JPH07300639A

JPH07300639A - 高耐食性ニッケル基単結晶超合金およびその製造方法

Info

Publication number: JPH07300639A
Application number: JP9183694A
Authority: JP
Inventors: Hiroki Yamamoto; 本浩喜山; Masaru Yamamoto; 本優山; Kiyoshi Imai; 井潔今
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1994-04-28
Filing date: 1994-04-28
Publication date: 1995-11-14

Abstract

(57)【要約】【目的】優れた高温耐食性と高温強度を有するＮｉ基
単結晶超合金を得ること。【構成】重量％で、Ｃｒ８〜１４％、Ｃｏ３〜７％、
Ａｌ４〜８％、Ｔｉ５％以下、Ｗ６〜１０％、Ｔａ４〜
８％、Ｍｏ０．５〜４％、かつ５％≦Ａｌ＋Ｔｉ、４≦
Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ≦１８％であることに加
え、Ｈｆ１．４％以下Ｚｒ０．０１％以下、Ｃ０．０７
％以下、Ｂ０．０１５％以下、残部Ｎｉおよび不可避的
不純物からなることを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。【効果】クリープ破断寿命と耐高温腐食性、耐酸化性
を有し、ガスタービンブレードの用途に供することがで
きる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、優れた高温耐食性を有
し、かつ高温強度にも優れたＮｉ基単結晶超合金に関す
るものである。

【０００２】

【従来の技術】Ｎｉ基単結晶超合金は、主として航空機
用エンジンのタービンブレードに用いられている。Ｎｉ
基単結晶超合金からなるタービンブレードは、結晶粒界
が全く無いことから、結晶粒界を強化する炭素、ホウ
素、ジルコニウム等の微量元素を含まないため、溶体化
温度を融点の直下まで上昇することができる。このた
め、完全な溶体化処理ができるので、クリープ破断強度
をはじめとする高温強度が、従来製造法によるＮｉ基普
通鋳造合金タービンブレードよりも優れていることが知
られている。

【０００３】一方、近年の工業用ガスタービンの高効率
化・高温化に伴い、工業用ガスタービンにおいても、従
来の普通鋳造合金タービンブレードを単結晶合金へと交
換することが試みられている。しかしながら、従来のＮ
ｉ基単結晶超合金は、優れた高温強度を持つものの、高
温環境特性、特に高温耐食性が不十分なために、長時間
の運転を行う工業用ガスタービンに満足に適用すること
ができないのが現状である。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な観点から、従来のＮｉ基単結晶超合金を更に改良する
ことによって、従来の優れた高温強度を損なうことな
く、優れた高温耐食性を有する合金を提供することを目
的としている。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明は、前述した課題
を解決するためのものであって、下記の事項をその特徴
としている。重量％で、Ｃｒ８〜１４％、Ｃｏ３〜７
％、Ａｌ４〜８％、Ｔｉ５％以下、Ｗ６〜１０％、Ｔａ
４〜８％、Ｍｏ０〜４％、かつ５％≦Ａｌ＋Ｔｉ、４≦
Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ≦１８％であり、あるいは
さらに、Ｈｆ１．４％以下、Ｚｒ０．０１％以下、Ｃ
０．０７％以下、Ｂ０．０１５％以下、を含有し、残部
Ｎｉおよび不可避的不純物からなる高温耐食性Ｎｉ基単
結晶超合金およびその製造方法。

【０００６】以下に、本発明を詳細に説明する。まず、
本発明合金の成分元素の機能およびその組成範囲の限定
理由について述べる。Ｃｒ：高温耐食性を向上させる作用があるが、その含有
量が８％未満では所望の高温耐食性を確保できない。ま
た、その含有量が１４％を超えると、γ′相の析出が抑
制されるようになるばかりでなく、ＴＣＰ相（δ相）と
呼ばれる望ましくない脆化相が生成し、高温強度を低下
させることから、Ｃｒ含有量が８〜１４％と定めた。Ｃｏ：γ′相の固溶温度を低下させ、溶体化処理を容易
にするほか、高温耐食性を向上させる作用がある。含有
量が３％未満であると、その効果が得られず、６％以上
ではγ′相の析出を抑制し、高温強度を低下させること
から、Ｃｏ含有量を３〜７％と定めた。

【０００７】Ａｌ：γ′相を生成する主要合金元素であ
り、また表面にＡｌ酸化物を形成することによって耐酸
化性にも寄与する。Ａｌ含有量が４％未満であると、良
好なクリープ破断強度を得るのに十分な体積率のγ′相
が生成できず、しかも耐酸化性も低下する。８％を越え
ると、溶体化処理が困難になり、未固溶γ′量が増加
し、クリープ破断強度が低下することから、Ａｌ含有量
は４〜８％と定めた。Ｔｉ：γ′相中のＡｌを代替でき、得られる相はＮｉ_３
（Ａｌ，Ｔｉ）となり、γ′相の固溶強化に役立つ。し
かし、Ｔｉは共晶γ′相を作り易く、かつ超合金の融点
を下げるため溶体化処理温度を十分高くすることができ
ず、共晶γ′を完全に固溶することが困難になり、クリ
ープ破断強度を低下させる。更に耐酸化性に対しても有
害である。したがって、Ｔｉ含有量の上限を５％と定め
た。

