JPH0313297B2 - - Google Patents
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- JPH0313297B2 JPH0313297B2 JP61262634A JP26263486A JPH0313297B2 JP H0313297 B2 JPH0313297 B2 JP H0313297B2 JP 61262634 A JP61262634 A JP 61262634A JP 26263486 A JP26263486 A JP 26263486A JP H0313297 B2 JPH0313297 B2 JP H0313297B2
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Classifications
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- 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
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Description
産業上の利用分野
本発明はNi基単結晶耐熱合金に関する。更に
詳しくはガスタービンやジエツトエンジンの高圧
タービンの動翼や静翼材料として適するNi基単
結晶耐熱合金に関する。 従来技術 ガスタービンやジエツトエンジンにおけるター
ビン動・静翼の材料の使用限界温度は、エンジン
の熱効率を決定する重要な因子である。また特に
タービン動翼は高速回転に伴う大きな遠心力を受
けるため、クリープ強度の高いことが要求されて
いる。 従来のNi基耐熱合金の組成は、γ′相構成元素
のAl、Ti、固溶強化元素のCoW、Mo、Ta、
Nb、耐食用元素のCr及び粒界強化元素のＣ、
Ｂ、Zr等からなり、Ni母相（γ相）中にγ′粒子
を析出させることにより高温強度を保つていた。
この場合、γ′量の増加と固溶強化量の増加に伴い
強度は上昇したが、その反面延性は低下した。 この欠点を解消する方法として、多結晶体の高
温における割れ発生源である応力軸に垂直な結晶
粒界を消去し、細長い結晶の束からなる柱状晶を
作る一方向凝固技術が開発された。その後、Hf
を添加して柱状晶粒界を強化した合金が開発さ
れ、PWA−1422として実用化された。 その後、柱状晶の熱処理に関する研究により溶
体化熱処理温度を上げ凝固組織の再固溶量を多く
すると、時効析出処理による微細γ′粒子の量が増
しクリープ強度が上昇するが、粒界強化元素を含
んでいるため凝固組織の完全溶体化が得られず、
強度上昇にも限界のあることが明らかにされた。 そこで、粒界強化元素（Hf、Ｃ、Ｂ、Zr）量
を不純物程度に押え、部分溶融開始温度がγ′粒子
がγ相中に固溶する温度よりも高く、かつγ′の固
溶温度が拡散が速く、元素の凝固偏析の解消が十
分可能な温度となるような合金が単結晶専用の合
金として開発され始めた。 最初の単結晶合金としてAlloy444、Alloy454
（ユナイテツドテクノロジー社製組成後記）が開
発され、クリープ強度が大幅に上昇し耐用温度が
柱状晶合金（PWA−1422）に比べて約30℃の上
昇を示した。 その後、CMSX−２、CMSX−３（キヤノン・
マスケゴン社製、組成後記）が開発されたが、
Alloy454に比べて強度の上昇は小さかつた。強
度を上げるためにはCo、Ｗ量を増すことが必要
であるが、有害相の析出が起るため、Coは７重
量％以下、Ｗは8.4重量％以下に押えられていた。 発明の目的 本発明の目的は、前記従来のNi基単結晶耐熱
合金の高温強度よりも高い高温強度を有し、かつ
組織安定性に優れたNi基単結晶耐熱合金を提供
するにある。 発明の構成 本発明者らは前記目的を達成すべく鋭意研究の
結果、従来の知見では組織安定性に欠けると考え
られていたCo及びＷの濃度の高い、即ち固溶強
化量の大きいNi基単結晶耐熱合金へMoを添加す
ると、組織安定性に優れ、かつ高温強度が高く、
延性も優れたものとなることを究明し得た。この
知見に基いて本発明を完成した。 本発明の趣旨は、重量％で、Co5〜10、Cr5〜
10、W9〜15、Mo1〜５、Al4.5〜６、Ta5〜10を
