JPS6050136A - 一方向凝固用Νi基耐熱合金 - Google Patents
一方向凝固用Νi基耐熱合金Info
- Publication number
- JPS6050136A JPS6050136A JP15723883A JP15723883A JPS6050136A JP S6050136 A JPS6050136 A JP S6050136A JP 15723883 A JP15723883 A JP 15723883A JP 15723883 A JP15723883 A JP 15723883A JP S6050136 A JPS6050136 A JP S6050136A
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- JP
- Japan
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- alloy
- phase
- amount
- castability
- creep rupture
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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】
本発明はクリープ破断強度と薄肉中空柱状晶物品鋳造性
に優れた一方向凝固用Ni基耐熱合金に関する。
に優れた一方向凝固用Ni基耐熱合金に関する。
最新ノガスタービンエ/ジyの出力及び熱効率を上げる
ためには、ブレードの主応力軸に垂直な粒界を除去し、
柱状晶組織を生じさせることが有効な手段である。柱状
晶組織を得る一つの方法は一方向性凝固法と呼ばれ、米
国特許第3.260,505号明細書に開示されている
。この柱状晶部材は等軸晶部材に比べて、クリープ破断
寿命及びクリープ破断伸び並びに熱疲労特性が優れてい
る。柱状晶物品を作る場合、粒界は熱応力如耐える必要
がある。
ためには、ブレードの主応力軸に垂直な粒界を除去し、
柱状晶組織を生じさせることが有効な手段である。柱状
晶組織を得る一つの方法は一方向性凝固法と呼ばれ、米
国特許第3.260,505号明細書に開示されている
。この柱状晶部材は等軸晶部材に比べて、クリープ破断
寿命及びクリープ破断伸び並びに熱疲労特性が優れてい
る。柱状晶物品を作る場合、粒界は熱応力如耐える必要
がある。
現在、ジェットエンジンの柱状晶動舅材には、PWA−
1422合金(ブラットア/ドホイットニー社製、組成
後記)が最も優れたものとして使用されている。また、
Mar−M247 D S合金(マーチyマリエタ社製
、組成後記)、Rene−150合金(ゼネラル・エレ
クトリック社製、組成後記)の実用化が検a・Yされて
いる。
1422合金(ブラットア/ドホイットニー社製、組成
後記)が最も優れたものとして使用されている。また、
Mar−M247 D S合金(マーチyマリエタ社製
、組成後記)、Rene−150合金(ゼネラル・エレ
クトリック社製、組成後記)の実用化が検a・Yされて
いる。
しかし、PWA−1422合金、及びMa r−ivi
247DS合金は、いずれもクリープ破断強度が充分で
ないため、出力及び熱効率を上げるのに限度がある。ま
だ、lもene−150合金は、クリープ破断強度が前
2者の合金よりも優れているが、高価なReを使用シフ
、またTaの量も多いため高価となる問題点がある。
247DS合金は、いずれもクリープ破断強度が充分で
ないため、出力及び熱効率を上げるのに限度がある。ま
だ、lもene−150合金は、クリープ破断強度が前
2者の合金よりも優れているが、高価なReを使用シフ
、またTaの量も多いため高価となる問題点がある。
本発明の目的は、Rene−150合金におけるような
高価iReを使用することなく、またTaの使用量も低
く、クリープ破断強度が優れ、薄肉中空物品鋳造性に優
れた一方向凝固用Ni基耐熱合金を提供するにある。
高価iReを使用することなく、またTaの使用量も低
く、クリープ破断強度が優れ、薄肉中空物品鋳造性に優
れた一方向凝固用Ni基耐熱合金を提供するにある。
本発明の一方向凝固用Ni基耐熱合金は、重量%で、C
o 9.3〜9.8 %、Or5.6〜6.1%、W2
B、6〜13.9%、Mo1.9〜2.1%、At4.
3〜47%、Ti0.7〜0.9%、Ta 3.0〜3
.3 ’16、Hf1.1〜1.4チ、00.04〜0
10チ、B O,01−0,05%、Zr 0.01〜
0.05 %+、を含み、残部は実質的にNiよりなり
、かつγ′相を54〜59%含むものからなる合金であ
る。
o 9.3〜9.8 %、Or5.6〜6.1%、W2
B、6〜13.9%、Mo1.9〜2.1%、At4.
