JPH0239573B2

JPH0239573B2 -

Info

Publication number: JPH0239573B2
Application number: JP60001013A
Authority: JP
Inventors: Ee Shueitsuaa Furederitsuku
Original assignee: Garrett Corp
Current assignee: Garrett Corp
Priority date: 1984-01-10
Filing date: 1985-01-09
Publication date: 1990-09-06
Also published as: EP0150917B1; US4765850A; DE3566554D1; EP0150917A3; JPS60159144A; CA1239548A; EP0150917A2

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は高温における破断耐力等の強度が高く
金属学上の相安定性も良好でかつ耐環境性の優れ
たニツケルを主成分とする単結晶超合金に関す
る。ニツケルを主成分とする鋳造合金は高温雰囲気
で使用されるタービン部品に汎用されており、こ
の場合鋳造合金には特に1800〓（約982℃）以上
の高温雰囲気中においても高い強度および耐蝕性
を示すことが要求される。またガスタービン羽根
の製造に際して単結晶鋳造法が提案されており、
これは熱処理性に悪影響を及ぼすようなカーボ
ン、ボロン、ジルコニウム等の結晶粒子を補強す
る元素を除去することにより合金の組成を最適化
し、合金の高温における強度を高めている。一方
単結晶成分で鋳造されるニツケルを主成分とした
超合金は主として、金属間ガンマ一次相ニツケル
Ni₃〔Al（アルミニウム）、Ti（チタン）〕を生成す
ることにより補強される。この単結晶体の引張強
さないしは破断寿命は顕微鏡組織内の細かなガン
マ一次粒子の体積分率の函数となつている。Ｂ（硼素）、Zr（ジルコン）、Hf（ハフニウム）、
Ｃ（炭素）等（これらは又融点降下材ともなる）
の結晶粒子境界の補強元素を除去すると、初期融
点が約2265〓（約1240℃）から約2425〓（約1330
℃）へ上昇する。この上昇に伴い最初に鋳造され
たガンマ一次相が実質的に完全に溶解され、次に
最大強度を支える細かな粒子として再析出されう
る。ガンマ一次相が完全に溶解され再析出され
て、得られた単結晶合金は従来の合金に比べ、25
〓〜100〓（約−４℃〜38℃）で30〜50KSI、破
断寿命が改善される。この場合ニツケルを主成分とする超合金にレニ
ウムを加えると、高温における強度が向上されタ
ービン羽根の材料として好ましいことが判明して
いる。本発明の一目的は優れた破断寿命、金属学上の
相安定性および耐環境性を有する、ニツケルを主
成分としレニウムを添加した単結晶合金を提供す
ることにある。一方本発明に先行して結晶粒子境界を補強する
元素すなわちＣ（炭素）、Ｂ（硼素）、Zr（ジルコ
ン）、Hf（ハフニウム）を含まないニツケルを主
成分とする超合金が米国特許第3888363号、第
4116723号、第4209348号および第4222794号に開
示されている。先ず米国特許第3888363号においては、一方向
凝固鋳造製品の材料に用いて破断耐力および耐ク
リープ性が向上され、実質的にチタンが含まれな
いことを特徴としており、且合金中のバナジウム
Ｖ成分量は最大７％に達している。これに対し本
発明による合金では、ガンマ一次相生成元素とし
てチタンを含ませることを一の顕著な特徴として
おり、バナジウムは高温における耐蝕性を高める
ために除去される。且米国特許第4116723号による単結晶超合金で
は、その顕微鏡組織からTCP（位相数学的に密に
充填されること）相の生成を防止するため実質的
にコバルトは含まれない。またこの発明の構成で
はレニウムを含む単結晶合金を実現できない。こ
れに対し本発明による合金においては、シグマ相
の生成を抑制し金属学的に相安定させるため、合
金には８〜10％のコバルトが含まれる。また米国特許第4209348号による合金には３〜
７％のコバルトが含まれているが、本発明の主要
成分の一部をなすモリブデンおよびレニウムが実
質的に含まれない。更に米国特許第4222794号において合金にはコ
バルトが０〜７％、チタニウムが0.8〜1.5％、バ
ナジウムが0.2〜0.6％が含まれるが、本発明によ
る合金では多クロム／レニウムシグマ相の生成を
防ぎ、長期間、引張、疲れ、クリープおよび破断
特性の劣化を防ぐため、コバルト成分量が増加さ
れている。即ち上記米国特許による合金に含まれ
るコバルト成分量は０〜７％であるに対し本発明
による合金中のコバルト成分量は８〜12％に達す
る。また充分なガンマ一次相の体積分率並びに固
溶体を確実に与え、高温における耐蝕性を高める
際に、上記米国特許による合金においては0.8〜
1.5％のチタニウムが含まれるだけであるが、本
発明による合金ではチタニウム成分量が1.2〜1.8
％に達する。且上記米国特許による合金では0.2