含み残部は実質的にNiからなり、同時にＷ＋Mo
＋Ta＝17〜24を満たす組成を有することを特徴
とする一方向凝固Ni基単結晶耐熱合金にある。 また、さらに詳しくは、この発明の合金は、従
来から知られている合金のように、Ｃ、Ｂ、Zr、
Hfを故意に添加することなく、これらの元素を
不純物量の範囲に抑え、上記の通り特定の組成特
にCo及びＷの濃度の高い合金へMoを特定割合で
添加した高特性のNi基単結晶耐熱合金であるこ
とを特徴としている。 しかもこの合金は、一方向凝固によつて単結晶
とし、溶体化処理および時効析出処理してなるこ
とを特徴としてもいる。 本発明の合金における組成成分の作用、組成割
合ならびにその合金の熱処理条件等の限定理由は
次の通りである。 Coはγ相及びγ′相中に固溶して、これからの
相を固溶強化する作用をする。特に低温側の強度
を上げる作用が大きい。その量が５重量％（以下
％は重量％を示す）より少ないと十分な強度が得
られず、10％を超えるとδ相等の有害相が生成
し、すべての温度領域でクリープ破断強度が低下
する。従つて５〜10％であることが必要である。
好ましい範囲は7.8〜8.6％である。 Crは合金の耐硫化腐食性を良好にする作用を
する。その量が５％より少ないとその作用が十分
に得られず、10％を超えるとδ相やμ相等の有害
相が生成してクリープ破断強度が低下する。従つ
て、５〜10％であることが必要である。好ましい
範囲は5.3〜5.9％である。 Ｗはγ相及びγ′相中に固溶して、これらの相を
強化する作用をする。十分な固溶強化を得るため
には９％以上を必要とするが、15％を超えるとμ
相、α−Ｗ相等の有害析出物が生成してクリープ
破断強度を低下させる。従つて９〜15％であるこ
とが必要である。好ましい範囲は10.5〜11.3％で
ある。 Moはγ相及びγ′相に固溶して、これらの相を
固溶強化する作用をすると同時にＷを９％以上含
みかつCoを５％以上含む合金に生成するμ相を
消滅させ組織を安定にする作用をする。その量が
１％より少ないとμ相を消滅させる作用が十分で
なく、５％を超えるとその作用がなくなり、μ相
が生成しクリープ破断強度が低下する。従つて、
１〜５％であることが必要である。好ましい範囲
は1.7〜2.1％である。 Alはγ′相を生成するために必要な元素であり、
γ′相を十分に析出させるためには4.5％以上含有
させることが必要である。しかし、６％を超える
と共晶γ′と呼ばれる粗大なγ′相の量が過多とな
り、溶体化処理が不可能となる。その結果、クリ
ープ破断強度を低下させる欠点が生ずる。従つ
て、4.5％〜６％であることが必要である。好ま
しい範囲は4.9〜5.3％である。 Taはγ′相を固溶強化させると共にγ′相の量を
増加させるために必要な元素である。その量が５
％より少ないと固溶強化量が小さく、かつγ′相の
量が少ないため十分な強度が得られない。その量
が10％を超えると共晶γ′量が過多となり溶体化処
理を十分行うことができなくなる。その結果、ク
リープ破断強度を低下させる欠点が生ずる。従つ
て、５％〜10％であることが必要である。好まし
い範囲は7.2〜8.2％である。 以上各元素の組成割合について説明したが、本
発明合金で優れたクリープ破断強度を得るには、
複数の元素に関連した条件が必要である。即ちγ
相またはγ′相の固溶強化に有効な元素であるＷ、
Mo、Taの合計量が17〜24％であることが必要で
ある。この合計量が17％未満であると固溶強化量
が不足し、十分なクリープ破断強度が得られな
い。逆に24％を超えるとα−Ｗ相、μ相などの有
害析出物が生成し、クリープ破断強度を低下する
欠点が生ずる。その合計量の好ましい範囲は、
19.4〜21.6％である。 これらの組成を有するものを、一方向凝固を行
つて単結晶とする。 この単結晶中に存在するγ′及び共晶γ′域を母相
であるγ相中に固溶させるために高温に加熱する
溶体化処理を行う。この温度は1315℃より低いと
γ′粒子、共晶γ′域を完全に固溶させることができ
ないので、後の時効析出処理によつて微細γ′粒子
の均一に析出分散した組織を得ることができな
い。その結果十分なクリープ破断強度を得ること
ができない。またその温度が1350℃を超えると部
分溶融が生じ易くなり、クリープ破断強度が大幅
に低下する。従つて1315〜1350℃で行うことが好
