JPH02247347A - 工業用タービンブレード用ニッケルベース超合金 - Google Patents
工業用タービンブレード用ニッケルベース超合金Info
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- JPH02247347A JPH02247347A JP2028603A JP2860390A JPH02247347A JP H02247347 A JPH02247347 A JP H02247347A JP 2028603 A JP2028603 A JP 2028603A JP 2860390 A JP2860390 A JP 2860390A JP H02247347 A JPH02247347 A JP H02247347A
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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
- C22C19/056—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
- 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
-
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- 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
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- Inorganic Chemistry (AREA)
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
本発明は、ガスタービンのためのニッケルベース超合金
に関する。
に関する。
従来技術及びその課題
ガスタービンから高効率を得るためには、これを高温で
運転する必要がある。そして、このことはこのような高
温においてきわめて高いクリープ抵抗を材料に具えさせ
ることを要求する。この観点において最も効果的な材料
は方向性凝固(direc−ted 5olidifi
cation)により製造され、「単結晶(monoc
rystalline) Jタイプ或いは「柱状粒(c
ol−usn grain)」タイプのいずれかの構造
を有するニッケルベース超合金である。単結晶超合金か
らなる部品は、実際、了゛粒子(gamma prim
e particles)が分散した単結晶ガンマ組織
(gamma matrix)を有する。前記粒子は、
単一の結晶と同じ特性を実質的に有するように、組織に
凝集している。
運転する必要がある。そして、このことはこのような高
温においてきわめて高いクリープ抵抗を材料に具えさせ
ることを要求する。この観点において最も効果的な材料
は方向性凝固(direc−ted 5olidifi
cation)により製造され、「単結晶(monoc
rystalline) Jタイプ或いは「柱状粒(c
ol−usn grain)」タイプのいずれかの構造
を有するニッケルベース超合金である。単結晶超合金か
らなる部品は、実際、了゛粒子(gamma prim
e particles)が分散した単結晶ガンマ組織
(gamma matrix)を有する。前記粒子は、
単一の結晶と同じ特性を実質的に有するように、組織に
凝集している。
柱状粒超合金は凝固方向に延びる並列の細長い粒によっ
て構成され、各々の粒の構造は単結晶超合金の構造と類
似している。
て構成され、各々の粒の構造は単結晶超合金の構造と類
似している。
これらの従来の合金は、方向性凝固により製造され、航
空機の用途におけるタービンブレードを製造するために
使用される。しかしながら、これらは工業用(地上にお
ける用途)のタービンには不適である。何故なら、その
経時的な腐食抵抗は、このようなタービンのきわめて長
時間の、おおよそ50.000時間乃至100,000
時間の使用に対しては不充分であるからである。現在、
工業用タービンブレードを製造するために最も頻繁に使
用される合金は、IN 738と呼ばれる合金である。
空機の用途におけるタービンブレードを製造するために
使用される。しかしながら、これらは工業用(地上にお
ける用途)のタービンには不適である。何故なら、その
経時的な腐食抵抗は、このようなタービンのきわめて長
時間の、おおよそ50.000時間乃至100,000
時間の使用に対しては不充分であるからである。現在、
工業用タービンブレードを製造するために最も頻繁に使
用される合金は、IN 738と呼ばれる合金である。