3〜47%、Ti0.7〜0.9%、Ta 3.0〜3
.3 ’16、Hf1.1〜1.4チ、00.04〜0
10チ、B O,01−0,05%、Zr 0.01〜
0.05 %+、を含み、残部は実質的にNiよりなり
、かつγ′相を54〜59%含むものからなる合金であ
る。
本発明の合金における組成成分の作用及び組成割合なら
びに、γ′相の作用及びその量の限定理由は次の通りで
ある。
びに、γ′相の作用及びその量の限定理由は次の通りで
ある。
Coはγ相及び化学量論的にN l 婁A tで表わさ
れるr′相中に固溶して、これらの相の固溶強化に寄与
すると共に、γ相中におけるγ′相の析出能を強化して
析出強化を助長する作用をする。
れるr′相中に固溶して、これらの相の固溶強化に寄与
すると共に、γ相中におけるγ′相の析出能を強化して
析出強化を助長する作用をする。
Co量が9.3%より少いと前記効果が十分得られ々く
、まだその量が98係を超えるとγ′量が減少してクリ
ープ破断寿命を低下する欠点が生ずるので、9.3〜9
.8%であることが必要である。
、まだその量が98係を超えるとγ′量が減少してクリ
ープ破断寿命を低下する欠点が生ずるので、9.3〜9
.8%であることが必要である。
Or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6.1チを超えるとγ′相の素が低下し、クリー
プ破断寿命が低下し、また5、6チよシ少くなるとγ′
相の量が増し、柱状晶物品鋳造性が低下する欠点が生ず
るので、5.6〜6.1チであることが必要である。
の量が6.1チを超えるとγ′相の素が低下し、クリー
プ破断寿命が低下し、また5、6チよシ少くなるとγ′
相の量が増し、柱状晶物品鋳造性が低下する欠点が生ず
るので、5.6〜6.1チであることが必要である。
Wldr相及びγ′相中に固溶して、これらの相を著し
く強化する作用をする。その量が13.6チより少いと
その効果を十分発揮させるととができなく、寸だ139
チを超えるとγ′相の量が54チより少くなり、クリー
プ破断寿命が低下する欠点が生ずるので、13.6〜1
3.9%でちることが必要である。
く強化する作用をする。その量が13.6チより少いと
その効果を十分発揮させるととができなく、寸だ139
チを超えるとγ′相の量が54チより少くなり、クリー
プ破断寿命が低下する欠点が生ずるので、13.6〜1
3.9%でちることが必要である。
MOもWと同様にγ相及びγ′相に固溶し2て、これら
の相を強化する作用をする。その量が1.9チより少い
とその効果を発倒し得られず、また2、1%を超えると
γ′相の量が低下し、クリープ破断寿命が低下する欠点
が生ずるので、1.9〜2.1%であることが必要であ
る。
の相を強化する作用をする。その量が1.9チより少い
とその効果を発倒し得られず、また2、1%を超えると
γ′相の量が低下し、クリープ破断寿命が低下する欠点
が生ずるので、1.9〜2.1%であることが必要であ
る。
Atけγ′相を生成するために必要な元素でγ′相を析
出させ合金を強化する作用をする。その量が4.3%よ
り少いとその効果を十分発揮することができず、壕だ4
.7%を超えるとγ′相の量が多く女り、柱状晶鋳造性
がイ氏下する欠点が生ずるので、43〜4.7チである
ことが必要である。
出させ合金を強化する作用をする。その量が4.3%よ
り少いとその効果を十分発揮することができず、壕だ4
.7%を超えるとγ′相の量が多く女り、柱状晶鋳造性
がイ氏下する欠点が生ずるので、43〜4.7チである
ことが必要である。
Tiは大部分がγ′相に固溶し、γ′相を強化する作用
をする。その量が0.7%よね少いとその効果を十分発
揮し得られず、壕だ0.9φを超えるとγ′相の量が多
くなり、柱状晶鋳造性が低下する欠点が生ずるので、0
.7〜0.9%であることが必要である。
をする。その量が0.7%よね少いとその効果を十分発
揮し得られず、壕だ0.9φを超えるとγ′相の量が多
くなり、柱状晶鋳造性が低下する欠点が生ずるので、0
.7〜0.9%であることが必要である。
Taはその大部分がγ′相に固溶して著しく固溶強化す
ると共にγ′相の量を増加させて析出強化する作用をす
る。その量が30%より少いとその効果を十分発揮する