ましい。加熱時間が長いと合金の凝固偏席が小さ
くなり、組成的に均質となり、クリープ破断強度
も向上するので、長いことが好ましい。好ましい
加熱時間は３〜５時間である。 溶体化処理の後、760℃以下まで急速に冷却し
なければならない。冷却速度が小さいと冷却中に
γ′粒子が析出粗大化し、後の時効析出処理による
微細析出組織が得られないので、760℃まで３分
間以内に冷却することが望ましい。 溶体化処理後急冷したものを時効析出処理す
る。この時効析出処理は微細析出組織を得るため
のものであり、800〜1100℃で加熱する。800℃よ
り低いとγ相を十分析出させるのに長時間を要し
製造上不利である。1100℃を超えると、析出した
γ′相の粗大化現象が顕著になり、クリープ破断強
度が低下する。そのため、800〜1100℃であるこ
とが好ましい。γ′粒子を微細にかつ十分な量析出
させるには、時効析出処理の時間は３〜48時間が
望ましい。処理温度が950〜1100℃のような比較
的高い温度では８時間以内であることが好まし
い。それはγ′粒子の極度の粗大化を防ぐためであ
る。これより低温側では８時間を超過した時間で
あることが望ましい。時効析出処理は比較的高温
と低温の処理を組合せて行つてもよい。 実施例及び比較例 表１に示す組成を有する本発明合金と比較合金
を一方向凝固を行つて単結晶からなる試験片を次
の方法によつて製造した。合金の溶解は、高周波
真空溶解炉で行い、水冷銅板上で別途グラフアイ
トヒーターにより加熱された単結晶鋳型に注湯し
た。次に鋳型を200mm／ｈの速度でヒーター下方
に引き抜くことにより鋳型内にある溶けた金属を
水冷銅板から上方に向けて一方向凝固させた。 得られた単結晶を用いて、先ず凝固組織の溶体
化可能温度範囲（window）を明らかにするため
に、1300〜1360℃で４時間加熱した後空冷して組
織観察を行つた。結果は第１図の通りであつた。 本発明合金のベース合金であるTMS−25の
windowは1330〜1350℃で20℃と狭いが、これに
Moを添加した本発明合金TMS−26ではγ′の固溶
温度が下がりwindowは1315〜1350℃で35℃と大
幅に広くなつた。 TMS−25にTiを添加した合金TMS−27でも
γ′の固溶温度が下がるが、部分溶融開始温度も低
下するので、windowは本発明合金TMS−26の
windowより狭い。TMS−27にさらにMoを添加
した合金TMS−28では、γ′固溶温度がさらに下
がり、windowが低温側に広がつた。 このことから、Co、Ｗ濃度が既存合金に比べ
て高いベース合金へのMoの添加はwindowを広
げる効果を有することが分つた。本発明合金の
windowは既存合金に比べて十分広く実用上非常
に有利である。 また、windowの温度範囲が1315〜1350℃と既
存合金の温度範囲と比べて高温であるため、一方
向凝固時の成分元素の偏析の解消が容易となり、
γ′粒子の析出分散の均一性及び安定性が向上す
る。 凝固組織の溶体化処理中、第２図の顕微鏡写真
に示すように、ベース合金においてはγ′相及び共
晶γ′域の完全溶体化のほかに針状のμ相の析出が
観察されたが、Mo、Tiを添加した合金において
はμ相の析出は観察されなかつた。このことから
も既存合金に比べてCo、Ｗ濃度の高い合金への
Mo、Tiの添加により組織の安定性が大きく向上
することがわかる。 各試料合金の単結晶からゲージ部直径６mm、長
さ30mm、肩部半径５mm、全長70mmの単結晶試験片
を作り、これらを表２に示す熱処理条件による溶
体化処理と時効析出処理を施した後、800℃、75
Kgｆ／mm2及び1040℃、14Kgｆ／mm2の条件下でクリ
ープ破断試験を行つた。その結果は表２に示す通
りであつた。 ベース合金（TMS−25）にMoを添加すると
（TMS−26）、800℃及び1040℃の両温度で破断寿
命が増加した。特に高温側での増加が著しい。 ベース合金（TMS−25）へTiを添加すると
（TMS−27）、破断寿命は1040℃では増加したが、
800℃では短くなつた。これにさらにMoを添加
すると（TMS−28）破断寿命は高低温ともに増
加し、TMS−26の値に近づいた。しかし、この
合金の破断伸びはTMS−26の破断伸びよりも小
さく、特に1040℃での破断伸びはTMS−26の破
