JP5133453B2 - Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 - Google Patents
Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5133453B2 JP5133453B2 JP2011502169A JP2011502169A JP5133453B2 JP 5133453 B2 JP5133453 B2 JP 5133453B2 JP 2011502169 A JP2011502169 A JP 2011502169A JP 2011502169 A JP2011502169 A JP 2011502169A JP 5133453 B2 JP5133453 B2 JP 5133453B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- single crystal
- based single
- crystal superalloy
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 title claims description 146
- 239000013078 crystal Substances 0.000 title claims description 145
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 16
- 229910052702 rhenium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 10
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 15
- 229910001011 CMSX-4 Inorganic materials 0.000 description 10
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 10
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 10
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 8
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 8
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 3
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 3
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 3
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910001092 metal group alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 239000003870 refractory metal Substances 0.000 description 1
- 229910052707 ruthenium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003068 static effect Effects 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012795 verification Methods 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
- F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
- F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
- F01D5/12—Blades
- F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
- C30B29/52—Alloys
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2220/00—Application
- F05D2220/30—Application in turbines
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2230/00—Manufacture
- F05D2230/40—Heat treatment
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2300/00—Materials; Properties thereof
- F05D2300/10—Metals, alloys or intermetallic compounds
- F05D2300/13—Refractory metals, i.e. Ti, V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W
- F05D2300/131—Molybdenum
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2300/00—Materials; Properties thereof
- F05D2300/10—Metals, alloys or intermetallic compounds
- F05D2300/13—Refractory metals, i.e. Ti, V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W
- F05D2300/132—Chromium
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2300/00—Materials; Properties thereof
- F05D2300/10—Metals, alloys or intermetallic compounds
- F05D2300/13—Refractory metals, i.e. Ti, V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W
- F05D2300/133—Titanium
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2300/00—Materials; Properties thereof
- F05D2300/10—Metals, alloys or intermetallic compounds
- F05D2300/13—Refractory metals, i.e. Ti, V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W
- F05D2300/135—Hafnium
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2300/00—Materials; Properties thereof
- F05D2300/10—Metals, alloys or intermetallic compounds
- F05D2300/17—Alloys
- F05D2300/175—Superalloys
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2300/00—Materials; Properties thereof
- F05D2300/10—Metals, alloys or intermetallic compounds
- F05D2300/17—Alloys
- F05D2300/177—Ni - Si alloys
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2300/00—Materials; Properties thereof
- F05D2300/60—Properties or characteristics given to material by treatment or manufacturing
- F05D2300/607—Monocrystallinity
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Description
本発明は、Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼に関する。
本願は、２００９年８月１０日に日本に出願された特願２００９−１８５７５７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２００９年８月１０日に日本に出願された特願２００９−１８５７５７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
