０５０°Ｆ（約１１２０℃）で約２時間溶体化熱処理し、さらに約１５５０°Ｆ（約８４５℃）で約４時間時効処理した。次に、通常の手法で鋳造品から試験片をワイヤＥＤＭで切断し、切削加工した。鋳造性を評価するため、ヒート１合金から実物大のガスタービンバケットも数個鋳造し、機械的試験用に切断した。

上記合金成分レベルは、タンタルのコロンビウムでの置換可能性を評価するために選定したが、その他の点では、炭素（ＩＮ−７３８ＬＣのレベル）とジルコニウム（ＩＮ−７３８ＬＣのレベル（ヒート１）、ＩＮ−７３８とＩＮ−７３８ＬＣの中間レベル（ヒート２））を除き、ＩＮ−７３８組成を保った。

合金の引張特性を標準的な平滑棒状試験片を用いて測定した。正規化データを図１、図２及び図３に示す。図中の「７３８ベースライン，平均」及び「７３８ベースライン，−３Ｓ」は、個々の特性についてＩＮ７３８の履歴平均をプロットしたものである。ヒート１合金から鋳造したバケットを切削加工した試験片も評価した。データから、ヒート１及びヒート２の試験片の引張強さと降伏強さはＩＮ−７３８ベースラインと同等以上で、延性は若干向上しており、実験合金がＩＮ−７３８の代替物として適している可能性があることを示している。

図４及び図５は、ヒート１及びヒート２合金について、それぞれ約１４００°Ｆ（約７６０℃）及び約１６００°Ｆ（約８７０℃）での低サイクル疲労（ＬＣＦ）寿命を、ＩＮ−７３８ベースラインデータと対比してプロットしたグラフである。試験は、歪制御条件下約０．３３３Ｈｚの繰返し荷重下で行い、圧縮歪ピークでの保持時間は約２分であった。両試験共に、ＡＳＴＭ Ｅ６０６規格に準拠して、０．２５インチ（約８．２ｍｍ）試験片をクラック発生まで繰返し試験した。グラフから、いずれの試験温度においてもヒート１及びヒート２合金のＬＣＦ寿命がＩＮ−７３８ベースラインと基本的に同じであることが分かる。

図６は、ヒート１及びヒート２合金の約１２００°Ｆ（約６５０℃）での平均高サイクル疲労（ＨＣＦ）寿命を、ＩＮ−７３８ベースラインデータと対比したＧｏｏｄｍａｎ線図である。ＬＣＦ試験とは異なり、ＨＣＦ試験は応力制御条件下、約３０〜６０Ｈｚの繰返し荷重下で行った。Ｇｏｏｄｍａｎ線図の曲線は、１千万サイクルでの疲れ耐久限度を示す。図６から、ヒート１及びヒート２合金の平均ＨＣＦ寿命がＩＮ−７３８ベースラインよりも格段に優れていることが分かる。

図７は、ヒート１及びヒート２合金とＩＮ−７３８の、歪レベル約０．５％、温度約１３５０°Ｆ（約７３０℃）及び約１５００°Ｆ（約８１５℃）でのクリープ寿命をプロットしたグラフである。いずれの試験温度においてもヒート１及びヒート２合金はＩＮ−７３８と基本的に同じクリープ寿命を示した。

追加の試験をヒート１及びヒート２合金で行い、他の各種特性をＩＮ−７３８と対比した。これらの試験には、耐酸化性、溶接性、鋳造性、疲れクラック成長及び物性がある。これらの性質を検討した結果、ヒート１及びヒート２合金の特性はＩＮ−７３８ベースラインの特性と基本的に同じであった。

以上に基づいて、表２に示す包括組成、好適組成及び公称組成（重量％）の合金は、ＩＮ−７３８と同等の特性を有し、工業用ガスタービンエンジンのインナーシュラウドやバケットのみならず、同様な特性が必要とされる他の用途向けの合金としての使用に適しているものと思料される。

