JPS60177160A - 単結晶Νｉ基耐熱合金及びその製造法 - Google Patents
単結晶Νｉ基耐熱合金及びその製造法Info
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- JPS60177160A JPS60177160A JP59031424A JP3142484A JPS60177160A JP S60177160 A JPS60177160 A JP S60177160A JP 59031424 A JP59031424 A JP 59031424A JP 3142484 A JP3142484 A JP 3142484A JP S60177160 A JPS60177160 A JP S60177160A
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Classifications
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
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- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
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】
本発明はクリープ破断強度の優れた単結晶Ｎｉ基耐熱合
金及びその製造法に関する。
金及びその製造法に関する。
ジェットエンジンや発電設備などに用いられるガスター
ビンの出力、熱効率を上げるには、燃焼ガス温麿を上昇
させるのが最も有効である。
ビンの出力、熱効率を上げるには、燃焼ガス温麿を上昇
させるのが最も有効である。
そのためにはクリープ破断強度の大きい動翼材が必要で
ある。
ある。
現在実用化されている単結晶Ｎｉ基耐熱合金としてはＡ
１１ｏｙ４５４ （ユナイティッドテクノロジー社製、
組成後記）があり、このほかＡ１１ｏｙ２０３Ｂ （ユ
ナイティッドテクノロジー社製、組成後記）とＮＡＳＡ
ＩＲｌｏｏ （エアリサ−チ社製、組成後記）の実用化
が検討されている。
１１ｏｙ４５４ （ユナイティッドテクノロジー社製、
組成後記）があり、このほかＡ１１ｏｙ２０３Ｂ （ユ
ナイティッドテクノロジー社製、組成後記）とＮＡＳＡ
ＩＲｌｏｏ （エアリサ−チ社製、組成後記）の実用化
が検討されている。
しかし、これらの合金はクリープ破断強度が優れないた
め、出力や熱効率を上げるのに限度がある。またＡ１１
ｏ７２０３Ｂの場合は高価なＲｅを使用するため、合金
が高価となる問題点がある。
め、出力や熱効率を上げるのに限度がある。またＡ１１
ｏ７２０３Ｂの場合は高価なＲｅを使用するため、合金
が高価となる問題点がある。
本発明の目的はＩ（ｅのような高価な元素を用いること
なく、シかも優れたクリープ破断強度を発揮する単結晶
Ｎｉ基耐熱合金を提供するにある。
なく、シかも優れたクリープ破断強度を発揮する単結晶
Ｎｉ基耐熱合金を提供するにある。
本発明の単結晶Ｎｉ基耐熱合金の組成は、重最多で、Ｏ
ｒ４．５〜１０、Ｗ７．５〜２０． Ａ／−４，５〜６
、Ｔａ１２以下を含み、残部は実質的にＮｉまたは１０
重量％以下のＮｉをＣｏで置換したものよりなり、同時
にＷ＋ Ｔ ａ ＝ １７〜２４、Ｗ＋Ｔａ＋Ｏｒ≦３
０を溝たす組成からなる。
ｒ４．５〜１０、Ｗ７．５〜２０． Ａ／−４，５〜６
、Ｔａ１２以下を含み、残部は実質的にＮｉまたは１０
重量％以下のＮｉをＣｏで置換したものよりなり、同時
にＷ＋ Ｔ ａ ＝ １７〜２４、Ｗ＋Ｔａ＋Ｏｒ≦３
０を溝たす組成からなる。
ＯｒＪ”を合金の耐硫化腐食性を良好にする作用をする
ものである。以下チは重量％を示すＯｒが４．５％より
少ないとその作用が十分得られなく、その量が１０チを
超えるとσ相やμ相などの有害相が板状に生成してクリ
ープ破断強度を低下させる欠点が生ずる。
ものである。以下チは重量％を示すＯｒが４．５％より
少ないとその作用が十分得られなく、その量が１０チを
超えるとσ相やμ相などの有害相が板状に生成してクリ
ープ破断強度を低下させる欠点が生ずる。
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。そのだめには７，５チ以上を必要とする
が、２０チを超えるとμ相、 α−Ｗ相などの有害析出
物が生成してクリープ破断寿命を低下させる欠点が生ず
る。
る作用をする。そのだめには７，５チ以上を必要とする
が、２０チを超えるとμ相、 α−Ｗ相などの有害析出
物が生成してクリープ破断寿命を低下させる欠点が生ず
る。
Ａｔはγ′相を生成するために必要な元素であり ｒｌ
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チを超えると共晶ｒ′
と呼ばれる粗大なγ′相の量が過多となり、溶体化処理