航空機エンジンや産業用ガスタービンなどに使用されるタービン翼（静・動翼）は、高温下に長時間晒されるため、耐熱性に優れた材料としてＮｉ基単結晶超合金が用いられている。このＮｉ基単結晶超合金は、ベースであるＮｉにＡｌを添加してＮｉ３Ａｌ型の析出物を析出させて強化し、更にＣｒ、Ｗ、Ｔａなどの高融点金属を添加して合金化し、単結晶化させた超合金である。
このようなＮｉ基単結晶超合金としては、例えば、Ｒｅを含まない第１世代の合金（例えば、キャノン・マスケゴン社製のＣＭＳＸ−２や、ユナイテッド・テクノロジーズ・コーポレイション社製のＰＷＡ１４８０）と、Ｒｅを３質量％含むことによってクリープ強度を中心とする高温強度（高温疲労強度も含む）を向上させた第２世代の合金（例えば、キャノン・マスケゴン社製のＣＭＳＸ−４や、ユナイテッド・テクノロジーズ・コーポレイション社製のＰＷＡ１４８４）等が知られている。ＣＭＳＸ、ＰＷＡは合金の商標である。
第２世代のＮｉ基単結晶超合金は、Ｒｅを含有することによって第１世代に対してクリープ強度を中心とする高温強度を向上させたＮｉ基単結晶超合金である。つまり、Ｒｅを含有させることによってＮｉ基単結晶超合金のクリープ強度を中心とする高温強度を向上させることが可能であることが知られている。
ところが、Ｒｅは、希少金属であることから、大量に安定確保することが難しい。また、近年においてＲｅの価格が高騰しており、Ｒｅの大量使用は、製品価格の高騰を招く。
ところが、Ｒｅは、希少金属であることから、大量に安定確保することが難しい。また、近年においてＲｅの価格が高騰しており、Ｒｅの大量使用は、製品価格の高騰を招く。
このため、Ｒｅの含有量を第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりも低減させつつ、少なくとも第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度を中心とする高温強度が高く、望ましくは第２世代と同等もしくはそれ以上にクリープ強度を中心とする高温強度が高いＮｉ基単結晶超合金の開発が望まれている。
本発明は、上述する問題点に鑑みてなされたもので、Ｒｅの含有量が少なくかつクリープ強度を中心とする高温強度に優れたＮｉ基単結晶超合金を提供することを目的とする。
本発明は、上記課題を解決するための手段として、以下の構成を採用する。
第１の発明は、Ｎｉ基単結晶超合金であって、質量比で、Ｃｏ：０．１質量％以上９．９質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上１０．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以上２．０質量％以下、Ｗ：８．０質量％以上１１．０質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上９．０質量％以下、Ａｌ：５．２質量％以上７．０質量％以下、Ｔｉ：２．０質量％以下、Ｈｆ：０．０５質量％以上０．３質量％以下、Ｎｂ：１．０質量％以下、Ｒｅ：３．０質量％未満、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
第２の発明は、上記第１の発明のＮｉ基単結晶超合金において、質量比で、Ｒｅ：２．０質量％以下である。
第３の発明は、上記第１の発明のＮｉ基単結晶超合金において、質量比で、Ｒｅ：１．４質量％以下である。
第４の発明は、上記第１の発明のＮｉ基単結晶超合金において、質量比で、Ｒｅ：０．８質量％以下である。
第５の発明は、上記第１〜第４いずれかの発明のＮｉ基単結晶超合金において、質量比で、Ｃｏ：６．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．５質量％、Ｗ：１０．０質量％、Ｔａ：５．５質量％、Ａｌ：６．０質量％、Ｈｆ：０．１０質量％を含有し、Ｔｉ、Ｎｂ及びＲｅを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。
第６の発明は、上記第１〜第４いずれかの発明のＮｉ基単結晶超合金において、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．２質量％、Ｔｉ：１．６質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。
第７の発明は、上記第１〜第３いずれかの発明のＮｉ基単結晶超合金において、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：６．５質量％、Ｍｏ：１．４質量％、Ｗ：８．０質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．５質量％、Ｔｉ：１．０質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：１．４質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。
第８の発明は、タービン翼であって、第１〜第７いずれかの発明であるＮｉ基単結晶超合金を用いて形成されている。
本発明によれば、Ｎｉ基単結晶超合金に含有されるＲｅは、３．０質量％未満である。このため、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの含有量が少ない。
また、後に詳説するが、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度を中心とする高温強度が高い。
したがって、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの含有量が少なく、かつ第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度を中心とする高温強度に優れる。
また、後に詳説するが、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度を中心とする高温強度が高い。
したがって、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの含有量が少なく、かつ第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度を中心とする高温強度に優れる。
以下、図面を参照して、本発明に係るＮｉ基単結晶超合金及びタービン翼の一実施形態について説明する。なお、以下の図面において、各部材を認識可能な大きさとするために、各部材の縮尺を適宜変更している。
本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、質量比で、Ｃｏ：０．１質量％以上９．９質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上１０．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以上２．０質量％以下、Ｗ：８．０質量％以上１１．０質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上９．０質量％以下、Ａｌ：５．２質量％以上７．０質量％以下、Ｔｉ：２．０質量％以下、Ｈｆ：０．０５質量％以上０．３質量％以下、Ｎｂ：１．０質量％以下、Ｒｅ：３．０質量％未満、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
また、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金におけるＲｅの含有量は、質量比で、２．０質量％以下、１．４質量％以下、あるいは０．８質量％以下であることがより好ましい。
なお、「不可避的不純物」とは、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金を得るまでの製造過程において、意図して導入することなく含有され、微量（例えば０．１重量％以下）であり、さらにＮｉ基単結晶合金の特性に必ずしも影響を及ぼさない不純物である。
この不可避的不純物としては、例えば、Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｒｕ、Ｒｅ等が挙げられる。
この不可避的不純物としては、例えば、Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｒｕ、Ｒｅ等が挙げられる。
以下、上記Ｎｉ基単結晶超合金を構成する各成分の組成範囲を限定した理由について説明する。
Ｃｏは、Ａｌ、Ｔａ等を含む母相に対する高温下での固溶限度を大きくし、熱処理によって微細なγ´相を分散析出させ、高温強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｃｏが９．９質量％を超えると、Ａｌ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｃｒなどの他の添加元素とのバランスが崩れ、有害相が析出して高温強度が低下する。また、高温強度を向上させる必要性から、Ｃｏは、０．１質量％以上含まれていることが好ましい。したがって、Ｃｏは、０．１質量％以上９．９質量％以下であることが好ましい。