これは、優れた腐食抵抗と良好なりリープ抵抗を具えて
いる。しかし、クリープの観点からは、この合金は、上
述の単結晶超合金や柱状粒超合金には程遠いものである
。 IN 738タイプの合金に方向性凝固法を用いる
試みは、現在成功を修めていない。
いる。しかし、クリープの観点からは、この合金は、上
述の単結晶超合金や柱状粒超合金には程遠いものである
。 IN 738タイプの合金に方向性凝固法を用いる
試みは、現在成功を修めていない。
本発明の目的は、高温において、IN 738合金より
少なくとも良好な腐食抵抗を有するとともに、実質的に
改善されたクリープ抵抗を具えた、ニッケルベース超合
金を提供することである。このような超合金は、工業用
ガスタービンを製造するために、また、航空機用ガスタ
ービンの第2次(sec−ond stage)ブレー
ドを製造するために特に好適である。
少なくとも良好な腐食抵抗を有するとともに、実質的に
改善されたクリープ抵抗を具えた、ニッケルベース超合
金を提供することである。このような超合金は、工業用
ガスタービンを製造するために、また、航空機用ガスタ
ービンの第2次(sec−ond stage)ブレー
ドを製造するために特に好適である。
課題を解決するための手段
本発明によると、この目的は方向性凝固に適切で、以下
の重量3岨成を有する超合金によって達成される。
の重量3岨成を有する超合金によって達成される。
Co(コバルト) 二 〇〜 5 %Cr(ク
ロム):13〜16 % W (タングステン): 0〜2 %Mo(モリブ
デン) : 2〜3.5%Al(アルミニウム):
3.5〜4 %Ti(チタン) ・
3.5%Ta(タンタル’) :3.5〜4
%Hf(ハフニウム) 二 〇〜 1 %C(
炭素) : 0〜660ppsZr(ジル
コニウム): 0〜150ppmB (ホウ素)
: 0〜l 50 ppmNiにニッケル)
:残余 100%迄上記組成において、単結晶
凝固に適切な合金は、Co、Hf、C%Zr及びBが事
実上0の時に得られる。
ロム):13〜16 % W (タングステン): 0〜2 %Mo(モリブ
デン) : 2〜3.5%Al(アルミニウム):
3.5〜4 %Ti(チタン) ・
3.5%Ta(タンタル’) :3.5〜4
%Hf(ハフニウム) 二 〇〜 1 %C(
炭素) : 0〜660ppsZr(ジル
コニウム): 0〜150ppmB (ホウ素)
: 0〜l 50 ppmNiにニッケル)
:残余 100%迄上記組成において、単結晶
凝固に適切な合金は、Co、Hf、C%Zr及びBが事
実上0の時に得られる。
これと対照的に、合金は、その組成が下記のとき、柱状
粒の凝固に非常に好適である。
粒の凝固に非常に好適である。
Co(コバルト) 二 〇〜 5 %Cr(ク
ロム) : 16 %Mo(モリブデ
ン) : 3 %Al(アルミニウム)+
3.5%1”i (チタン) ・
3.5%Ta(タンタル) ・
3.5%1]f(ハフニウム) : 1
%C(炭素) ・ 660 pp+*
Zr(ジルコニウム): 150pp腸B (
ホウ素) ・150ppo+Niにニッケル)
:残余 100%迄また、本発明は、上記の
組成の超合金から製造されたガスタービンブレードを提
供する。
ロム) : 16 %Mo(モリブデ
ン) : 3 %Al(アルミニウム)+
3.5%1”i (チタン) ・
3.5%Ta(タンタル) ・
3.5%1]f(ハフニウム) : 1
%C(炭素) ・ 660 pp+*
Zr(ジルコニウム): 150pp腸B (
ホウ素) ・150ppo+Niにニッケル)
:残余 100%迄また、本発明は、上記の
組成の超合金から製造されたガスタービンブレードを提
供する。
本発明の他の特徴及び効果は、以下の詳細な説明及び添
付図面から明らかになるであろう。
付図面から明らかになるであろう。
実 施 例
本発明の5つの超合金は、添付の表1に示されたおおよ
その組成を有して製造された0重量濃度は、元素C,Z
r及びBについてはppm(partsper mi
I l 1on)で、他の元素についてはパーセントで
表わされ、ニッケルが残余の100%まで含まれる。
その組成を有して製造された0重量濃度は、元素C,Z
r及びBについてはppm(partsper mi
I l 1on)で、他の元素についてはパーセントで
表わされ、ニッケルが残余の100%まで含まれる。
これらの合金は、フランス特許明m書FR−A−250
3188に開示されるように、了°相を溶融状態にして
再析出させるように熱処理を施された。温度及び処理時
間の長さは、当業者の知識の範(社)内で、合金の特性
が最適になるように、その時々に選択された。
3188に開示されるように、了°相を溶融状態にして