【０００８】ＡｌとＴｉ：以上のように、ＡｌとＴｉは
γ′相を生成、強化するためには、２つの合金元素をと
もに添加することが重要である。本発明では、この２つ
の合金元素の添加総量を５％≦Ａｌ＋Ｔｉと規定した。
５％未満では十分な体積率のγ′相が生成できずクリー
プ破断強度が低下する。しかしながら、ＡｌとＴｉの添
加総量が４％≦Ａｌ＋Ｔｉの範囲であっても、Ｔｉ含有
量が過度となり、高温強度や耐酸化性が低下することを
防ぐため、Ａｌがγ′相生成の主合金元素となるように
Ａｌ／Ｔｉと定めた。これらの規定により、高温強度や
耐酸化性の低下を生じない範囲で、γ′相の生成量、固
溶強化が最大となる。

【０００９】Ｗ：γ相およびγ′相に固溶して、両相を
固溶強化する合金元素であり、最低６％は必要であり、
それ以下では特にγ′相の強度が著しく低下する。しか
しながら、１０％を越える添加は、α−Ｗと呼ばれるＴ
ＣＰ相を析出し、クリープ破断強度を低下させる。した
がって、Ｗ含有量は６〜１０％と定めた。Ｔａ：主としてγ′相に固溶してγ′相を強化するとと
もに耐高温耐食性を付与する。Ｔａ含有量が４％より低
いと合金の強度が低くなり、また８％より高いと共晶
γ′相を固溶させることが困難となり、クリープ破断強
度が低下するので、Ｔａ含有量は４〜８％と定めた。Ｍｏ：Ｔａと同じくγ′相に固溶してγ′相を強化する
ので最低０．５％必要であるが、４％を越える過度の添
加は脆化相であるＴＣＰ相（α−Ｍｏ相）を生じてクリ
ープ破断強度を低下させるため、Ｍｏ含有量は０．５〜
４％と定めた。

【００１０】ＷとＴａとＭｏ：これらの合金元素はそれ
ぞれ異なった固溶強化作用を持つため、３合金元素を共
に添加することが重要である。本発明においては、この
３つの合金元素の添加総量をＷ＋Ｔａ＋Ｍｏ≦１８と定
めた。上述したようにＷ，Ｔａ，Ｍｏ量が少ないとγ相
とγ′相の固溶強化が十分発揮できないが、１８％より
多いと高温強度に有害なＴＣＰ相（α−Ｗ、Ｍｏ相）が
析出する。このように、Ｗ，Ｔａ，Ｍｏの個々並びに添
加総量を規定することにより、有害なＴＣＰ相を生じな
い範囲でγ相、γ′相の固溶強化を最大としたものであ
る。

【００１１】ＨｆとＺｒとＣとＢ：これらの元素は従来
のＮｉ基単結晶合金では全く添加されないものである
が、単結晶タービンブレード鋳造時に生成する異結晶や
その後の熱処理と加工により生じる再結晶の粒界を強化
するために、本発明の合金では非常に少量添加されてい
る。従来のＮｉ基単結晶合金では粒界強化元素を含んで
いないので、異結晶や再結晶の粒界は全く強度がなく、
単結晶合金の高温強度を著しく低下させるため、異結晶
や再結晶を持ったタービンブレードはすべて廃却されて
いた。これらの粒界強化元素を添加することにより、粒
界が十分に強化され、異結晶や再結晶を有するタービン
ブレードでも許容されるようになり、廃却品の割合を低
下させることによって製品の生産性を向上させる。

【００１２】しかしながら、これらの合金元素を過度に
添加すると高温強度にとって有害になる。Ｈｆ：１．４％を越えると合金の融点を下げて、γ′相
の固溶を困難にするので１．４％以下とした。Ｃ：０．０７％を越えると過剰のＣが分離して、疲労亀
裂の起点となる炭化物を形成し、疲労強度を低下させる
ため、０．０７％以下と定めた。ＢとＺｒ：これらの元素の過度の添加は延性、靭性を下
げるため、Ｂは０．０１５％以下、Ｚｒは０．０１％以
下とした。この範囲内で粒界強化元素を添加することに
より、高温強度低下させることなく結晶粒界を強化する
ことができる。

【００１３】

【実施例】以下に、本発明を実施例によりさらに説明す
る。本発明合金およびこれと特性を比較するための比較
合金と従来合金の各試料の化学成分を、表１に示す。試
料はすべて高速凝固法により単結晶に鋳造後、表２に示
す熱処理条件により溶体化処理と時効処理を施した後、
試験片を作製した。