Ｃｏは、Ａｌ、Ｔａ等を含む母相に対する高温下での固溶限度を大きくし、熱処理によって微細なγ´相を分散析出させ、高温強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｃｏが９．９質量％を超えると、Ａｌ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｃｒなどの他の添加元素とのバランスが崩れ、有害相が析出して高温強度が低下する。また、高温強度を向上させる必要性から、Ｃｏは、０．１質量％以上含まれていることが好ましい。したがって、Ｃｏは、０．１質量％以上９．９質量％以下であることが好ましい。
Ｃｒは、耐酸化性に優れた元素であり、Ｈｆ及びＡｌと共にＮｉ基単結晶超合金の高温耐食性を向上させる元素である。しかしながら、Ｃｒが５．１質量％未満になると、所望の高温耐食性を確保することが困難となる。一方、Ｃｒが１０．０質量％を超えると、γ´相の析出が抑制されると共に、σ相やμ相などの有害相が析出し、高温強度が低下する。したがって、Ｃｒは、５．１質量％以上１０．０質量％以下であることが好ましい。
Ｍｏは、Ｗ又はＴａとの共存下において母相となるγ相に固溶して高温強度を増加させると共に、析出硬化により高温強度に寄与する元素である。しかしながら、Ｍｏが１．０質量％未満になると、所望の高温強度を確保することが困難となる。一方、Ｍｏが４．０質量％を超えると、高温強度が低下し、更には高温耐食性も低下する。したがって、Ｍｏは、１．０質量％以上４．０質量％以下であることが好ましい。
Ｗは、Ｍｏ又はＴａとの共存下において固溶強化と析出硬化の作用により高温強度を向上させる元素である。このＷは、高温強度を向上させるために、８．１質量％以上含まれていることが好ましい。しかしながら、Ｗが１１．０質量％を超えると、高温耐食性が低下する。したがって、Ｗは、８．１質量％以上１１．０質量％以下であることが好ましい。
Ｔａは、Ｍｏ又はＷとの共存下において固溶強化と析出硬化の作用により高温強度を向上させ、また一部がγ´相に対して析出硬化することで、高温強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｔａが４．０質量％未満になると、所望の高温強度を確保することが困難となる。一方、Ｔａが９．０質量％を超えると、σ相やμ相などの有害相が析出し、高温強度が低下する。したがって、Ｔａは、４．０質量％以上９．０質量％以下であることが好ましい。
Ａｌは、Ｎｉと化合しながら、母相中に微細均一に分散析出するγ´相として、Ｎｉ３Ａｌで表される金属間化合物を６０〜７０％（体積百分率）の割合で形成する。すなわち、Ａｌは、Ｎｉと共に高温強度を向上させる元素である。また、Ａｌは、耐酸化性に優れた元素であり、Ｃｒ及びＨｆと共にＮｉ基単結晶超合金の高温耐食性を向上させる元素である。しかしながら、Ａｌが５．２質量％未満になると、γ´相の析出量が不充分となり、所望の高温強度及び高温耐食性を確保することが困難となる。一方、Ａｌが７．０質量％を超えると、共晶γ´相と呼ばれる粗大なγ相が多く形成され、溶体化処理が不可能となり、所望の高温強度を確保することが困難となる。したがって、Ａｌは、５．２質量％以上７．０質量％以下であることが好ましい。
Ｔｉは、Ｍｏ又はＷとの共存下において固溶強化と析出強化の作用により高温強度を向上させ、また、一部がγ´相に対して析出硬化し、高温強度を向上させるための元素である。しかしながら、Ｔｉが２．０質量％を超えると、有害相が析出して高温強度が低下する。このＴｉは、高温強度を向上させるために、０．１質量％以上含まれていることが好ましい。したがって、Ｔｉは、０．１質量％以上２．０質量％以下であることが好ましい。
Ｈｆは、粒界偏析元素であり、粒界に偏在して粒界を強化し、これにより高温強度を向上させる元素である。また、Ｈｆは、耐酸化性に優れた元素であり、Ｃｒ及びＡ１と共にＮｉ基単結晶超合金の高温耐食性を向上させる元素である。このＨｆは、高温強度を向上させるために、０．０５質量％以上含まれていることが好ましい。しかしながら、Ｈｆが０．３質量％を超えると、局部溶融を引き起こして高温強度を低下させることがある。したがって、Ｈｆは、０．０５質量％以上０．３質量％以下であることが好ましい。
Ｎｂは、高温強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｎｂが１．０質量％を超えると、有害相が析出して高温強度が低下する。したがって、Ｎｂは、１．０質量％以下であることが好ましい。
Ｒｅは、母相であるγ相に固溶し、固溶強化により高温強度を向上させる元素である。また、耐食性を向上させる効果もある。しかしながら、Ｒｅが３．０質量％以上になると、従来の第２世代のＮｉ基単結晶超合金と同じ量のＲｅを使用する必要が生じる。しかしながら、Ｒｅは安定確保が困難と成り易く、また高価であるため、Ｒｅの含有量が多いと、Ｎｉ基単結晶超合金の値段が非常に高くなる。本実施形態では、Ｒｅの含有量を抑制する又はＲｅを含有しない場合であっても、他の構成元素の組成比を最適な範囲に設定することによって、高温下で高いクリープ強度を中心とする高温強度を維持することが可能である。
すなわち、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金においてＲｅの含有量は、３質量％未満とされている。さらに、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金においてＲｅの含有量は、２．０質量％以下、さらには１．４質量％以下、さらには０．８質量％以下であることが好ましい。
すなわち、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金においてＲｅの含有量は、３質量％未満とされている。さらに、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金においてＲｅの含有量は、２．０質量％以下、さらには１．４質量％以下、さらには０．８質量％以下であることが好ましい。
続いて、図１を参照して、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するために行った実験の結果について説明する。
図１は、実験によって得られた本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するためのグラフである。図１において、横軸がＲｅの含有量（質量％）であり、縦軸がクリープ寿命である。
なお、図１に示す黒点Ａ〜Ｃは、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金として、Ｎｉ基単結晶超合金Ａ、Ｂ、Ｂ２、及びＣを用いてクリープ寿命を、１１００℃の温度環境で１３７Ｍｐａの引張荷重とした実験により計測した結果を示している。ここで、Ｎｉ基単結晶超合金Ａは、質量比で、Ｃｏ：６．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．５質量％、Ｗ：１０．０質量％、Ｔａ：５．５質量％、Ａｌ：６．０質量％、Ｈｆ：０．１０質量％を含有し、Ｔｉ、Ｎｂ及びＲｅを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。また、Ｎｉ基単結晶超合金Ｂは、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．２質量％、Ｔｉ：１．６質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。また、Ｎｉ基単結晶超合金Ｂ２は、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．２質量％、Ａｌ：５．４質量％、Ｔｉ：１．２質量％、Ｈｆ：０．１質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。また、Ｎｉ基単結晶超合金Ｃは、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：６．５質量％、Ｍｏ：１．４質量％、Ｗ：８．０質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．５質量％、Ｔｉ：１．０質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：１．４質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。
図１は、実験によって得られた本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するためのグラフである。図１において、横軸がＲｅの含有量（質量％）であり、縦軸がクリープ寿命である。