が不可能となって、その結果クリープ破断強度を低下さ
せる欠点が生ずる。
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チを超えると共晶ｒ′
と呼ばれる粗大なγ′相の量が過多となり、溶体化処理
が不可能となって、その結果クリープ破断強度を低下さ
せる欠点が生ずる。
Ｔａけγ′相を固溶強化させると共にγ′相の量を増加
するために必要な元素である。その量が１２チを超える
と共晶ｒ′量が過多となり、その結果溶体化処理を十分
行うことができなく、クリープ破断強度を低下させる欠
点が生ずる。
するために必要な元素である。その量が１２チを超える
と共晶ｒ′量が過多となり、その結果溶体化処理を十分
行うことができなく、クリープ破断強度を低下させる欠
点が生ずる。
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。
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とＴａの合計量が１７〜２４チの範囲であることが必
要である。その合計量が１７チ未満であると固溶強化量
が不足し、十分なりリープ破断強度が得られない。逆に
２４チを超過するとα−Ｗ相、μ相などの有害析出物が
生成し、クリープ破断寿命が低下する欠点が生ずる。
ＷとＴａの合計量が１７〜２４チの範囲であることが必
要である。その合計量が１７チ未満であると固溶強化量
が不足し、十分なりリープ破断強度が得られない。逆に
２４チを超過するとα−Ｗ相、μ相などの有害析出物が
生成し、クリープ破断寿命が低下する欠点が生ずる。
また、ＷとＴａとＯｒの合計量が３０チ以下であること
が必要である。その合計量が３０チを超えるとσ相、μ
相などの有害化合物が生じてクリープ破断強度を低下さ
せる欠点が生ずる。
が必要である。その合計量が３０チを超えるとσ相、μ
相などの有害化合物が生じてクリープ破断強度を低下さ
せる欠点が生ずる。
本発明の合金においては、前記組成におけるＮ ｉ ｆ
ｉｌ−１０％以下ＯＯに代えてもよい。
ｉｌ−１０％以下ＯＯに代えてもよい。
ＣＯを加えると ｒｌ相の固溶温度が低下され、溶体化
処理が容易となる利点が生ずる。しかしながら、９００
℃を超える高温域においては、逆にｒ′析出量を低下さ
せクリープ破断強度を低下させる。従って、高温のクリ
ープ強度を必要とする場合はＣＯを含有させないように
する。
処理が容易となる利点が生ずる。しかしながら、９００
℃を超える高温域においては、逆にｒ′析出量を低下さ
せクリープ破断強度を低下させる。従って、高温のクリ
ープ強度を必要とする場合はＣＯを含有させないように
する。
ＯＯのＮｉを置換する量は１０％以下であることが必要
で６９、これを超えるとσ相などの有害相が生成し、す
べての温度域でクリープ破断強度が低下する。
で６９、これを超えるとσ相などの有害相が生成し、す
べての温度域でクリープ破断強度が低下する。
次に本発明の合金の製造法について述べる。
本発明の合金はＯ，ＢＸＺｒなどの粒界強化元素を含有
させないので、粒界のない状態で使用する。従って単結
晶を得ることが必要である。
させないので、粒界のない状態で使用する。従って単結
晶を得ることが必要である。
前記組成のものを、一方向凝固を行って単結晶を作り、
該単結晶を１３００〜１３６０ｔｌ：に加熱してγ′相
を母相であるγ相に固溶させた後、７６０℃以下まで急
冷し、再び７６０〜ｔｏｏｏ℃に加熱してｒ−プライム
相を時効析出させる。
該単結晶を１３００〜１３６０ｔｌ：に加熱してγ′相
を母相であるγ相に固溶させた後、７６０℃以下まで急
冷し、再び７６０〜ｔｏｏｏ℃に加熱してｒ−プライム
相を時効析出させる。
この方法によって微細析出組織の合金が得られる。前記
γ′相を母相であるγ相に固溶させる溶体化処理温度は
１３００−１３６０ ℃であることが必要である。その
温度が１３００’ｃより低いとど相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って微細析
出組織を得ることができなく、そのため十分なりリープ
破断強度を得ることができない。また、その温度が１３
６０℃を超えると、部分溶融を生じやすくなる。部分溶
融が生ずるとクリープ破断強度が大巾に低下する１溶体
化処理を完全に行うには前記温度範囲で加熱時間を長く
することが好ましいう加熱時間が長いと合金の凝固偏析
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。加熱時間は１〜６時間が好ましい。
γ′相を母相であるγ相に固溶させる溶体化処理温度は
１３００−１３６０ ℃であることが必要である。その
温度が１３００’ｃより低いとど相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って微細析
出組織を得ることができなく、そのため十分なりリープ