〜0.6％の成分量のバナジウムを含んでおり、高
温における耐蝕性が低化することが判明してい
る。しかして本発明によれば、周知の合金に比べ、
破断寿命を1800〓〜2000〓（約982℃〜1093℃）
温度で36KSIに大巾に向上せしめた、ニツケルを
主成分とする単結晶超合金が提供される。この場
合本発明によるニツケルを主成分とした単結晶超
合金においてはバナジウムＶが除去され、レニウ
ムが含有されて合金の顕微鏡組織が改質される。
２〜３重量％のレニウムを加えると、この含有率
で主として(1)ガンマ一次析出物のサイズが精錬さ
れ、(2)破断試験中ガンマ一次粗粒化速度が減速さ
れる。且本発明のニツケルを主成分とする超合金にお
いてはコバルトが重要な一成分となる。即ちコバ
ルトを加えることにより、ガンマ分散媒相から析
出されるシグマ相の、脆弱な金属間組織の生成が
抑制されることが判明している。シグマ相の生成
が抑制されることにより、合金の相安定性が高め
られる。又レニウムを含む合金においては、コバ
ルトによつて、ガンマ一次相のレニウムの溶解度
が高められて、好ましくないクロム／レニウム相
の生成が防止されることが判明している。加えて本発明による単結晶超合金にはＣ，Ｂ，
Zr，Hf等の結晶粒子境界を補強する元素が実質
的に含まれない。このような元素は融点降下材と
して作用し、合金にかかる元素が存在する場合、
ガンマ一次相の溶解により金属の強度の向上が阻
まれることになる。更に概してニツケルを主成分とする超合金にク
ロムを加えると超合金の耐環境性、例えば耐蝕性
が向上される反面、クロム量が増加し過ぎると高
温における強度、特に破断寿命が低下する。また
クロム量を増加すればシグマ相の生成が高まる。
且つまたモリブデンを適量含有させることによ
り、シグマ相の生成を寄与し得、高温における耐
蝕性が有効に向上される。しかして本発明による
超合金においては、クロム成分量を約4.5〜６％
にし且バナジウムを除去することにより耐環境性
を向上する。このバナジウムを除去することによ
つて、相不安定限界レベルに達せしめることなく
チタン成分量を増加し得、チタンはガンマ一次相
生成元素をなし、合金の耐環境性を更に向上させ
得る。Al（アルミニウム）、Ta（タンタル）、Ｗ
（タングステン）、Nb（ニオビウム）も重要なガン
マ一次相生成元素として有効に使用し得る。以下本発明を好ましい実施態様に沿つて更に詳
述する。本発明のニツケルを主成分とする単結晶の超合
金を形成するに際しては、合金基材からＢ（硼
素）、Zr（ジルコン）等の融点降下体として作用
する結晶粒子境界の補強元素がまず除去される。
これにより合金中のガンマ一次相が実質的に完全
に溶解されガンマ一次相の強度が向上されるの
で、合金において高温での機械的特性、例えば破
断耐力、降伏応力ないしは引張り強さが大巾に向
上される（破断耐力は合金の顕微鏡組織の細かな
ガンマ一次相の体積分率に応じて向上されること
は周知である）。次にレニウムを加え（この組成
は米国特許第4222794号に開示されている）、コバ
ルトの成分量を増加し且バナジウムを除去するこ
とにより合金が更に改質される。すなわち本発明
の成分は、Cr（クロム）が4.5〜６％、Co（コバル
ト）が８〜12％、Al（アルミニウム）が５〜5.8
％、Ti（チタン）が1.2〜1.8％、Mo（モリブデン）
が1.7〜2.3％、Ｗ（タングステン）が４〜６％、
Ta（タンタル）が5.5〜８％、Re（レニウム）が１
〜４％であり、残りがNi（ニツケル）である。こ
の場合上記の各成分がその下限値を下回わると、
概して相生成が充分でなくなり、合金の機械的強
度が低下する。一方各成分がその上限値を上回わ
ると、他の成分との適切な配合比をとることが至
難になる上、耐環境性、特に破断寿命が低下し勝
ちになる。バナジウムを含んでいる場合高温での
耐蝕性が劣化することになり、又結晶粒子境界補
強元素Ｂ、Zr、Ｃを含んでいる場合破断強度が
低下するから、いずれも合金から除去されるか、
不純物として若干存在する程度に実質的に低レベ
ルにされる。本発明による合金を用いて、周知の単結晶鋳造
法又は凝固法、好適には引抜法あるいは発熱法に
より良好な単結晶タービン羽根が鋳造され得る。
凝固し結晶を好適に（例えば〔001〕に）配向し
た後、周知の単結晶熱処理法、例えば溶解又は均
質化によりガンマ一次溶質化（solvus）温度と初
期融点温度との間の温度（すなわち2400〓（約
1315℃）で３時間）で熱処理され、続いて塗装工
程の後熱処理（例えば1800乃至1900〓（約982℃
〜1037℃）で４乃至８時間加熱）し、且析出物を
熱処理（例えば1600〓（約871℃）で約20時間）
して残部のガンマ一次相の実質的にすべてを析出
させる。実験例るつぼ内で溶融中の鋳造物供給源において単結
晶合金にRe、MoおよびＷを加え、35ポンド（約
16Kg）の主材を用いてガスタービン羽根に鋳造し
た。これにより得られた本発明の合金およびこれ
と比較するため周知の合金即ちMAR−M247、
NASAIR100並びに米国特許第4222794号の合金
を表に示す。