なお、図１に示す黒点Ａ〜Ｃは、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金として、Ｎｉ基単結晶超合金Ａ、Ｂ、Ｂ２、及びＣを用いてクリープ寿命を、１１００℃の温度環境で１３７Ｍｐａの引張荷重とした実験により計測した結果を示している。ここで、Ｎｉ基単結晶超合金Ａは、質量比で、Ｃｏ：６．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．５質量％、Ｗ：１０．０質量％、Ｔａ：５．５質量％、Ａｌ：６．０質量％、Ｈｆ：０．１０質量％を含有し、Ｔｉ、Ｎｂ及びＲｅを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。また、Ｎｉ基単結晶超合金Ｂは、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．２質量％、Ｔｉ：１．６質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。また、Ｎｉ基単結晶超合金Ｂ２は、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．２質量％、Ａｌ：５．４質量％、Ｔｉ：１．２質量％、Ｈｆ：０．１質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。また、Ｎｉ基単結晶超合金Ｃは、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：６．５質量％、Ｍｏ：１．４質量％、Ｗ：８．０質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．５質量％、Ｔｉ：１．０質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：１．４質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。
また、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金の製造方法は、以下の通りである。
まず、真空溶解炉を用いてＮｉ基単結晶超合金の溶湯を調整し、この合金溶湯を用いて合金インゴットを鋳造する。
さらに、合金インゴットに対して溶体化処理及び時効処理を行い、Ｎｉ基単結晶超合金を得る。なお、溶体化処理としては、１５０３〜１５６３Ｋ（１２３０〜１２９０℃）から多段のステップにより１５７３〜１６１３Ｋ（１３００〜１３４０℃）まで昇温した後、１〜１０時間以上保持する。また、時効処理としては、１２７３〜１４２３Ｋ（１０００℃〜１１５０℃）で３〜５時間保持する１次時効処理を行う。その後、１０７３〜１２２３Ｋ（８００℃〜９５０℃）で１５〜２５時間保持する２次時効処理を行う。
まず、真空溶解炉を用いてＮｉ基単結晶超合金の溶湯を調整し、この合金溶湯を用いて合金インゴットを鋳造する。
さらに、合金インゴットに対して溶体化処理及び時効処理を行い、Ｎｉ基単結晶超合金を得る。なお、溶体化処理としては、１５０３〜１５６３Ｋ（１２３０〜１２９０℃）から多段のステップにより１５７３〜１６１３Ｋ（１３００〜１３４０℃）まで昇温した後、１〜１０時間以上保持する。また、時効処理としては、１２７３〜１４２３Ｋ（１０００℃〜１１５０℃）で３〜５時間保持する１次時効処理を行う。その後、１０７３〜１２２３Ｋ（８００℃〜９５０℃）で１５〜２５時間保持する２次時効処理を行う。
また、図１にて白点で示す、ＣＭＳＸ−２、ＣＭＳＸ−４、ＲｅｎｅＮ４、ＲｅｎｅＮ５、ＰＷＡ１４８０及びＰＷＡ１４８４は、各Ｎｉ基単結晶超合金を本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と同様の条件で実験した結果を示している。ＣＭＳＸ、Ｒｅｎｅ、ＰＷＡは合金の商標である。
図１から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａは、同様にＲｅを有用な成分として含有しないＣＭＳＸ−２、ＲｅｎｅＮ４、ＰＷＡ１４８０（第１世代のＮｉ基単結晶超合金）と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
なお、ここで言う、有用な成分として含有しないとは、完全に含有されていない場合に加えて、不可避的不純物として含有される場合を含む。
なお、ここで言う、有用な成分として含有しないとは、完全に含有されていない場合に加えて、不可避的不純物として含有される場合を含む。
また、ＣＭＳＸ−２、ＰＷＡ１４８０、ＲｅｎｅＮ４、ＲｅｎｅＮ５、ＣＭＳＸ−４及びＰＷＡ１４８４のクリープ寿命から、これらの従来のＮｉ基単結晶超合金に含有されるＲｅを３．０質量％以下の範囲で変化させた場合には、そのＮｉ基単結晶超合金の寿命は、図１に示す領域Ｒ１に含まれることが想定される。そして、図１から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂ及びＢ２は、従来のＮｉ基単結晶超合金がＲｅを０．８質量％含有する場合に想定されるクリープ寿命と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
また、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Cは、従来のＮｉ基単結晶超合金がＲｅを１．４質量％含有する場合に想定されるクリープ寿命と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高いことが確認できる。
また、これらの本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂ、Ｂ２及びＣは、図１から分かるように、第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
また、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Cは、従来のＮｉ基単結晶超合金がＲｅを１．４質量％含有する場合に想定されるクリープ寿命と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高いことが確認できる。
また、これらの本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂ、Ｂ２及びＣは、図１から分かるように、第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
また、図１から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａは、Ｒｅを３．０質量％含むＣＭＳＸ−４（第２世代のＮｉ基単結晶超合金）と同程度のクリープ寿命すなわちクリープ強度を有する。
また、図１から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂは、Ｒｅを３．０質量％含むＰＷＡ１４８４（第２世代のＮｉ基単結晶超合金）と同程度のクリープ寿命、すなわちクリープ強度を有し、ＣＭＳＸ−４及びＲｅｎｅＮ５（第２世代のＮｉ基単結晶超合金）よりも長いクリープ寿命、すなわち高いクリープ強度を有する。
また、図１から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｃは、Ｒｅを３．０質量％含むＣＭＳＸ−４、ＲｅｎｅＮ５及びＰＷＡ１４８４よりも長いクリープ寿命、すなわち高いクリープ強度を有する。
また、図１から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂは、Ｒｅを３．０質量％含むＰＷＡ１４８４（第２世代のＮｉ基単結晶超合金）と同程度のクリープ寿命、すなわちクリープ強度を有し、ＣＭＳＸ−４及びＲｅｎｅＮ５（第２世代のＮｉ基単結晶超合金）よりも長いクリープ寿命、すなわち高いクリープ強度を有する。
また、図１から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｃは、Ｒｅを３．０質量％含むＣＭＳＸ−４、ＲｅｎｅＮ５及びＰＷＡ１４８４よりも長いクリープ寿命、すなわち高いクリープ強度を有する。
なお、本実験におけるクリープ寿命の実測値は、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａ（有用な成分としてＲｅを含まない）が７２時間及び８７時間、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂ（Ｒｅ：０．８質量％）が１４９時間、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂ２（Ｒｅ：０．８質量％）が１０１時間、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｃ（Ｒｅ：１．４質量％）が１７０時間、ＰＷＡ１４８０が１８時間、ＲｅｎｅＮ４が３１時間、ＣＭＳＸ−２が４５時間、ＰＷＡ１４８４が１４１時間、ＲｅｎｅＮ５が８９時間、ＣＭＳＸ−４が７４時間である。
続いて、図２を参照して、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するために行ったシミュレーションの結果について説明する。