再析出させるように熱処理を施された。温度及び処理時
間の長さは、当業者の知識の範(社)内で、合金の特性
が最適になるように、その時々に選択された。
上記のように、5C16で示される合金が、 1250
’cで1時間加熱され、次いで、γ°相をfaU&状態
にするために空気中で冷却された。 5CIG−2合金
は1245℃で1時間加熱され、次いで、空気中で冷却
された0合金5C13−0は1260℃で2時間加熱さ
れ、次いで、その温度が1時間で1275℃に上げられ
、その温度が3時間維持された。その後、合金は空気中
で冷却された0合金D316−1及びDS]、6−2は
、1150℃で3時間加熱され、次いで、その温度は1
時間かけて1200℃に上げられ、その温度が2時間維
持された。その後、合金は空気中で2回目の冷却がおこ
なわれる前に、空気中で冷却され、次いで、1200℃
で3時間再度加熱された。
’cで1時間加熱され、次いで、γ°相をfaU&状態
にするために空気中で冷却された。 5CIG−2合金
は1245℃で1時間加熱され、次いで、空気中で冷却
された0合金5C13−0は1260℃で2時間加熱さ
れ、次いで、その温度が1時間で1275℃に上げられ
、その温度が3時間維持された。その後、合金は空気中
で冷却された0合金D316−1及びDS]、6−2は
、1150℃で3時間加熱され、次いで、その温度は1
時間かけて1200℃に上げられ、その温度が2時間維
持された。その後、合金は空気中で2回目の冷却がおこ
なわれる前に、空気中で冷却され、次いで、1200℃
で3時間再度加熱された。
これらの全ての合金において、γ°相は、1100℃で
の4時間の加熱、及び850℃での24時間の再加熱と
空気中での再冷却の前の空気中での冷却により再析出さ
せられた。この処理により、合金中に了°粒子の均一な
分散がもたらされた。そして、その粒子の大きさは0.
2ミクロン(μm)乃至0.8μ層の範囲であった。
の4時間の加熱、及び850℃での24時間の再加熱と
空気中での再冷却の前の空気中での冷却により再析出さ
せられた。この処理により、合金中に了°粒子の均一な
分散がもたらされた。そして、その粒子の大きさは0.
2ミクロン(μm)乃至0.8μ層の範囲であった。
また、表1は、各々の合金、その密度d (g/c+m
−タNv(空孔の数)を詳細に示している。バラメハ ータNvは以下の式で定義され: Nv= 0.66Ni +1.71co + 2.66
Fa + 3.G6Mn十5.66V + 6.66S
i + 9.66(Mo+W)ここに、元素記号は合金
組織中の対応する元素の原子濃度を表わしている。
−タNv(空孔の数)を詳細に示している。バラメハ ータNvは以下の式で定義され: Nv= 0.66Ni +1.71co + 2.66
Fa + 3.G6Mn十5.66V + 6.66S
i + 9.66(Mo+W)ここに、元素記号は合金
組織中の対応する元素の原子濃度を表わしている。
従来周知のように、パラメータNvが2.45より大き
い場合、合金は、長期間の使用においてその中に析出す
るシグマ相やミュー相のような寄生相(parasit
ic phases)を有し、不安定であるという危険
がある0本発明の全ての合金は、2.45より小さなN
v値を有する。
い場合、合金は、長期間の使用においてその中に析出す
るシグマ相やミュー相のような寄生相(parasit
ic phases)を有し、不安定であるという危険
がある0本発明の全ての合金は、2.45より小さなN
v値を有する。
表2は表1と類似のものであり、本発明の合金に近似す
る組成を有するが、それにもがかわらず本発明のものと
は異なるような合金に関するものである。
る組成を有するが、それにもがかわらず本発明のものと
は異なるような合金に関するものである。
合金5C13−2は、第2段階において温度が1280
℃に上げられたことを除いて、合金5C13−0の場合
と同様に、γ゛相を溶融状態にするために熱処理を施さ
れた0合金SC]3−3は1250℃で2時間加熱され
、次いで、その温度が1時間以上かけて1270℃に上
げられ、その温度が3時間維持された。その後、合金は
空気中で冷却された。これらの双方の合金は、次いで、
表1の合金のものと同様に、析出処理を施された。
℃に上げられたことを除いて、合金5C13−0の場合
と同様に、γ゛相を溶融状態にするために熱処理を施さ
れた0合金SC]3−3は1250℃で2時間加熱され
、次いで、その温度が1時間以上かけて1270℃に上
げられ、その温度が3時間維持された。その後、合金は
空気中で冷却された。これらの双方の合金は、次いで、
表1の合金のものと同様に、析出処理を施された。
了°相の容積比率(volume fraction)
は表1の合金のものより大きいことが表2かられかる。