【００１４】次いで、大気中、温度８５０℃、応力４６
ｋｇｆ／ｍｍ²の条件でクリープ破断試験を行い、破断
寿命、破断伸び、破断絞りを測定した。また、耐高温耐
食性を評価するために、７５％Ｎａ_２ＳＯ_４＋２５％Ｎ
ａ_２ＳＯ_３の組成を有する温度９００℃に加熱した溶融
塩中に浸漬した後、重量減量を測定した。耐酸化性につ
いては大気中で、８時間毎に室温から温度９５０℃まで
反復し、重量減量を測定した。クリープ試験および腐食
試験の結果を、表３に示す。

【００１５】

【表１】

【００１６】

【表２】

【００１７】

【表３】

【００１８】さらに、各試料の熱処理時間と酸化減量と
の関係を、図１に示す。表１に示すように、本発明合金
および比較合金とも重量％で、４％≦Ａｌ＋Ｔｉ、４≦
Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ≦１８％であるが、本発明
合金は、Ａｌ４〜８％、Ｔｉ５％以下、Ｗ６〜１０％、
Ｔａ４〜８％、Ｍｏ０．５〜４％の範囲であるのに対
し、比較合金は、その範囲組成外の成分を含んでいる。

【００１９】表１および表３から分かるように、比較合
金のうち、Ａｌ＋Ｔｉ含有量が多い合金（Ｃ−４）は、
熱処理後、未固溶のγ′や共晶γ′が残留し、クリープ
破断寿命が短い。また、Ｔｉ含有量の高い合金（Ｃ−
５）は、図１に示すように、耐酸化特性が低下してい
る。さらに、ＷやＭｏの含有量が高い合金（Ｃ−１、Ｃ
−２）は、α−（Ｗ、Ｍｏ）相が析出し、Ｔａが高い合
金（Ｃ−３）では共晶γ′相が熱処理により完全に固溶
せず、一部残留しているために、これらの合金ではクリ
ープ破断寿命が短い。

【００２０】これに対し、本発明合金は、Ａｌ、Ｔｉ、
Ｗ、Ｔａ、Ｍｏの合金元素をバランス良く添加している
ため、熱処理後の未固溶γ′相および共晶γ′の残留が
なく、また脆化相であるα−（Ｗ、Ｍｏ）相の析出も見
られず、表３に示すようにクリープ破断寿命は、従来合
金に比べて優れた値を示している。また、図１、表３に
示すように、耐酸化性、耐高温腐食性についても優れた
特性を示している。

【００２１】

【発明の効果】以上のように、本発明合金は、従来合金
に比べて優れたクリープ破断寿命と耐高温腐食性、耐酸
化性を有するため、ガスタービンブレードとして用いる
ことによりその効率向上に大きく寄与するものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明合金と比較合金との酸化試験結果を示し
た図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃｒ８〜１４％、Ｃｏ３〜７
％、Ａｌ４〜８％、Ｔｉ５％以下、Ｗ６〜１０％、Ｔａ
４〜８％、Ｍｏ０．５〜４％、残部Ｎｉおよび不可避的
不純物からなり、かつ、５％≦Ａｌ＋Ｔｉ、４≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋
Ｍｏ≦１８％であることを特徴とする高耐食性Ｎｉ基単
結晶超合金。
【請求項２】請求項１に記載のＮｉ基単結晶超合金から
作成されたガスタービンエンジンの部品。
【請求項３】請求項１に記載の超合金を真空または不活
性雰囲気内で、１３１０℃〜１３５０℃に加熱し、次い
で１３５０℃で２時間以上、溶体化処理後急冷し、その
後、１０５０℃〜１１２０℃で一定時間、時効処理する
ことを特徴とする高耐食性Ｎｉ基単結晶超合金の製造方
法。
【請求項４】前記時効処理の温度に保持する時間が、４
時間以上である請求項３記載の方法によって製造される
高耐食性Ｎｉ基単結晶超合金。
【請求項５】前記溶体化処理の温度が、１２００℃〜１
３５０℃および前記時効処理の温度が、１０５０℃〜１
１２０℃である請求項３に記載の高耐食性Ｎｉ基単結晶
超合金の製造法。
【請求項６】重量％で、Ｃｒ８〜１４％、Ｃｏ３〜７
％、Ａｌ４〜８％、Ｔｉ５％以下、Ｗ６〜１０％、Ｔａ
４〜８％、Ｍｏ０．５〜４％、Ｈｆ１．４％以下、Ｚｒ
０．０１％以下、Ｃ０．０７％以下、Ｂ０．０１５％以
下、残部Ｎｉおよび不可避的不純物からなり、かつ、５％≦Ａｌ＋Ｔｉ、４≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋
Ｍｏ≦１８％であることを特徴とする高耐食性Ｎｉ基単
結晶超合金。
【請求項７】請求項６に記載の高耐食性Ｎｉ基単結晶超
合金から作成されたガスタービンエンジンの部品。
【請求項８】γ基地中にγ′析出物のミクロ組織を有す
る、請求項３または５に記載の方法によって製造された
請求項１、４および６に記載の高耐食性Ｎｉ基単結晶超
合金。
【請求項９】請求項８に記載の高耐食性Ｎｉ基単結晶超
合金から作成されたガスタービンエンジンの部品。