断伸びの1/3にまで低下した。 また、本発明合金（TMS−26）と比較合金の
高温強度を75Kgｆ／mm2の応力に200時間耐える温
度及び14Kgｆ／mm2の応力に1000時間耐える温度で
表わすと表２に示す通りであつた。 ベース合金（TMS−25）へのMoの添加
（TMS−26）により、耐用温度は75Kgｆ／mm2の場
合５℃、14Kgｆ／mm2の場合27℃上昇した。 以上に示した本発明合金の高温特性を既存合金
の高温特性と比べると、800℃、75Kgｆ／mm2の条
件下で破断寿命、破断伸びともに約３倍、1040
℃、14Kgｆ／mm2の条件下で破断寿命が３倍以上、
破断伸びが２倍と優れている。 また、75Kgｆ／mm2の応力に200時間、14Kgｆ／
mm2の応力に1000時間耐えられる耐用温度は、それ
ぞれ23℃、31〜37℃と大幅に上昇している。 既存合金ではμ相、α−Ｗ相等の有害相が析出
すると避けられていた高Co、Ｗ濃度のNi基耐熱
合金においても、Moを添加することにより組織
が安定化し、熱処理windowが広がり、かつ高温
から低温までの広い温度領域で強度と延性等の高
温特性において既存合金のそれよりも優れた特性
を有する合金となる優れた効果を奏し得られる。
詳しくはガスタービンやジエツトエンジンの高圧
タービンの動翼や静翼材料として適するNi基単
結晶耐熱合金に関する。 従来技術 ガスタービンやジエツトエンジンにおけるター
ビン動・静翼の材料の使用限界温度は、エンジン
の熱効率を決定する重要な因子である。また特に
タービン動翼は高速回転に伴う大きな遠心力を受
けるため、クリープ強度の高いことが要求されて
いる。 従来のNi基耐熱合金の組成は、γ′相構成元素
のAl、Ti、固溶強化元素のCoW、Mo、Ta、
Nb、耐食用元素のCr及び粒界強化元素のＣ、
Ｂ、Zr等からなり、Ni母相（γ相）中にγ′粒子
を析出させることにより高温強度を保つていた。
この場合、γ′量の増加と固溶強化量の増加に伴い
強度は上昇したが、その反面延性は低下した。 この欠点を解消する方法として、多結晶体の高
温における割れ発生源である応力軸に垂直な結晶
粒界を消去し、細長い結晶の束からなる柱状晶を
作る一方向凝固技術が開発された。その後、Hf
を添加して柱状晶粒界を強化した合金が開発さ
れ、PWA−1422として実用化された。 その後、柱状晶の熱処理に関する研究により溶
体化熱処理温度を上げ凝固組織の再固溶量を多く
すると、時効析出処理による微細γ′粒子の量が増
しクリープ強度が上昇するが、粒界強化元素を含
んでいるため凝固組織の完全溶体化が得られず、
強度上昇にも限界のあることが明らかにされた。 そこで、粒界強化元素（Hf、Ｃ、Ｂ、Zr）量
を不純物程度に押え、部分溶融開始温度がγ′粒子
がγ相中に固溶する温度よりも高く、かつγ′の固
溶温度が拡散が速く、元素の凝固偏析の解消が十
分可能な温度となるような合金が単結晶専用の合
金として開発され始めた。 最初の単結晶合金としてAlloy444、Alloy454
（ユナイテツドテクノロジー社製組成後記）が開
発され、クリープ強度が大幅に上昇し耐用温度が
柱状晶合金（PWA−1422）に比べて約30℃の上
昇を示した。 その後、CMSX−２、CMSX−３（キヤノン・
マスケゴン社製、組成後記）が開発されたが、
Alloy454に比べて強度の上昇は小さかつた。強
度を上げるためにはCo、Ｗ量を増すことが必要
であるが、有害相の析出が起るため、Coは７重
量％以下、Ｗは8.4重量％以下に押えられていた。 発明の目的 本発明の目的は、前記従来のNi基単結晶耐熱
合金の高温強度よりも高い高温強度を有し、かつ
組織安定性に優れたNi基単結晶耐熱合金を提供
するにある。 発明の構成 本発明者らは前記目的を達成すべく鋭意研究の
結果、従来の知見では組織安定性に欠けると考え
られていたCo及びＷの濃度の高い、即ち固溶強
化量の大きいNi基単結晶耐熱合金へMoを添加す
ると、組織安定性に優れ、かつ高温強度が高く、
延性も優れたものとなることを究明し得た。この
知見に基いて本発明を完成した。 本発明の趣旨は、重量％で、Co5〜10、Cr5〜
10、W9〜15、Mo1〜５、Al4.5〜６、Ta5〜10を
含み残部は実質的にNiからなり、同時にＷ＋Mo
＋Ta＝17〜24を満たす組成を有することを特徴