は表1の合金のものより大きいことが表2かられかる。
このことは、組織中、すなわち、γ相中でCr、MO及
びWの濃度を増加させる。その結果、パラメータNvは
2.45より大きく、これらの合金は不安定である。
びWの濃度を増加させる。その結果、パラメータNvは
2.45より大きく、これらの合金は不安定である。
第1図の曲線は、腐食抵抗試験に関し、合金lN738
の試料と合金5C16の試料における各々の1inの変
化を双方に加えられた加熱サイクル(thor纏alc
yc Ios )数を変数にして示したものである。各
々のサイクルは、850℃で1時間空気中に大気圧にお
ける維持と、大気圧における冷却とからなり、試料はN
a、、 304 (0,5a+g cta−2で゛5
0時間毎に新しくされた。)を使用して汚された(co
ntaminatc+d)。
の試料と合金5C16の試料における各々の1inの変
化を双方に加えられた加熱サイクル(thor纏alc
yc Ios )数を変数にして示したものである。各
々のサイクルは、850℃で1時間空気中に大気圧にお
ける維持と、大気圧における冷却とからなり、試料はN
a、、 304 (0,5a+g cta−2で゛5
0時間毎に新しくされた。)を使用して汚された(co
ntaminatc+d)。
最初の900サイクルまでにおける双方の試料の挙動は
明らかな相違がなかった。双方とも重量が減少した。し
かし、その量は1平方センチメートル当り5ミリグラム
未満でしかない。このことは、腐食が僅かでしかないこ
とを示している。900と1000サイクルの間におい
て、この挙動は合金5C16については変化しなかった
。ところが、合金IN 738はそのff1ffiが突
然増加を始めた。従って、合金5C16は、従来公知の
単結晶合金と異なり、熱腐食特性に関してはIN 73
gより少なくとも同等であるようである。
明らかな相違がなかった。双方とも重量が減少した。し
かし、その量は1平方センチメートル当り5ミリグラム
未満でしかない。このことは、腐食が僅かでしかないこ
とを示している。900と1000サイクルの間におい
て、この挙動は合金5C16については変化しなかった
。ところが、合金IN 738はそのff1ffiが突
然増加を始めた。従って、合金5C16は、従来公知の
単結晶合金と異なり、熱腐食特性に関してはIN 73
gより少なくとも同等であるようである。
表3乃至表6は、5C16,5C13−0,5C13−
2及び5C13−3における各々の熱グリープ試験の結
果を示している。第2図の曲線は、温度を変数として1
000時間の破断応力シグマを、合金3C16,5C1
3−0及びDSI6−2と、記号IN 738を有する
合金と、DS−MAR−M247と呼ばれる他の従来の
合金とについて示すものである。DS−MAR−M 2
47は一般的に航空機用タービンに使用されるものであ
る。
2及び5C13−3における各々の熱グリープ試験の結
果を示している。第2図の曲線は、温度を変数として1
000時間の破断応力シグマを、合金3C16,5C1
3−0及びDSI6−2と、記号IN 738を有する
合金と、DS−MAR−M247と呼ばれる他の従来の
合金とについて示すものである。DS−MAR−M 2
47は一般的に航空機用タービンに使用されるものであ
る。
合金DS−MAR−M 247に関する曲線は合金IN
738の曲線に対して約60℃右にずれており、すな
わち、60℃増加した温度に対応していることがわかる
。
738の曲線に対して約60℃右にずれており、すな
わち、60℃増加した温度に対応していることがわかる
。
しかし、DS 247は、その腐食抵抗が充分でないた
め、工業用タービンにおける用途には適切なものでない
。
め、工業用タービンにおける用途には適切なものでない
。
本発明の合金3C16はSD 247に非常に似通った
クリープ特性を具えている0合金5C16は合金IN
738より、約30℃(800℃ではなく830℃)乃
至50℃(900℃ではなく950℃)にも及ぶ温度改
善性をもたらす、 DS16−2によって得られる改善
性は、本発明によるものではなく、かなり小さい。
クリープ特性を具えている0合金5C16は合金IN
738より、約30℃(800℃ではなく830℃)乃
至50℃(900℃ではなく950℃)にも及ぶ温度改
善性をもたらす、 DS16−2によって得られる改善
性は、本発明によるものではなく、かなり小さい。
表3及び表5を比較すると、その不安定性のため、合金
5C13−2の延性が小さくなっていること(850℃
350Mr’aにおいて、17.8%ではなく 1.6
%)がわかる。
5C13−2の延性が小さくなっていること(850℃
350Mr’aにおいて、17.8%ではなく 1.6