【表】

【表】上記の合金SC130、SC120およびSC125の単結
晶合金製品は引抜および発熱鋳造法を用いて作成
する。発熱鋳造法は周知の技術であり、この方法
名は粒子状に細かに分散されたアルミニウムと酸
化鉄との発熱反応中に生じる熱を利用することに
由来している。この熱を、セラミツク胴の鋳造用
シエル型を合金の融点より高い温度まで予熱する
ように利用する。予熱後鋳造用シエル型を水で冷
却される銅冷却体上に置き、一方向に冷却する。
次に合金を注型し方向性をもつて凝固する。この
場合幾何学的に結晶を選別する結晶セレクタをセ
ラミツク胴の鋳造用シエル型内のスタータブロツ
クと羽根空胴部との間に配置する。この結晶セレ
クタは好適に配向された単一結晶粒子のみを型の
羽根空胴部に導入するよう設計されている。周知
の凝固法に従い単結晶生成により単結晶合金製品
を作る方法は例えば米国特許第3494709号に詳示
されていて周知である。また引抜鋳造法については“超合金に関する第
４回国際シンポジウムの会報−超合金1980”と題
したASM出版物に説明されている。鋳造後、鋳造物をグリツト研磨仕上し、マクロ
エツチングした上、漂遊結晶粒子の存在および結
晶の配向について検査した。各型から得たガスタ
ービン羽根を化学的に分析し単結晶の合金の成分
を確認した。このようにして得た単結晶タービン羽根を表
に示す温度で溶体化処理し、その後1800〓（約
987℃）で５時間処理し、次に1600〓（約871℃）
で20時間処理した。表は対象合金の溶体化処理
条件を示す。