とする一方向凝固Ni基単結晶耐熱合金にある。 また、さらに詳しくは、この発明の合金は、従
来から知られている合金のように、Ｃ、Ｂ、Zr、
Hfを故意に添加することなく、これらの元素を
不純物量の範囲に抑え、上記の通り特定の組成特
にCo及びＷの濃度の高い合金へMoを特定割合で
添加した高特性のNi基単結晶耐熱合金であるこ
とを特徴としている。 しかもこの合金は、一方向凝固によつて単結晶
とし、溶体化処理および時効析出処理してなるこ
とを特徴としてもいる。 本発明の合金における組成成分の作用、組成割
合ならびにその合金の熱処理条件等の限定理由は
次の通りである。 Coはγ相及びγ′相中に固溶して、これからの
相を固溶強化する作用をする。特に低温側の強度
を上げる作用が大きい。その量が５重量％（以下
％は重量％を示す）より少ないと十分な強度が得
られず、10％を超えるとδ相等の有害相が生成
し、すべての温度領域でクリープ破断強度が低下
する。従つて５〜10％であることが必要である。
好ましい範囲は7.8〜8.6％である。 Crは合金の耐硫化腐食性を良好にする作用を
する。その量が５％より少ないとその作用が十分
に得られず、10％を超えるとδ相やμ相等の有害
相が生成してクリープ破断強度が低下する。従つ
て、５〜10％であることが必要である。好ましい
範囲は5.3〜5.9％である。 Ｗはγ相及びγ′相中に固溶して、これらの相を
強化する作用をする。十分な固溶強化を得るため
には９％以上を必要とするが、15％を超えるとμ
相、α−Ｗ相等の有害析出物が生成してクリープ
破断強度を低下させる。従つて９〜15％であるこ
とが必要である。好ましい範囲は10.5〜11.3％で
ある。 Moはγ相及びγ′相に固溶して、これらの相を
固溶強化する作用をすると同時にＷを９％以上含
みかつCoを５％以上含む合金に生成するμ相を
消滅させ組織を安定にする作用をする。その量が
１％より少ないとμ相を消滅させる作用が十分で
なく、５％を超えるとその作用がなくなり、μ相
が生成しクリープ破断強度が低下する。従つて、
１〜５％であることが必要である。好ましい範囲
は1.7〜2.1％である。 Alはγ′相を生成するために必要な元素であり、
γ′相を十分に析出させるためには4.5％以上含有
させることが必要である。しかし、６％を超える
と共晶γ′と呼ばれる粗大なγ′相の量が過多とな
り、溶体化処理が不可能となる。その結果、クリ
ープ破断強度を低下させる欠点が生ずる。従つ
て、4.5％〜６％であることが必要である。好ま
しい範囲は4.9〜5.3％である。 Taはγ′相を固溶強化させると共にγ′相の量を
増加させるために必要な元素である。その量が５
％より少ないと固溶強化量が小さく、かつγ′相の
量が少ないため十分な強度が得られない。その量
が10％を超えると共晶γ′量が過多となり溶体化処
理を十分行うことができなくなる。その結果、ク
リープ破断強度を低下させる欠点が生ずる。従つ
て、５％〜10％であることが必要である。好まし
い範囲は7.2〜8.2％である。 以上各元素の組成割合について説明したが、本
発明合金で優れたクリープ破断強度を得るには、
複数の元素に関連した条件が必要である。即ちγ
相またはγ′相の固溶強化に有効な元素であるＷ、
Mo、Taの合計量が17〜24％であることが必要で
ある。この合計量が17％未満であると固溶強化量
が不足し、十分なクリープ破断強度が得られな
い。逆に24％を超えるとα−Ｗ相、μ相などの有
害析出物が生成し、クリープ破断強度を低下する
欠点が生ずる。その合計量の好ましい範囲は、
19.4〜21.6％である。 これらの組成を有するものを、一方向凝固を行
つて単結晶とする。 この単結晶中に存在するγ′及び共晶γ′域を母相
であるγ相中に固溶させるために高温に加熱する
溶体化処理を行う。この温度は1315℃より低いと
γ′粒子、共晶γ′域を完全に固溶させることができ
ないので、後の時効析出処理によつて微細γ′粒子
の均一に析出分散した組織を得ることができな
い。その結果十分なクリープ破断強度を得ること
ができない。またその温度が1350℃を超えると部
分溶融が生じ易くなり、クリープ破断強度が大幅
に低下する。従つて1315〜1350℃で行うことが好
ましい。加熱時間が長いと合金の凝固偏席が小さ