%)がわかる。
1B+6
17.8
11.0
17.9
19.5
11.5
17.2
第1図は、熱腐食試験において、本発明による合金の試
料と合金IN 738の試料とのff1ffiの変化を
示すグラフである。 第2図は、温度を変数とした場合の、種々の合金のグリ
ープ抵抗の変化を示すグラフである。 >2088 15.9 〉1.3 14.4 11.0 13.5 1.6 6.5 12.0 重量変化(■、cm−21
料と合金IN 738の試料とのff1ffiの変化を
示すグラフである。 第2図は、温度を変数とした場合の、種々の合金のグリ
ープ抵抗の変化を示すグラフである。 >2088 15.9 〉1.3 14.4 11.0 13.5 1.6 6.5 12.0 重量変化(■、cm−21
Claims (9)
- (1)重量による組成が、 Co(コバルト):0〜5% Cr(クロム):13〜16% W(タングステン):0〜2% Mo(モリブデン):2〜3.5% Al(アルミニウム):3.5〜4% Ti(チタン):3.5% Ta(タンタル):3.5〜4% Hf(ハフニウム):0〜1% C(炭素):0〜660ppm Zr(ジルコニウム):0〜150ppm B(ホウ素):0〜150ppm Ni(ニッケル):残余100%迄 であることを特徴とする、方向性凝固、特に、工業用ガ
スタービン部品に適した、ニッケルベース超合金。 - (2)単結晶凝固に適し、Co(コバルト)、Hf(ハ
フニウム)、C(炭素)、Zr(ジルコニウム)及びB
(ホウ素)を実質的に含まないことを特徴とする、請求
項1記載の超合金。 - (3)重量による組成が、 Co(コバルト):16% Mo(モリブデン):3% Al(アルミニウム):3.5% Ti(チタン):3.5% Ta(タンタル):3.5% Ni(ニッケル):残余100%迄 であることを特徴とする、請求項2記載の超合金。
- (4)重量による組成が、 Cr(クロム):16% W(タングステン):2% Mo(モリブデン):2% Al(アルミニウム):3.5% Ti(チタン):3.5% Ta(タンタル):3.5% Ni(ニッケル):残余100%迄 であることを特徴とする、請求項2記載の超合金。
- (5)重量による組成が、 Co(コバルト):13% Mo(モリブデン):3.5% Al(アルミニウム):4% Ti(チタン):3.5% Ta(タンタル):4% Ni(ニッケル):残余100%迄 であることを特徴とする、請求項2記載の超合金。
- (6)重量による組成が、 Co(コバルト):0〜5% Cr(クロム):16% Mo(モリブデン):3% Al(アルミニウム):3.5% Ti(チタン):3.5% Ta(タンタル):3.5% Hf(ハフニウム):1% C(炭素):660ppm Zr(ジルコニウム):150ppm B(ホウ素):150ppm Ni(ニッケル):残余100%迄 であり、柱状粒の凝固に適していることを特徴とする、
請求項1記載の超合金。 - (7)実質的にCo(コバルト)を含まないことを特徴
とする、請求項6記載の超合金。 - (8)約5%のCo(コバルト)を含むことを特徴とす
る、請求項6記載の超合金。 - (9)請求項1から8までのいずれかに記載された超合
金を使用して製造されたガスタービンブレード。
Applications Claiming Priority (2)
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FR8901774A FR2643085B1 (fr) | 1989-02-10 | 1989-02-10 | Superalliage a base de nickel pour aubes de turbines industrielles |
FR8901774 | 1989-02-10 |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
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JPH0751735B2 JPH0751735B2 (ja) | 1995-06-05 |
Family
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Family Applications (1)
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---|---|---|---|
JP2028603A Expired - Lifetime JPH0751735B2 (ja) | 1989-02-10 | 1990-02-09 | 工業用タ−ビンブレ−ド用ニッケルベ−ス超合金 |