ことができなく、また3、3チを超えるとγ′相の量が
多くなり、柱状晶鋳造性が低下する欠点が生ずるので、
3.0〜3.3チであることが必要である。
ると共にγ′相の量を増加させて析出強化する作用をす
る。その量が30%より少いとその効果を十分発揮する
ことができなく、また3、3チを超えるとγ′相の量が
多くなり、柱状晶鋳造性が低下する欠点が生ずるので、
3.0〜3.3チであることが必要である。
Hfは粒界強化の作用をする。その量が1.1チより少
いとその効果が十分でなく、また1、4チを超えると有
害な金属間化合物が生成し、クリープ破断寿命、柱状晶
鋳造性が低下するので、1.1〜1,4チであるととが
必要である。
いとその効果が十分でなく、また1、4チを超えると有
害な金属間化合物が生成し、クリープ破断寿命、柱状晶
鋳造性が低下するので、1.1〜1,4チであるととが
必要である。
CはMo型、Ml@ O、型、M、C型の3種類の炭化
物を作うて、主として結晶の粒界を強化する作用をする
。その量が0.04%より少いとその効果を十分発揮し
得られず、また01嗟を超えると多量の粗大炭化物を晶
出し、柱状晶!fA造性を低下させる欠点が生ずるので
、0.04〜0.1チであることが必要である。
物を作うて、主として結晶の粒界を強化する作用をする
。その量が0.04%より少いとその効果を十分発揮し
得られず、また01嗟を超えると多量の粗大炭化物を晶
出し、柱状晶!fA造性を低下させる欠点が生ずるので
、0.04〜0.1チであることが必要である。
Bは粒界に偏析して高温での粒界強度を向上させ、柱状
晶鋳造性及びクリープ破断強度と破断伸びを増加させる
作用をする。その量が0.01チより少いとその効果が
発揮できなく、また0、05%を超えると柱状晶鋳造性
が低下する欠点が生ずるので、0.01〜0.05%で
あることが必要である。
晶鋳造性及びクリープ破断強度と破断伸びを増加させる
作用をする。その量が0.01チより少いとその効果が
発揮できなく、また0、05%を超えると柱状晶鋳造性
が低下する欠点が生ずるので、0.01〜0.05%で
あることが必要である。
ZrもBと同様な粒界強化の作用をする。その量が0.
01%より少いとその効果を発揮することかで@方く、
また0、05%を超えると柱状晶鋳造性が低下するので
、o、oi〜005多であることが必要である。
01%より少いとその効果を発揮することかで@方く、
また0、05%を超えると柱状晶鋳造性が低下するので
、o、oi〜005多であることが必要である。
以上、各元素の作用並びに組成割合について説明しだが
、クリープ破断強度と柱状晶鋳造性の両方を優れたもの
とするためには、γ′相が54〜59%含むととが必要
である。そのためにはγ相、またはγ′相の固溶強化に
有効な元素であるW、Mo及びTaの合計量が18.8
〜19%の範囲であることが必要であり、188%未満
ではγ′量が過多になり柱状晶鋳造性が劣化する。
、クリープ破断強度と柱状晶鋳造性の両方を優れたもの
とするためには、γ′相が54〜59%含むととが必要
である。そのためにはγ相、またはγ′相の固溶強化に
有効な元素であるW、Mo及びTaの合計量が18.8
〜19%の範囲であることが必要であり、188%未満
ではγ′量が過多になり柱状晶鋳造性が劣化する。
逆にその合計量が19%を超えるとγ′匿が過小に々リ
フリープ破断強度が低下する。′土だ、NtとTiの合
計量が5.0〜5.6チとすることが必要である。その
量が5.0チより少いとγ′量が過小となりクリープ破
断強度が低下し、逆に5.6係を超えるとγ′月:が過
多となり、柱状晶鋳造性が低下する。
フリープ破断強度が低下する。′土だ、NtとTiの合
計量が5.0〜5.6チとすることが必要である。その
量が5.0チより少いとγ′量が過小となりクリープ破
断強度が低下し、逆に5.6係を超えるとγ′月:が過
多となり、柱状晶鋳造性が低下する。
γ′相はγ相中に析出して合金を強化する作用をする。
実施例
本発明合金2種と比較合金5種を一方向凝固し、クリー
プ破断試験と、柱状晶薄肉中空円筒鋳造性の評価を行っ
た。一方向凝固は、高周波溶解した合金を、水冷銅板上
に固定され、1500℃に高周波間接加熱された、6咽
φクリ一プ破断試験片4本及び内径25簡φ、長さ12
0箇の中空円筒3本(肉厚、0.5.1.0.2.0m