破断強度を得ることができない。また、その温度が１３
６０℃を超えると、部分溶融を生じやすくなる。部分溶
融が生ずるとクリープ破断強度が大巾に低下する１溶体
化処理を完全に行うには前記温度範囲で加熱時間を長く
することが好ましいう加熱時間が長いと合金の凝固偏析
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。加熱時間は１〜６時間が好ましい。
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′相が析出
粗大化１−１後の時効析出処理による微細析出組織が得
られない。７６０℃まで３分以内に冷却することが望ま
しい。
ばならない。冷却速度が小さいと冷却中にγ′相が析出
粗大化１−１後の時効析出処理による微細析出組織が得
られない。７６０℃まで３分以内に冷却することが望ま
しい。
次に時効析出処理を行う。時効析出処理は７６０〜ｔｏ
ｏｏ℃の温度で行うことが必要である。
ｏｏ℃の温度で行うことが必要である。
この処理温度が７６０℃より低いと十分子′相を析出さ
せるのに長時間を必要とし製造上不利である。また１０
００℃金超えると析出したγ′相の粗大化現象が顕著と
なシ、クリープ破断強度が低下する原因となる。
せるのに長時間を必要とし製造上不利である。また１０
００℃金超えると析出したγ′相の粗大化現象が顕著と
なシ、クリープ破断強度が低下する原因となる。
γ′相今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。
処理の時間は３〜４８時間が望ましい。
処理温度が９００−１０００℃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′相の
粗大化を防ぐためである。これよ抄低温側では８時間以
上であることが望ましい。
では８時間以内であることが好ましい。それはγ′相の
粗大化を防ぐためである。これよ抄低温側では８時間以
上であることが望ましい。
比較的高温と低温の時効析出処理を組合せて行ってもよ
い。
い。
実施例１〜４
表１に示す組成の４ＰＲ類のものを、一方向凝固を行っ
て単結晶からなる試験片を次の方法によって製造した。
て単結晶からなる試験片を次の方法によって製造した。
溶解は高周波真空溶解炉で行い、水冷銅板上で別途加熱
された鋳型に鋳込んだ。次に鋳型を２００ｗＩ／ ｈ
ｒでヒーター下方へ移動させることにより、水冷銅板の
上方に向って一方向凝固させた。得られた単結晶を表−
ＩＫ示す処理条件による溶体化処理と時効析出処理を施
して、試験片を作り、クリープ破断試験を行った。また
比較のために既存合金を表１に示す処理条件で処理した
試験片を作り、クリープ破断試験を行った。
された鋳型に鋳込んだ。次に鋳型を２００ｗＩ／ ｈ
ｒでヒーター下方へ移動させることにより、水冷銅板の
上方に向って一方向凝固させた。得られた単結晶を表−
ＩＫ示す処理条件による溶体化処理と時効析出処理を施
して、試験片を作り、クリープ破断試験を行った。また
比較のために既存合金を表１に示す処理条件で処理した
試験片を作り、クリープ破断試験を行った。
その結果は表１に示す通りであった。
Ａ：１３４８℃×４ｈ、空冷→９８２℃ｘｓｈ、空冷−
＋８７０ＣＸ２０ｈ、空冷Ｂ：１３２４℃×４ｈ、空冷
→９８２℃×５ｈ、空冷→８フ０ＣＸ２０ｂ、空冷Ｃ：
１２８８℃Ｘ４ｂ、空冷→１０８０℃×４ｈ、空冷→８
７０ＣＸ３２ｈ、空冷Ｄ： １３４６ＣＸ４ｂ、空冷→
ｌ０８０Ｃｘ４ｂ、！ｌ！冷→８７１ＣＸ３２ｈ、 空
冷’Ｅ： １３１６℃Ｘ２ｈ＋１３２４℃ｘｚｈ、 ９
冷→９８２℃ｘｒｔｈ、空冷−ｅ８７Ｑ℃ｘ２０ｂ、Ｑ
冷表１に示す結果から、本発明の単結晶Ｎｉ基耐熱合金
（ＴＭＳ−ＩＸＴＭＳ−２、ＴＭＳ−６、ＴＭＳ −１
２）のクリープ破断寿命は１３００〜２０００ｈｒであ
るのに対（２、既存鵬結晶Ｎｉ基耐熱合金のクリープ破
断寿命は４００〜５１０ｈｒである。
＋８７０ＣＸ２０ｈ、空冷Ｂ：１３２４℃×４ｈ、空冷
→９８２℃×５ｈ、空冷→８フ０ＣＸ２０ｂ、空冷Ｃ：
１２８８℃Ｘ４ｂ、空冷→１０８０℃×４ｈ、空冷→８
７０ＣＸ３２ｈ、空冷Ｄ： １３４６ＣＸ４ｂ、空冷→
ｌ０８０Ｃｘ４ｂ、！ｌ！冷→８７１ＣＸ３２ｈ、 空
冷’Ｅ： １３１６℃Ｘ２ｈ＋１３２４℃ｘｚｈ、 ９
冷→９８２℃ｘｒｔｈ、空冷−ｅ８７Ｑ℃ｘ２０ｂ、Ｑ
冷表１に示す結果から、本発明の単結晶Ｎｉ基耐熱合金
（ＴＭＳ−ＩＸＴＭＳ−２、ＴＭＳ−６、ＴＭＳ −１
２）のクリープ破断寿命は１３００〜２０００ｈｒであ
るのに対（２、既存鵬結晶Ｎｉ基耐熱合金のクリープ破
断寿命は４００〜５１０ｈｒである。
なお、本発明における熱処理を行わない場合は、クリー
プ破断寿命は９１ｈｒで著しく短かい。
プ破断寿命は９１ｈｒで著しく短かい。
以上のように、本発明のものは既存合金に比べて、約３
〜５倍のクリープ破断寿命を有する。
〜５倍のクリープ破断寿命を有する。