なお、本シミュレーションは、英国 Sente Software 社により開発された「JMatPro V.5.0」を用いて行った。本ソフトは、金属合金の物理的、熱力学的物性値及び機械的物性値をその化学成分より計算するもので、本発明の技術分野であるＮｉ基単結晶超合金のクリープ寿命についても、下記文献の Fig.16 に示されるように精度良く予測できることが実証されている。（文献: N. Saunders, Z. Guo, X. Li, A. P. Miodownik and J-Ph. Schille：MODELLING THE MATERIAL PROPERTIES AND BEHAVIOUR OF Ni-BASED SUPERALLOYS, Superalloys2004, (TMS, 2004), pp.849-858.）
また、本発明の発明者らは、いくつかの単結晶超合金を作製し、上記実験と同様に１１００℃、１３７ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行い、「JMatPro V.5.0」による破断寿命計算値と比較した。図３は、比較の結果を示すものである。そして、この図に示すように、「JMatPro V.5.0」の計算値は、実験による実測値とは、重相関係数Ｒ２＝０．９６と良い相関が得られ、本シミュレーションの結果が、実験による実測値と同等に扱えることを確認した。
また、図３に示すように、「JMatPro V.5.0」の計算値は、高寿命側（おおよそ１００時間以上）において特に実験による実測値と一致している。つまり、「JMatPro V.5.0」は、特に高寿命側において精度良く計算を行うことができる。
なお、本シミュレーションは、英国 Sente Software 社により開発された「JMatPro V.5.0」を用いて行った。本ソフトは、金属合金の物理的、熱力学的物性値及び機械的物性値をその化学成分より計算するもので、本発明の技術分野であるＮｉ基単結晶超合金のクリープ寿命についても、下記文献の Fig.16 に示されるように精度良く予測できることが実証されている。（文献: N. Saunders, Z. Guo, X. Li, A. P. Miodownik and J-Ph. Schille：MODELLING THE MATERIAL PROPERTIES AND BEHAVIOUR OF Ni-BASED SUPERALLOYS, Superalloys2004, (TMS, 2004), pp.849-858.）
また、本発明の発明者らは、いくつかの単結晶超合金を作製し、上記実験と同様に１１００℃、１３７ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行い、「JMatPro V.5.0」による破断寿命計算値と比較した。図３は、比較の結果を示すものである。そして、この図に示すように、「JMatPro V.5.0」の計算値は、実験による実測値とは、重相関係数Ｒ２＝０．９６と良い相関が得られ、本シミュレーションの結果が、実験による実測値と同等に扱えることを確認した。
また、図３に示すように、「JMatPro V.5.0」の計算値は、高寿命側（おおよそ１００時間以上）において特に実験による実測値と一致している。つまり、「JMatPro V.5.0」は、特に高寿命側において精度良く計算を行うことができる。
図２は、シミュレーションによって得られた本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するためのグラフである。図２において、横軸がＲｅの含有量（質量％）であり、縦軸がクリープ寿命である。
ここで、図２に示す黒点は、図４に示す組成を有する本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ａ〜ｒを用いてクリープ寿命を、１１００℃の温度環境で１３７Ｍｐａの引張荷重の条件下で行ったシミュレーションから得られた結果を示している。なお、Ｎｉ基単結晶超合金ａ〜ｃは、上述の実験で用いたＮｉ基単結晶超合金Ａ〜Ｃと同じ組成を有している。
また、図２にて白点で示す、ＣＭＳＸ−２、ＣＭＳＸ−４、ＲｅｎｅＮ４、ＲｅｎｅＮ５、ＰＷＡ１４８０及びＰＷＡ１４８４は、図４に示す組成を有する従来のＮｉ基単結晶超合金を本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と同様の条件でシミュレーションした結果を示す。なお、本シミュレーションで用いるＣＭＳＸ−２、ＣＭＳＸ−４、ＲｅｎｅＮ４、ＲｅｎｅＮ５、ＰＷＡ１４８０及びＰＷＡ１４８４の組成は、上述の実験で用いた従来のＮｉ基単結晶超合金と同様である。
ここで、図２に示す黒点は、図４に示す組成を有する本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ａ〜ｒを用いてクリープ寿命を、１１００℃の温度環境で１３７Ｍｐａの引張荷重の条件下で行ったシミュレーションから得られた結果を示している。なお、Ｎｉ基単結晶超合金ａ〜ｃは、上述の実験で用いたＮｉ基単結晶超合金Ａ〜Ｃと同じ組成を有している。
また、図２にて白点で示す、ＣＭＳＸ−２、ＣＭＳＸ−４、ＲｅｎｅＮ４、ＲｅｎｅＮ５、ＰＷＡ１４８０及びＰＷＡ１４８４は、図４に示す組成を有する従来のＮｉ基単結晶超合金を本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と同様の条件でシミュレーションした結果を示す。なお、本シミュレーションで用いるＣＭＳＸ−２、ＣＭＳＸ−４、ＲｅｎｅＮ４、ＲｅｎｅＮ５、ＰＷＡ１４８０及びＰＷＡ１４８４の組成は、上述の実験で用いた従来のＮｉ基単結晶超合金と同様である。
図４から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ａ，ｑは、同様にＲｅを有用な成分として含有しないＣＭＳＸ−２、ＲｅｎｅＮ４、ＰＷＡ１４８０（第１世代のＮｉ基単結晶超合金）と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
また、ＣＭＳＸ−２、ＰＷＡ１４８０、ＲｅｎｅＮ４、ＲｅｎｅＮ５、ＣＭＳＸ−４及びＰＷＡ１４８４のクリープ寿命から、これらの従来のＮｉ基単結晶超合金に含有されるＲｅを３．０質量％以下の範囲で変化させた場合には、そのＮｉ基単結晶超合金の寿命は、図２に示す領域Ｒ２に含まれることが想定される。そして、図４から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ｂ、ｂ２及びｄ〜ｏは、従来のＮｉ基単結晶超合金がＲｅを０．８質量％含有する場合に想定されるクリープ寿命（領域Ｒ２）と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
そして、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ｃ及びｐは、従来のＮｉ基単結晶超合金がＲｅを１．４質量％含有する場合に想定されるクリープ寿命（領域Ｒ２）と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高いことが確認できる。また、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ｂ、ｂ２及びｄ〜ｏは、図４から分かるように、第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
さらに、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ｒは、比較用のものであり従来の第２世代のＮｉ基単結晶超合金と同等の３．０質量％のＲｅを含有しているが、そのクリープ強度が従来のＮｉ基単結晶超合金よりも高くなっていることが確認できる。
そして、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ｃ及びｐは、従来のＮｉ基単結晶超合金がＲｅを１．４質量％含有する場合に想定されるクリープ寿命（領域Ｒ２）と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高いことが確認できる。また、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ｂ、ｂ２及びｄ〜ｏは、図４から分かるように、第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
さらに、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ｒは、比較用のものであり従来の第２世代のＮｉ基単結晶超合金と同等の３．０質量％のＲｅを含有しているが、そのクリープ強度が従来のＮｉ基単結晶超合金よりも高くなっていることが確認できる。
そして、図２から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ａ〜ｒは、従来のＮｉ基単結晶超合金と同程度あるいはそれ以上のクリープ強度を有する。
具体的には、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、同じＲｅの含有量で従来のＮｉ基単結晶超合金と比較すると、３０％以上の特性改善が図られていることが確認できる。