くなり、組成的に均質となり、クリープ破断強度
も向上するので、長いことが好ましい。好ましい
加熱時間は３〜５時間である。 溶体化処理の後、760℃以下まで急速に冷却し
なければならない。冷却速度が小さいと冷却中に
γ′粒子が析出粗大化し、後の時効析出処理による
微細析出組織が得られないので、760℃まで３分
間以内に冷却することが望ましい。 溶体化処理後急冷したものを時効析出処理す
る。この時効析出処理は微細析出組織を得るため
のものであり、800〜1100℃で加熱する。800℃よ
り低いとγ相を十分析出させるのに長時間を要し
製造上不利である。1100℃を超えると、析出した
γ′相の粗大化現象が顕著になり、クリープ破断強
度が低下する。そのため、800〜1100℃であるこ
とが好ましい。γ′粒子を微細にかつ十分な量析出
させるには、時効析出処理の時間は３〜48時間が
望ましい。処理温度が950〜1100℃のような比較
的高い温度では８時間以内であることが好まし
い。それはγ′粒子の極度の粗大化を防ぐためであ
る。これより低温側では８時間を超過した時間で
あることが望ましい。時効析出処理は比較的高温
と低温の処理を組合せて行つてもよい。 実施例及び比較例 表１に示す組成を有する本発明合金と比較合金
を一方向凝固を行つて単結晶からなる試験片を次
の方法によつて製造した。合金の溶解は、高周波
真空溶解炉で行い、水冷銅板上で別途グラフアイ
トヒーターにより加熱された単結晶鋳型に注湯し
た。次に鋳型を200mm／ｈの速度でヒーター下方
に引き抜くことにより鋳型内にある溶けた金属を
水冷銅板から上方に向けて一方向凝固させた。 得られた単結晶を用いて、先ず凝固組織の溶体
化可能温度範囲（window）を明らかにするため
に、1300〜1360℃で４時間加熱した後空冷して組
織観察を行つた。結果は第１図の通りであつた。 本発明合金のベース合金であるTMS−25の
windowは1330〜1350℃で20℃と狭いが、これに
Moを添加した本発明合金TMS−26ではγ′の固溶
温度が下がりwindowは1315〜1350℃で35℃と大
幅に広くなつた。 TMS−25にTiを添加した合金TMS−27でも
γ′の固溶温度が下がるが、部分溶融開始温度も低
下するので、windowは本発明合金TMS−26の
windowより狭い。TMS−27にさらにMoを添加
した合金TMS−28では、γ′固溶温度がさらに下
がり、windowが低温側に広がつた。 このことから、Co、Ｗ濃度が既存合金に比べ
て高いベース合金へのMoの添加はwindowを広
げる効果を有することが分つた。本発明合金の
windowは既存合金に比べて十分広く実用上非常
に有利である。 また、windowの温度範囲が1315〜1350℃と既
存合金の温度範囲と比べて高温であるため、一方
向凝固時の成分元素の偏析の解消が容易となり、
γ′粒子の析出分散の均一性及び安定性が向上す
る。 凝固組織の溶体化処理中、第２図の顕微鏡写真
に示すように、ベース合金においてはγ′相及び共
晶γ′域の完全溶体化のほかに針状のμ相の析出が
観察されたが、Mo、Tiを添加した合金において
はμ相の析出は観察されなかつた。このことから
も既存合金に比べてCo、Ｗ濃度の高い合金への
Mo、Tiの添加により組織の安定性が大きく向上
することがわかる。 各試料合金の単結晶からゲージ部直径６mm、長
さ30mm、肩部半径５mm、全長70mmの単結晶試験片
を作り、これらを表２に示す熱処理条件による溶
体化処理と時効析出処理を施した後、800℃、75
Kgｆ／mm2及び1040℃、14Kgｆ／mm2の条件下でクリ
ープ破断試験を行つた。その結果は表２に示す通
りであつた。 ベース合金（TMS−25）にMoを添加すると
（TMS−26）、800℃及び1040℃の両温度で破断寿
命が増加した。特に高温側での増加が著しい。 ベース合金（TMS−25）へTiを添加すると
（TMS−27）、破断寿命は1040℃では増加したが、
800℃では短くなつた。これにさらにMoを添加
すると（TMS−28）破断寿命は高低温ともに増
加し、TMS−26の値に近づいた。しかし、この
合金の破断伸びはTMS−26の破断伸びよりも小
さく、特に1040℃での破断伸びはTMS−26の破
断伸びの1/3にまで低下した。 また、本発明合金（TMS−26）と比較合金の