その上、本発明の合金は合金元素の数が歩みく、かつＮ
ｉ基耐熱合金に通常含まれる合金元素のみで構成され、
ＡＩＩｏｙ２０３Ｅのような高価なＲ，ｅを必要としな
いため、安価に製造し得られる。更に原料として、例え
ばスクラップの他の合金からも転用し得られる等の優れ
た効果を有する。
ｉ基耐熱合金に通常含まれる合金元素のみで構成され、
ＡＩＩｏｙ２０３Ｅのような高価なＲ，ｅを必要としな
いため、安価に製造し得られる。更に原料として、例え
ばスクラップの他の合金からも転用し得られる等の優れ
た効果を有する。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％で、Ｏｒ ４．５〜ｌ ０１Ｗ７．５〜２０
、Ａｔ４．５〜６、Ｔａ１２以下を含み、残部は実質的
にＮｉまたは１０重量％以下のＮｉをＣＯで置換したも
のよりなり、同時に Ｗ−ＩＬＴａ＝１７〜２４ Ｗ −）−Ｔ ａ −） Ｏｒ≦３０ を満たす組成からなる単結晶を溶体化処理及び時効析出
処理を施したものからなる単結晶Ｎｉ基耐熱合金。 ２、重量％で、ａｒ４．５〜１０、Ｗ７．５〜２０、Ａ
４４．５〜６、Ｔａ１２以下を含み、残部は実質的ＫＮ
ｉまたは１０重量−以下のＮｉをＣＯで置換したものよ
抄なり、同時に１ Ｗ＋ Ｔａ ＝ １７〜２４ Ｗ ＋ ’ｒ ａ ＋ Ｏｒ≦３０ を満たす組成のものを、一方向凝固を行って単結晶を作
り、該単結晶を１３００〜１３６０℃に加熱してｒ′相
を母相であるｒ相に固溶させた後、７６０℃以下まで急
冷し、再び７６０〜１０００℃に加熱してγ−プライム
相を時効析出させることを特徴とする単結晶Ｎｉ基耐熱
合金の製造法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59031424A JPS60177160A (ja) | 1984-02-23 | 1984-02-23 | 単結晶Νｉ基耐熱合金及びその製造法 |
| US07/015,531 US4707192A (en) | 1984-02-23 | 1987-02-12 | Nickel-base single crystal superalloy and process for production thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59031424A JPS60177160A (ja) | 1984-02-23 | 1984-02-23 | 単結晶Νｉ基耐熱合金及びその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60177160A true JPS60177160A (ja) | 1985-09-11 |
| JPS6219500B2 JPS6219500B2 (ja) | 1987-04-28 |
Family
ID=12330860
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59031424A Granted JPS60177160A (ja) | 1984-02-23 | 1984-02-23 | 単結晶Νｉ基耐熱合金及びその製造法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4707192A (ja) |
| JP (1) | JPS60177160A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6326343A (ja) * | 1986-06-30 | 1988-02-03 | ユナイテッド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイション | 単結晶ニッケル基超合金物品の割れ防止方法 |
| JPH09157811A (ja) * | 1995-06-22 | 1997-06-17 | United Technol Corp <Utc> | ニッケルをベースとする合金 |
| JP2011032582A (ja) * | 2009-07-29 | 2011-02-17 | Nuovo Pignone Spa | ニッケル基超合金、前記超合金製の機械部品、前記部品を備えるターボ機械、および関連する方法 |
| CN103382533A (zh) * | 2013-06-30 | 2013-11-06 | 太原钢铁(集团)有限公司 | 镍基高温合金返回料的合金纯净冶炼方法 |
| CN117620136A (zh) * | 2023-12-08 | 2024-03-01 | 北京航空航天大学 | 一种抑制[001]取向镍基单晶高温合金一阶段蠕变的取向控制方法 |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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