具体的には、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、同じＲｅの含有量で従来のＮｉ基単結晶超合金と比較すると、３０％以上の特性改善が図られていることが確認できる。
以上のような本実施形態のＮｉ基単結晶超合金（シミュレーションで用いた比較用のＮｉ基単結晶超合金ｒを除く）に含有されるＲｅは、３．０質量％未満である。このため、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの含有量が少ない。
また、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度が高い。
したがって、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの含有量が少なく、かつ第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度に優れている。
また、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度が高い。
したがって、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの含有量が少なく、かつ第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度に優れている。
また、従来のＮｉ基単結晶超合金では、Ｒｅの添加による変質層の発生を抑制するために希少金属であるＲｕを添加する必要がある。しかしながら、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金では、Ｒｕを含有させる必要がなく、より低コスト化を図ることが可能となる。
続いて、図５及び図６を参照して、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金（Ｎｉ基単結晶超合金Ａ及びＢ２（上述））と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金との疲労強度及びクリープ寿命とを比較するために行った実験の結果について説明する。
図５は、実験によって得られた本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａ及びＢ２と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するためのグラフである。横軸がラーソン・ミラー・パラメータであり、縦軸が負荷（合金に生じる応力）である。ラーソン・ミラー・パラメータは、負荷と破断時間との関係を示す数値で、Ｐ＝Ｔ（ＬｏｇＴＩＭＥ＋C）×１０３により表される（但し、Ｔは絶対温度、ＴＩＭＥはクリープ破断寿命、Ｃは材料定数（今回の場合はＣ＝２０）である）。
図５から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａ及びＢ２は、同様にＲｅを有用な成分として含有しないＲｅｎｅＮ４と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、Ｒｅを３．０質量％含むＲｅｎｅＮ５と同程度のクリープ寿命を有する。
図５から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａ及びＢ２は、同様にＲｅを有用な成分として含有しないＲｅｎｅＮ４と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、Ｒｅを３．０質量％含むＲｅｎｅＮ５と同程度のクリープ寿命を有する。
図６は、実験によって得られた本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａ及びＢ２と第２世代のＮｉ基単結晶超合金との高温疲労強度を比較するためのグラフである。横軸が破断までの回数（対数）であり、縦軸が応力振幅である。なお、疲労試験時の温度条件は１０９３℃、応力比R=０（A＝１）である。
図６から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａは、Ｒｅを３．０質量％含むＲｅｎｅＮ５と同程度の高温下での疲労寿命を示し、Ｒｅを０．８質量％含む本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂ２は、Ｒｅを３．０質量％含むＲｅｎｅＮ５と比較して、優れた高温下での疲労寿命を示す。
図６から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａは、Ｒｅを３．０質量％含むＲｅｎｅＮ５と同程度の高温下での疲労寿命を示し、Ｒｅを０．８質量％含む本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂ２は、Ｒｅを３．０質量％含むＲｅｎｅＮ５と比較して、優れた高温下での疲労寿命を示す。
なお、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、図７に示すようなタービン翼１の形成材料として用いることができる。
本実施形態のＮｉ基単結晶超合金を用いて形成されたタービン翼１は、Ｒｅの含有量が少なくクリープ強度を中心とする高温強度に優れる。そのため、安価でかつ強度の高いタービン翼１が得られる。
本実施形態のＮｉ基単結晶超合金を用いて形成されたタービン翼１は、Ｒｅの含有量が少なくクリープ強度を中心とする高温強度に優れる。そのため、安価でかつ強度の高いタービン翼１が得られる。
以上、図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではない。上述した実施形態において示した各構成部材の諸形状や組み合わせ等は一例であって、本発明の主旨から逸脱しない範囲において設計要求等に基づき種々変更可能である。
本発明によれば、従来のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの含有量が少なく、かつクリープ強度を中心とする高温強度に優れたＮｉ基単結晶超合金を得ることができる。
１……タービン翼、Ａ〜Ｃ、ａ〜ｒ……Ｎｉ基単結晶超合金
Claims (5)
- 質量比で、Ｃｏ：０．１質量％以上９．９質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上１０．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以上２．０質量％以下、Ｗ：８．０質量％以上１１．０質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上９．０質量％以下、Ａｌ：５．２質量％以上７．０質量％以下、Ｔｉ：２．０質量％以下、Ｈｆ：０．０５質量％以上０．３質量％以下、Ｎｂ：１．０質量％以下、Ｒｅ：１．０質量％未満、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。
- 質量比で、Ｒｅ：０．８質量％以下であることを特徴とする請求項１記載のＮｉ基単結晶超合金。
- 質量比で、Ｃｏ：６．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．５質量％、Ｗ：１０．０質量％、Ｔａ：５．５質量％、Ａｌ：６．０質量％、Ｈｆ：０．１０質量％を含有し、Ｔｉ、Ｎｂ及びＲｅを含有しないあるいは不可避不純物として含有することを特徴とする請求項１または２記載のＮｉ基単結晶超合金。
- 質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．２質量％、Ｔｉ：１．６質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないあるいは不可避不純物として含有することを特徴とする請求項１または２記載のＮｉ基単結晶超合金。
- 請求項１〜４いずれかに記載のＮｉ基単結晶超合金を用いて形成されていることを特徴とするタービン翼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011502169A JP5133453B2 (ja) | 2009-08-10 | 2010-08-09 | Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009185757 | 2009-08-10 | ||
| JP2009185757 | 2009-08-10 | ||
| PCT/JP2010/063486 WO2011019018A1 (ja) | 2009-08-10 | 2010-08-09 | Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 |
| JP2011502169A JP5133453B2 (ja) | 2009-08-10 | 2010-08-09 | Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2011019018A1 JPWO2011019018A1 (ja) | 2013-01-17 |