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JP (1) | JPH0751735B2 (ja) |
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FR2780982B1 (fr) * | 1998-07-07 | 2000-09-08 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Superalliage monocristallin a base de nickel a haut solvus |
EP3604571A1 (en) * | 2018-08-02 | 2020-02-05 | Siemens Aktiengesellschaft | Metal composition |
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JPS62235450A (ja) * | 1986-04-03 | 1987-10-15 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | 単結晶ニツケル基超合金及びその異方性を低減する方法 |
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US4388124A (en) * | 1979-04-27 | 1983-06-14 | General Electric Company | Cyclic oxidation-hot corrosion resistant nickel-base superalloys |
GB2073774B (en) * | 1980-03-13 | 1983-07-06 | Rolls Royce | Alloy suitable for making single-crustal castings and a casting made thereof |
IL65897A0 (en) * | 1981-10-02 | 1982-08-31 | Gen Electric | Single crystal nickel-base superalloy,article and method for making |
CA1339811C (en) * | 1981-12-30 | 1998-04-14 | David Noel Duhl | High strenght corrosion resistant nickel base single crystal article |
-
1989
- 1989-02-10 FR FR8901774A patent/FR2643085B1/fr not_active Expired - Lifetime
-
1990
- 1990-01-09 DE DE90400062T patent/DE69004115T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1990-01-09 EP EP90400062A patent/EP0382585B1/fr not_active Expired - Lifetime
- 1990-02-09 JP JP2028603A patent/JPH0751735B2/ja not_active Expired - Lifetime
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JPS62235450A (ja) * | 1986-04-03 | 1987-10-15 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | 単結晶ニツケル基超合金及びその異方性を低減する方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE69004115T2 (de) | 1994-03-24 |
EP0382585A1 (fr) | 1990-08-16 |
FR2643085B1 (fr) | 1991-05-10 |
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JPH0751735B2 (ja) | 1995-06-05 |
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DE69004115D1 (de) | 1993-12-02 |
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