高温強度を75Kgｆ／mm2の応力に200時間耐える温
度及び14Kgｆ／mm2の応力に1000時間耐える温度で
表わすと表２に示す通りであつた。 ベース合金（TMS−25）へのMoの添加
（TMS−26）により、耐用温度は75Kgｆ／mm2の場
合５℃、14Kgｆ／mm2の場合27℃上昇した。 以上に示した本発明合金の高温特性を既存合金
の高温特性と比べると、800℃、75Kgｆ／mm2の条
件下で破断寿命、破断伸びともに約３倍、1040
℃、14Kgｆ／mm2の条件下で破断寿命が３倍以上、
破断伸びが２倍と優れている。 また、75Kgｆ／mm2の応力に200時間、14Kgｆ／
mm2の応力に1000時間耐えられる耐用温度は、それ
ぞれ23℃、31〜37℃と大幅に上昇している。 既存合金ではμ相、α−Ｗ相等の有害相が析出
すると避けられていた高Co、Ｗ濃度のNi基耐熱
合金においても、Moを添加することにより組織
が安定化し、熱処理windowが広がり、かつ高温
から低温までの広い温度領域で強度と延性等の高
温特性において既存合金のそれよりも優れた特性
を有する合金となる優れた効果を奏し得られる。
【表】
【表】
発明の効果
本発明の合金は従来のNi基単結晶耐熱合金に
比べて、熱処理windowが広く、その処理範囲が
凝固に伴う成分偏析の解消が容易な高温で、かつ
高温から低温の広い温度範囲における強度と延性
の全ての特性において優れている。従つて、この
合金で造つた単結晶動翼を使用することにより、
ジエツトエンジンの高圧タービンのガス入口温度
を高くすることができ、エンジンの高効率化が可
能になる優れた効果を有する。
比べて、熱処理windowが広く、その処理範囲が
凝固に伴う成分偏析の解消が容易な高温で、かつ
高温から低温の広い温度範囲における強度と延性
の全ての特性において優れている。従つて、この
合金で造つた単結晶動翼を使用することにより、
ジエツトエンジンの高圧タービンのガス入口温度
を高くすることができ、エンジンの高効率化が可
能になる優れた効果を有する。
第１図は本発明合金、比較合金を1300〜1360℃
で４時間熱処理したものの組織観察結果を示す。
第２図は本発明合金とベース合金（TMS−25）
の1336℃で４時間熱処理した状態を500倍に拡大
した顕微鏡写真である。
で４時間熱処理したものの組織観察結果を示す。
第２図は本発明合金とベース合金（TMS−25）
の1336℃で４時間熱処理した状態を500倍に拡大
した顕微鏡写真である。
Claims (1)
- １ 重量％で、Co5〜10、Cr5〜10、W9〜15、
Mo1〜５、Al4.5〜６、Ta5〜10を含み残部は実
質的にNiからなり、同時にＷ＋Mo＋Ta＝17〜
24を満たす組成を有することを特徴とする一方向
凝固Ni基単結晶耐熱合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61262634A JPS63118037A (ja) | 1986-11-06 | 1986-11-06 | Ｎｉ基単結晶耐熱合金 |
| US07/117,091 US4830679A (en) | 1986-11-06 | 1987-11-05 | Heat-resistant Ni-base single crystal alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61262634A JPS63118037A (ja) | 1986-11-06 | 1986-11-06 | Ｎｉ基単結晶耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63118037A JPS63118037A (ja) | 1988-05-23 |
| JPH0313297B2 true JPH0313297B2 (ja) | 1991-02-22 |
Family
ID=17378509
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61262634A Granted JPS63118037A (ja) | 1986-11-06 | 1986-11-06 | Ｎｉ基単結晶耐熱合金 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4830679A (ja) |