| JP5133453B2 true JP5133453B2 (ja) | 2013-01-30 |
Family
ID=43586194
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011502169A Active JP5133453B2 (ja) | 2009-08-10 | 2010-08-09 | Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US20120070303A1 (ja) |
| EP (1) | EP2465957B1 (ja) |
| JP (1) | JP5133453B2 (ja) |
| CN (1) | CN102471833B (ja) |
| CA (1) | CA2764664C (ja) |
| RU (1) | RU2518838C2 (ja) |
| WO (1) | WO2011019018A1 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20130142637A1 (en) | 2011-12-06 | 2013-06-06 | Kenneth Harris | Low rhenium single crystal superalloy for turbine blades and vane applications |
| JP6730936B2 (ja) * | 2014-05-27 | 2020-08-05 | クエステック イノベーションズ リミテッド ライアビリティ カンパニー | 高度に加工性の単結晶性ニッケル合金 |
| US20160034614A1 (en) * | 2014-08-01 | 2016-02-04 | GM Global Technology Operations LLC | Materials property predictor for cast aluminum alloys |
| EP3072624A1 (de) * | 2015-03-23 | 2016-09-28 | Siemens Aktiengesellschaft | Wellenelement, verfahren zum herstellen eines sich aus zwei unterschiedlichen werkstoffen zusammensetzenden wellenelements sowie entsprechende strömungsmaschine |
| JP6970438B2 (ja) * | 2018-01-31 | 2021-11-24 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | Ｎｉ基超合金 |
| CN109797433B (zh) * | 2019-01-23 | 2021-05-25 | 深圳市万泽中南研究院有限公司 | 单晶高温合金、热端部件及设备 |
| CN112176224A (zh) * | 2020-09-08 | 2021-01-05 | 中国科学院金属研究所 | 一种综合性能优异的高强镍基单晶高温合金 |
| WO2022098206A1 (ko) * | 2020-11-09 | 2022-05-12 | 한국재료연구원 | 초내열 합금 |
| CN114686731B (zh) * | 2022-04-12 | 2022-11-22 | 北航（四川）西部国际创新港科技有限公司 | 一种单晶高温合金及其制备方法和应用 |
| CN115058671B (zh) * | 2022-06-22 | 2023-05-16 | 北航（四川）西部国际创新港科技有限公司 | 一种高性能双相Ni3Al基单晶合金及其组织调控方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11246924A (ja) * | 1998-03-04 | 1999-09-14 | Natl Res Inst For Metals | Ｎｉ基単結晶超合金、その製造方法およびガスタービン部品 |
Family Cites Families (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA1117320A (en) | 1977-05-25 | 1982-02-02 | David N. Duhl | Heat treated superalloy single crystal article and process |
| US4582548A (en) | 1980-11-24 | 1986-04-15 | Cannon-Muskegon Corporation | Single crystal (single grain) alloy |
| US5154884A (en) * | 1981-10-02 | 1992-10-13 | General Electric Company | Single crystal nickel-base superalloy article and method for making |
| JPS5919032A (ja) | 1982-07-21 | 1984-01-31 | Osaka Totan Kk | 鋼板の歪み矯正方法 |
| US6054096A (en) * | 1982-12-27 | 2000-04-25 | United Technologies Corporation | Stable heat treatable nickel superalloy single crystal articles and compositions |
| US4643782A (en) | 1984-03-19 | 1987-02-17 | Cannon Muskegon Corporation | Single crystal alloy technology |
| US4719080A (en) * | 1985-06-10 | 1988-01-12 | United Technologies Corporation | Advanced high strength single crystal superalloy compositions |
| US5100484A (en) * | 1985-10-15 | 1992-03-31 | General Electric Company | Heat treatment for nickel-base superalloys |
| GB2234521B (en) * | 1986-03-27 | 1991-05-01 | Gen Electric | Nickel-base superalloys for producing single crystal articles having improved tolerance to low angle grain boundaries |
| US5240518A (en) | 1990-09-05 | 1993-08-31 | General Electric Company | Single crystal, environmentally-resistant gas turbine shroud |
| US5489194A (en) * | 1990-09-14 | 1996-02-06 | Hitachi, Ltd. | Gas turbine, gas turbine blade used therefor and manufacturing method for gas turbine blade |
| RU2026399C1 (ru) * | 1990-10-31 | 1995-01-09 | Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов | Монокристальный жаропрочный никелевый сплав с малой плотностью |
| JPH0770679A (ja) * | 1993-09-07 | 1995-03-14 | Hitachi Metals Ltd | 高耐食高強度超合金、高耐食高強度単結晶鋳造物、ガスタービンおよびコンバインドサイクル発電システム |
| EP1184473B1 (en) * | 2000-08-30 | 2005-01-05 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Nickel-base single-crystal superalloys, method of manufacturing same and gas turbine high temperature parts made thereof |
| US20030041930A1 (en) * | 2001-08-30 | 2003-03-06 | Deluca Daniel P. | Modified advanced high strength single crystal superalloy composition |
| CA2440573C (en) | 2002-12-16 | 2013-06-18 | Howmet Research Corporation | Nickel base superalloy |