合金のＣｂ＋Ｔａの含量は、好ましくは、コロンビウム及びタンタル（さらには、アルミニウムやチタンのような他のγ′形成元素）の関与するγ′相の体積分率をＩＮ−７３８と同レベルに維持される。上述の実験に照らせば、材料コストを下げるため、重量比でタンタルよりも多量のコロンビウムを合金中に存在させることができ、さらに好ましくはタンタルを合金から実質的になくす（すなわち、約０．０５％以下の不純物レベル）ことができる。表２に規定する合金は、ニッケル基合金の慣用の熱処理を用いることもできるが、上述の処理を用いて適切な熱処理を行うことができる。

好ましい実施形態について本発明を説明してきたが、当業者が他の形態も取り得ることは明らかである。したがって、本発明の技術的範囲は特許請求の範囲によってのみ限定される。

本発明の技術的範囲に属するニッケル基合金の引張強さと温度の関係をプロットしたグラフである。 本発明の技術的範囲に属するニッケル基合金の降伏強さと温度の関係をプロットしたグラフである。 本発明の技術的範囲に属するニッケル基合金の伸び（％）と温度の関係をプロットしたグラフである。 図１〜図３に示した合金と同じ合金について、１４００°Ｆでの低サイクル疲労寿命をプロットしたグラフである。 図１〜図３に示した合金と同じ合金について、１６００°Ｆでの低サイクル疲労寿命をプロットしたグラフである。 図１〜図３に示した合金と同じ合金について、１２００°Ｆでの高サイクル疲労寿命をプロットしたグラフである。 図１〜図３に示した合金と同じ合金について、１３５０°Ｆ及び１５００°Ｆでのクリープ寿命をプロットしたグラフである。

Claims (10)

1. 重量比で、１５．０〜１７．０％のクロム、７．０〜１０．０％のコバルト、１．０〜２．５％のモリブデン、２．０〜３．２％のタングステン、０．６〜２．５％のコロンビウム、１．５％未満のタンタル、３．０〜３．９％のアルミニウム、３．０〜３．９％のチタン、０．００５〜０．０６０％のジルコニウム、０．００５〜０．０３０％のホウ素、０．０７〜０．１５％の炭素、残部のニッケル及び不純物からなる、鋳造性・溶接性ニッケル基合金。
2. 当該合金のコロンビウム含量が、重量比で当該合金のタングステン含量よりも大きい、請求項１記載の合金。
3. コロンビウム含量が１．４重量％以上である、請求項１記載の合金。
4. コロンビウム含量が１．８５重量％である、請求項１記載の合金。
5. タンタル含量が１．０重量％未満である、請求項１記載の合金。
6. 当該合金が鋳造品の形態である、請求項１記載の合金。
7. 前記鋳造品がガスタービンエンジン部品である、請求項６記載の合金。
8. 前記ガスタービンエンジン部品が、シュラウド、ノズル及びバケットからなる群から選択される、請求項７記載の合金。
9. 当該合金が、重量比で、１５．７〜１６．３％のクロム、８．０〜９．０％のコバルト、１．５〜２．０％のモリブデン、２．４〜２．８％のタングステン、１．４〜２．１％のコロンビウム、１．５％未満のタンタル、３．２〜３．７％のアルミニウム、３．２〜３．７％のチタン、０．０１５〜０．０５０％のジルコニウム、０．００５〜０．０２０％のホウ素、０．０９〜０．１３％の炭素、残部のニッケル及び不純物からなる、請求項１記載の合金。
10. 当該合金が、重量比で、１６．３％のクロム、８．６％のコバルト、１．７％のモリブデン、２．５％のタングステン、１．８５％のコロンビウム、０．０５％のタンタル、３．４９％のアルミニウム、３．４３％のチタン、０．０２１％のジルコニウム、０．０１６％のホウ素、０．１０％の炭素、残部のニッケル及び不純物からなる、請求項９記載の合金。
    
    

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