| JP (1) | JPS63118037A (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5151249A (en) * | 1989-12-29 | 1992-09-29 | General Electric Company | Nickel-based single crystal superalloy and method of making |
| US5240518A (en) * | 1990-09-05 | 1993-08-31 | General Electric Company | Single crystal, environmentally-resistant gas turbine shroud |
| JP3184882B2 (ja) * | 1997-10-31 | 2001-07-09 | 科学技術庁金属材料技術研究所長 | Ｎｉ基単結晶合金とその製造方法 |
| US7074284B2 (en) * | 2001-11-09 | 2006-07-11 | Alstom Technology Ltd | Heat treatment method for bodies that comprise a nickel based superalloy |
| US20160214350A1 (en) | 2012-08-20 | 2016-07-28 | Pratt & Whitney Canada Corp. | Oxidation-Resistant Coated Superalloy |
| CN114703402B (zh) * | 2022-04-12 | 2023-06-16 | 北航（四川）西部国际创新港科技有限公司 | 一种低成本高性能的素化单晶高温合金及其制备方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4116723A (en) * | 1976-11-17 | 1978-09-26 | United Technologies Corporation | Heat treated superalloy single crystal article and process |
| US4209348A (en) * | 1976-11-17 | 1980-06-24 | United Technologies Corporation | Heat treated superalloy single crystal article and process |
| DE3172291D1 (en) * | 1980-11-24 | 1985-10-24 | Cannon Muskegon Corp | Single crystal (single grain) alloy |
| JPS59190342A (ja) * | 1983-04-08 | 1984-10-29 | キヤノン−マスキ−ガン・コ−ポレイシヨン | 単結晶合金 |
| JPS60177160A (ja) * | 1984-02-23 | 1985-09-11 | Natl Res Inst For Metals | 単結晶Νｉ基耐熱合金及びその製造法 |
| US4643782A (en) * | 1984-03-19 | 1987-02-17 | Cannon Muskegon Corporation | Single crystal alloy technology |
-
1986
- 1986-11-06 JP JP61262634A patent/JPS63118037A/ja active Granted
-
1987
- 1987-11-05 US US07/117,091 patent/US4830679A/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
|---|---|
| JPS63118037A (ja) | 1988-05-23 |
| US4830679A (en) | 1989-05-16 |
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