| JP4449337B2 (ja) * | 2003-05-09 | 2010-04-14 | 株式会社日立製作所 | 高耐酸化性Ｎｉ基超合金鋳造物及びガスタービン部品 |
| RU2297466C2 (ru) * | 2004-11-01 | 2007-04-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" | Монокристальный никелевый жаропрочный сплав |
| SE528807C2 (sv) * | 2004-12-23 | 2007-02-20 | Siemens Ag | Komponent av en superlegering innehållande palladium för användning i en högtemperaturomgivning samt användning av palladium för motstånd mot väteförsprödning |
| CN101146931B (zh) * | 2005-03-28 | 2010-06-23 | 独立行政法人物质·材料研究机构 | 耐热构件 |
| WO2007037277A1 (ja) * | 2005-09-27 | 2007-04-05 | National Institute For Materials Science | 耐酸化性に優れたＮｉ基超合金 |
| US8696979B2 (en) * | 2006-03-31 | 2014-04-15 | National Institute For Materials Science | Ni-base superalloy and method for producing the same |
| EP1900839B1 (de) * | 2006-09-07 | 2013-11-06 | Alstom Technology Ltd | Verfahren zur Wärmebehandlung von Nickel-Basis-Superlegierungen |
| US8771440B2 (en) * | 2006-09-13 | 2014-07-08 | National Institute For Materials Science | Ni-based single crystal superalloy |
| JP2009185757A (ja) | 2008-02-08 | 2009-08-20 | Toyota Motor Corp | 内燃機関の制御装置 |
| US20110076180A1 (en) * | 2009-09-30 | 2011-03-31 | General Electric Company | Nickel-Based Superalloys and Articles |
-
2010
- 2010-08-09 US US13/375,987 patent/US20120070303A1/en not_active Abandoned
- 2010-08-09 EP EP10808201.7A patent/EP2465957B1/en active Active
- 2010-08-09 RU RU2011153366/02A patent/RU2518838C2/ru active
- 2010-08-09 CA CA2764664A patent/CA2764664C/en not_active Expired - Fee Related
- 2010-08-09 WO PCT/JP2010/063486 patent/WO2011019018A1/ja active Application Filing
- 2010-08-09 CN CN201080028753.3A patent/CN102471833B/zh not_active Expired - Fee Related
- 2010-08-09 JP JP2011502169A patent/JP5133453B2/ja active Active
-
2015
- 2015-09-18 US US14/858,421 patent/US9932657B2/en active Active
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11246924A (ja) * | 1998-03-04 | 1999-09-14 | Natl Res Inst For Metals | Ｎｉ基単結晶超合金、その製造方法およびガスタービン部品 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2518838C2 (ru) | 2014-06-10 |
| RU2011153366A (ru) | 2013-09-20 |
| CN102471833B (zh) | 2014-08-20 |
| EP2465957B1 (en) | 2018-11-07 |
| US9932657B2 (en) | 2018-04-03 |
| CA2764664A1 (en) | 2011-02-17 |
| EP2465957A4 (en) | 2015-03-04 |
| JPWO2011019018A1 (ja) | 2013-01-17 |
| EP2465957A1 (en) | 2012-06-20 |
| CN102471833A (zh) | 2012-05-23 |
| CA2764664C (en) | 2014-06-17 |
| US20160010183A1 (en) | 2016-01-14 |
| WO2011019018A1 (ja) | 2011-02-17 |
| US20120070303A1 (en) | 2012-03-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5133453B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 | |
| US7169241B2 (en) | Ni-based superalloy having high oxidation resistance and gas turbine part | |
| JP5177559B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金 | |
| JP4557079B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金及びこれを用いたタービン翼 | |
| JP5418589B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金及びこれを用いたタービン翼 | |
| JP3814662B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金 | |
| JP5186215B2 (ja) | ニッケルベース超合金 | |
| JP6788605B2 (ja) | ニッケル基合金 | |
| KR20140126677A (ko) | 철을 포함하는 주조 니켈-기제 초합금 | |
| KR101687320B1 (ko) | Ni기 단결정 초합금 | |
| JPWO2007122931A1 (ja) | Ｎｉ基超合金とその製造方法 | |
| JP5252348B2 (ja) | Ｎｉ基超合金とその製造方法およびタービンブレードまたはタービンベーン部品 | |
| JP2013108166A (ja) | タービンブレード及びベーン用途向けのレニウムを含まない単結晶超合金 | |
| JP3840555B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金 | |
| JP6796091B2 (ja) | ニッケル基合金 | |
| JP4115369B2 (ja) | Ｎｉ基超合金 | |
| JP5876915B2 (ja) | 高強度単結晶超合金 | |
| JP6803573B2 (ja) | Ｎｉ基一方向凝固合金 | |
| JP2023018394A (ja) | Ｎｉ基超合金及びタービンホイール |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20110712 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20121107 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151116 Year of fee payment: 3 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5133453 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151116 Year of fee payment: 3 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |