JP4982539B2

JP4982539B2 - Ｎｉ基合金、Ｎｉ基鋳造合金、蒸気タービン用高温部品及び蒸気タービン車室

Info

Publication number: JP4982539B2
Application number: JP2009204246A
Authority: JP
Inventors: 順佐藤; 晋也今野; 裕之土井
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 2009-09-04
Filing date: 2009-09-04
Publication date: 2012-07-25
Anticipated expiration: 2029-09-04
Also published as: JP2011052303A; US20110058977A1; EP2292807A1

Description

本発明は、蒸気タービン高温部品に好適なＮｉ基鋳造合金と、それを用いた蒸気タービン車室に関する。

蒸気タービンの発電効率を向上させるためには、蒸気温度を上昇させることが必要であり、高温高圧に耐える材料として、従来、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋼や１２Ｃｒ鋼に代表されるフェライト系耐熱鋼が利用されてきた。フェライト系耐熱鋼は、高温強度と製造性に優れ、また低コストであることから、鍛造材としてタービンロータ，鋳造材としてタービン車室などへ利用されている（特許文献１，２）。

現在のフェライト系耐熱鋼よりも高強度な材料では、Ｎｉ基超合金がガスタービン等の高温部品として使用されている。Ｎｉ基超合金は、フェライト系耐熱鋼に比べて耐熱温度が高く、これを用いることで、より高い発電効率を実現することが期待できる。

Ｎｉ基合金は、一般的にＡｌまたはＴｉを含み、γ′相と称されるＮｉ₃（Ａｌ，Ｔｉ）型の金属間化合物相を析出させ、強度を上昇させる（例えば、特許文献３など）。γ′相は、高温になるほど強度が上昇する特徴があり、耐熱材料の強化相として好適である。しかし、これらの元素は溶解中に酸化しやすいことが製造上の問題となる。Ａｌ，Ｔｉが酸化すると、合金中の強化元素が不足して必要とする強度が得られないほか、酸化物が合金中に巻き込まれ鋳造欠陥となり、信頼性が大きく低下する。そのため、Ｎｉ基合金の溶解プロセスでは、エレクトロスラグ再溶解や真空アーク再溶解といった高度な溶解プロセスを適用することが必須である（特許文献４、Ａｌ，Ｔｉを含むＮｉ−Ｆｅ基合金に関する）。しかし、蒸気タービン車室のような大型、かつ複雑形状の部品には、このプロセスを適用できず、高強度で信頼性の高いＮｉ基鋳造合金、および高温部品を得ることが困難であった。

酸化を避けるためにＡｌ，Ｔｉを添加しない場合は、析出強化相のγ′相が全く存在しないため、十分な強度が得られず、蒸気温度を上昇させ、発電効率を向上させることができない。

特開２００６−２２３４３号公報特開２００７−９２１２３号公報特開２０００−１６９９２４号公報特開２００６−１１８０１６号公報

本発明の目的は、従来のフェライト系耐熱鋼と同様の低コストな鋳造プロセスにより製造可能で、γ′相析出により高強度なＮｉ基鋳造合金を提供する。

本発明のＮｉ基鋳造合金は、質量で、Ｃ：０.０１〜０.２，Ｓｉ：０.５〜４.０％，Ｃｒ：１４〜２２，Ｍｏ＋Ｗ：４.０〜１０，Ｂ：０.００１〜０.０２を含み、残部が不可避的不純物とＮｉとからなることを特徴とするＮｉ基合金である。

また、本発明のＮｉ基鋳造合金は、質量で、Ｃ：０.０１〜０.２，Ｓｉ：０.５〜４.０％，Ｃｒ：１４〜２２，Ｃｏ：０.１〜１０，Ａｌ：０.１〜０.５％，Ｔｉ：０.１〜０.５，Ｎｂ：１.０〜４.０，Ｍｏ＋Ｗ：４.０〜１０，Ｆｅ：０.１〜１０，Ｂ：０.００１〜０.０２を含み、残部が不可避的不純物とＮｉとからなることを特徴とするＮｉ基合金である。

これらの合金では、所定の熱処理によって強化相のγ′Ｎｉ₃Ｓｉ相が析出し、また使用中も安定に存在するため、良好な高温強度が得られる。また、従来の溶解プロセスでも、強化元素の酸化ロスや酸化物の巻き込みがないため信頼性が高く、蒸気タービン車室などの高温部品として好適である。

上記構成によれば、高度な雰囲気制御設備を必要とせず、低コストな従来溶解プロセスで製造可能な高強度Ｎｉ基鋳造合金が提供できる。また、信頼性の高い蒸気タービン鋳造部品が可能になる。

発明合金組織の模式図。実施例合金のクリープ破断時間。実施例合金のクリープ破断伸び。

発明者らは、Ｎｉ基合金に及ぼす合金元素の影響を調査する中で、蒸気タービン用鋳造合金として有望なＮｉ基合金を開発した。以下に本発明合金における各元素の効果と、合金組成の限定理由を述べる。
（１）Ｃ（炭素）：Ｃは母相に固溶して高温での引張強さを向上させると共に、ＭＣ，Ｍ₂₃Ｃ₆などの炭化物を形成することで粒界強度を向上させる。これらの効果は０.０１％程度から顕著になるが、過剰なＣの添加は粗大な共晶炭化物の原因となり、靭性の低下を招くため０.２％を上限とする。０.０５〜０.１５％の添加量が好ましい。
（２）Ｓｉ（ケイ素）：Ｓｉは、従来から脱酸材や鋳造性向上に有効であることが報告されているが、本発明では、強化元素として積極的に添加している。Ｓｉの過剰添加は、融点降下，有害相の析出の原因になるとされているが、本発明では、合金元素の影響を詳細に調査し、各元素のバランスを取ることでＳｉを従来よりも多く添加することを可能にしている。強化相であるＮｉ₃Ｓｉを析出させるためには、０.５％以上の添加が必要であるが、４％を超えると、凝固時の偏析が大きくなり、粒界強度が低下する。好ましい範囲は１.０〜３.５％である。
（３）Ｃｒ（クロム）：Ｃｒは、表面にＣｒ₂Ｏ₃からなる緻密な酸化皮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１４％を含有することが必要である。しかし２２％以上添加すると、σ相が析出して材料の延性，破壊靭性が悪化するため２２％を超えない範囲とする。特に好適な範囲は１５〜２０％である。
（４）Ｍｏ（モリブデン），Ｗ（タングステン）：ＭｏおよびＷは、固溶強化によって母相を強化する効果がある。十分な強化を得るためには、両者の重量％の和が４.０％以上の添加が必要であるが、１０％を超えると、硬質で脆い金属間化合物相の生成を助長したり、高温延性の悪化を招いたりする。より好ましい範囲は、６〜９％である。
（５）Ｂ（ホウ素）：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よる部分溶融の原因となることから、その適正範囲はＢ：０.００１〜０.０２とした。
（６）Ｃｏ（コバルト）：ＣｏはＮｉと置換して母相に固溶して高温強度を向上させる効果があり、高温耐食性にも寄与する。本発明の合金組成範囲では、これらの効果が顕著に認められるのは０.１％以上であるが、過剰な添加はσ相やμ相といった有害相の析出を助長するため、上限は１０％とした。
（７）Ａｌ（アルミニウム）：一般的なＮｉ基合金では、Ｎｉ₃Ａｌ相を形成し、強化する主要な強化元素として添加され、本発明でも、Ｎｉ₃Ｓｉ相の強化に寄与する。しかし、活性元素であり、大気中での鋳造プロセスでは酸化が著しく、製品の信頼性を損なう。そのため、本発明では上限を０.５％とした。
（８）Ｔｉ（チタン）：ＴｉもＡｌと同様に強化相のγ′相を安定化し、強化する効果がある。やはり活性元素であり、酸化により特性に及ぼす影響がない組成範囲として、０.１〜０.５％とする。
（９）Ｎｂ（ニオブ）：Ｎｂも、ＡｌやＴｉと同様にγ′相の強化に寄与することが知られている。しかし、ＡｌやＴｉに比べて酸化しにくいため、５.０％を上限として添加することが可能である。しかし、過剰になるとＮｉ₃Ｎｂを形成し、長時間の組織安定性を害する。
（１０）Ｆｅ（鉄）：ＦｅはＮｉと置換し固溶強化に寄与する。また、廉価であることから、低コスト化の観点からは多く含有することが望ましいが、Ｎｉに比べてγ′相の安定性に乏しく、過剰に添加するとγ′相の析出量が減少する。そのため、上限は１０％とした。