【表】表のデータによれば、合金406Reの場合ガン
マ一次相溶質化温度と初期融点温度との差が零で
あるのでTiを1.9％含む合金SC406Reは本発明に
よる合金の範囲外にあり熱処理不可能である。ま
た合金SC406Reに含まれるTiの含有量を増加す
ると初期融点温度が低下される。従つて本発明に
よる合金の成分量変化は比較的小であるが合金特
性に大きく影響を及ぼすことが理解されよう。直径0.070インチ（約0.178cm）の長手の棒状テ
スト標本を各合金タービン羽根から加工し破断試
験を行なつた。破断試験を応力36KSI、温度1800
〓（約982℃）、応力18KSI、温度2000〓（約1093
℃）および13.5〜55KSIの各応力で温度1600〓
（約871℃）をもつて夫々行ない、その結果を表
、表に示す。又各表には比較対照するため周
知の合金SC NASAIR100およびMAR−M247の
代表的データを併記した。尚各表におけるＡのＲ
はReduction of Areaであり、断面減少率を指す

【表】

【表】第１図は各種合金の温度と300時間の破断寿命
に対する応力との関係を示すグラフである。第１
図に示す如く本発明による合金SC130は従来の単
結晶合金に比べ優れた破断特性を示すことが明ら
かであろう。第２図は応力荷重18KSI、温度2000〓（約1093
℃）で本発明の金属と他の金属との破断寿命を比
較する棒グラフである。第２図に示すように、本
発明の合金130の破断寿命は従来の単結晶合金に
比べ極めて優れている。第３図は、Reおよび10％のCoを含む各種の単
結晶合金（本発明の合金および金属学に関する文
献に記載のある従来の合金を含む）の金属学的な
安定性を説明するグラフであり、縦軸に全ガンマ
一次相生成元素（Al、Ti、Ｖ、Nb、Ta、Hf）
を、横軸に全シグマ相生成元素（Ｗ、Re、Cr、
Mo）を夫々原子％で示す。第３図によれば、安
定な合金は点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄにより囲まれた領域
内にある。点Ａ，Ｂを結ぶ直線に近づく合金は強
度が強くなるが安定性が悪くなり、一方点Ｃ，Ｄ
を結ぶ直線に近づく合金は安定性が良くなるが強
度が弱くなる。SC120、SC130およびSC406Reの
元素配合量は安定な合金の配合領域内に入ること
が第３図から理解されよう。特に第３図の点A′，
B′，C′，D′で囲まれる領域内に入ることが好ま
しく、本発明の合金120、130はこの領域内に入
る。本発明はここに開示の実験例に限定されるもの
ではなく、特許請求の範囲の技術的思想に含まれ
る設計変更を包有することは理解されよう。

【図面の簡単な説明】

第１図は各種合金の温度と300時間の破断寿命
に対する応力との関係を示す図、第２図は本発明
による合金と周知の各種の合金の破断寿命を比較
する図、第３図は各種の合金の安定性を説明する
図である。

Claims

【特許請求の範囲】１成分量でレリウムReが１〜４％、コバルト
Coが８〜12％、クロムCrが4.5〜６％、アルミニ
ウムAlが５〜5.8％、チタンTiが1.2〜1.8％、モ
リブデンMoが1.7〜2.3％、タングステンＷが４
〜６％、タルタンTaが5.5〜８％、且残部がニツ
ケルNiであり、実質的にバナジウムＶが含まれ
ず、顕微鏡組織の析出シグマ相が内部に実質的に
存在していない、温度が2000〓（約1093℃）、応
力荷重が18KSIで150時間以上の破断寿命を有し、
高温における耐蝕性の高いニツケルを主成分とす
る単結晶超合金。２成分量が第３図の点Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄで囲まれ
た領域内にある特許請求の範囲第１項記載の超合
金。３成分量が第３図の点A′，B′，C′，D′で囲ま
れた領域内にある特許請求の範囲第１項記載の超
合金。４成分量でReが2.0％、Coが10.0％、Crが5.0
％、Alが5.5％、Tiが1.5％、Moが2.0％、Ｗが5.0
％、Taが6.3％、残部がNiである特許請求の範囲
第１項記載の超合金。５成分量でReが3.0％、Coが10.5％、Crが5.0
％、Alが5.5％、Tiが1.5％、Moが2.0％、Ｗが5.0
％、Taが6.3％、残部がNiである特許請求の範囲
第１項記載の超合金。