表１に、本発明の実施例合金１〜８と比較例合金１〜５の合金組成を示している。各合金１０kgを大気中で溶解し、砂型鋳型に鋳込みφ１００mmの円柱状の鋳塊を得た。得られた鋳塊に、１１５０℃×３０分，７２０℃×２４時間の熱処理を施した後に、組織観察，高温クリープ試験等により特性評価を行った。

図１は、本発明合金１〜８の組織の模式図を示している。発明合金では、強化相であるγ′相が分散析出し、粒界部に若干の炭化物が析出している。従来のγ′析出強化型Ｎｉ基合金と同様の組織であり、Ｓｉ添加の効果が表れている。一方、比較例１では、Ｓｉ量が少なく、Ａｌ，Ｔｉも添加されていないため、γ′相は析出していなかった。比較例２では、Ｓｉが十分添加されているため、γ′相が析出しているが、粒界およびデンドライト境界部で粗大に析出する傾向が見られた。比較例３ではＳｉに加えて、Ａｌ，Ｔｉが添加されているが、鋳造時に発生した酸化物が材料内に混入していることが確認された。Ａｌのみ添加した比較例４も同様である。実施例合金にもＡｌ，Ｔｉを添加した合金はあるが、添加量が適正な範囲内にあるため、このような酸化物の混入は確認できなかった。比較例５は、市販合金の６２５合金に相当する組成である。比較的Ａｌ，Ｔｉの含有量が少なく、酸化物の混入は観察されなかったものの、クリープ試験後など、高温で長時間保持した合金では、Ｎｉ₃Ｎｂ相の析出が認められた。析出物の種類と、組織の健全性判定結果を表２に示した。

図２，図３には、高温特性の評価結果として、各合金のクリープ破断時間とクリープ破断伸びをグラフとして示している。クリープ試験は７００℃、３３３ＭＰａの条件で試験を行った。いずれの実施例合金も、既存材である比較例５のクリープ破断時間を上回っており、Ｓｉ添加によりγ′相が析出したことで、高温強度が改善している。また、高温延性についても２５％以上の伸びがあり、比較例５と同等以上の比較的良好な結果になっている。

比較例１は、強化元素の添加量が少なく、γ′相が存在しないため、クリープ強度が低い。Ｓｉを多く添加した比較例２では、比較例１に比べてクリープ強度は向上しているが、クリープ伸びが低い。これは、前述にあるように、粒界，デンドライト境界に粗大な析出物が存在するためと考えられ、Ｓｉが過剰であったことを示唆している。比較例３，４は酸化物の混入があったため、これを起点として破断が進行し、破断時間，破断伸びとも小さい結果となっており、本実施例の溶解プロセスでは、活性元素であるＡｌ，Ｔｉを低減することが特性改善に不可欠となることが明らかである。既存材の実施例５では、Ａｌ，Ｔｉの添加量が低く抑えられているため、酸化による特性劣化は見受けられない。しかし、高温では時間と共にＮｉ₃Ｎｂ相が析出するため、Ｓｉの添加によりγ′相を安定化した本発明合金の方が、より良い組織安定性を有している。

Claims

質量で、Ｃ：０.０５〜０.１５，Ｓｉ：１.０〜３.５％，Ｃｒ：１５〜２０，Ｍｏ＋Ｗ：５.０〜８.０，Ｂ：０.００２〜０.０１，Ａｌ：０.１〜０.４％，Ｔｉ：０.１〜０.４％，Ｎｂ：１.０〜４.０％，Ｃｏ：１.０〜５％，Ｆｅ：１.０〜５％を含み、残部が不可避的不純物とＮｉとからなることを特徴とするＮｉ基合金。
請求項１に記載の合金において、７００〜８００℃で熱処理することによって、Ｎｉ₃Ｓｉ型金属間化合物が析出することを特徴とするＮｉ基合金。
請求項１または２に記載の合金において、大気中あるいは不活性ガス雰囲気中での溶解，鋳造で製造されるＮｉ基鋳造合金。
請求項１乃至３のいずれかに記載の合金からなる、蒸気タービン用高温部品。
請求項１乃至３のいずれかに記載の合金からなる、蒸気タービン車室。