)取りの下部開口ロストワックス鋳型に注湯後、毎時2
00諭の速度で鋳型を加熱部から引き抜く方法で行った
。試験片は、1230℃×2時間、空冷+982℃×4
時間、空冷+871℃×20時間、空冷の熱処理を行っ
たのち、クリープ破断試験に供した。鋳造性評価は、外
径25瓢φのセラミックス円柱を、水冷銅板から20燗
離して固定した上記ロストワックス鋳型を用いて作った
薄肉中空円筒表面を観察し、表1に示す基準に従って評
価した。
プ破断試験と、柱状晶薄肉中空円筒鋳造性の評価を行っ
た。一方向凝固は、高周波溶解した合金を、水冷銅板上
に固定され、1500℃に高周波間接加熱された、6咽
φクリ一プ破断試験片4本及び内径25簡φ、長さ12
0箇の中空円筒3本(肉厚、0.5.1.0.2.0m
)取りの下部開口ロストワックス鋳型に注湯後、毎時2
00諭の速度で鋳型を加熱部から引き抜く方法で行った
。試験片は、1230℃×2時間、空冷+982℃×4
時間、空冷+871℃×20時間、空冷の熱処理を行っ
たのち、クリープ破断試験に供した。鋳造性評価は、外
径25瓢φのセラミックス円柱を、水冷銅板から20燗
離して固定した上記ロストワックス鋳型を用いて作った
薄肉中空円筒表面を観察し、表1に示す基準に従って評
価した。
表1 鋳造性評価基準
各合金の組成は表2の通りであった。
表2
これら合金の破断試験及び鋳造性評価結果は次の表3の
通りであった。
通りであった。
表3
表2の組成及び表3の結果から明らかなように、本発明
の合金は、PWA−1422合金に比べてMo。
の合金は、PWA−1422合金に比べてMo。
Taを余分に含んでいる。Mar−M247DS合金に
比べてOr量が少く、Mo量が多い。几ene−150
合金に比べてTiを余分に含んでいるが、R,e及び■
を含んでいない。
比べてOr量が少く、Mo量が多い。几ene−150
合金に比べてTiを余分に含んでいるが、R,e及び■
を含んでいない。
TMD−1合金はT′量が61.6チと高く、クリープ
破断強度において優れているが、鋳造性が悪い。
破断強度において優れているが、鋳造性が悪い。
TMD−24合金は、TMD−3合金のB量をo、oi
ssから0.07%に増加した合金であるが、鋳造性が
著しく低下する。
ssから0.07%に増加した合金であるが、鋳造性が
著しく低下する。
TMD−29合金はTMD−3合金77)Oilを0.
07チから0.12チに増加した合金であるが、鋳造性
が著しく低下する。、TMD−28合金はTMD−3合
金のC量を0,0・7チから0.04チヘ減少させた合
金であるが、760℃におけるクリープ破断強度は増加
するが、鋳造性が低下する。TMD−30合金はr′量
が50チと低いため鋳造性に優れているが、クリープ破
断強度が低い。
07チから0.12チに増加した合金であるが、鋳造性
が著しく低下する。、TMD−28合金はTMD−3合
金のC量を0,0・7チから0.04チヘ減少させた合
金であるが、760℃におけるクリープ破断強度は増加
するが、鋳造性が低下する。TMD−30合金はr′量
が50チと低いため鋳造性に優れているが、クリープ破
断強度が低い。
本発明の合金は、PWA−1422合金、Mar−M2
47DS合金、R,en6−15050合金べてクリー
プ破断強度が大きい。この原因は主としてγ相の固溶強
化量(W+Mo + 2 Re )とr′相の強化量(
Ti+Ta+V)によって説明できる(ここに几eの1
チ蟲りの強化量はW、Moの2倍とみてよい)。
47DS合金、R,en6−15050合金べてクリー
プ破断強度が大きい。この原因は主としてγ相の固溶強
化量(W+Mo + 2 Re )とr′相の強化量(
Ti+Ta+V)によって説明できる(ここに几eの1
チ蟲りの強化量はW、Moの2倍とみてよい)。
PWA−1422合金とMar−M247D8合金のγ
相の固溶強化量及びr′相の強化量は本発明合金よりも
少い。そのため、いずれの合金もクリープ破断強度が低
い。
相の固溶強化量及びr′相の強化量は本発明合金よりも
少い。そのため、いずれの合金もクリープ破断強度が低
い。
刊ene−15Q合金は本発明合金に近いクリープ破断
強度を示しているが、前記したように高価なR,eを使
用する必要がある。
強度を示しているが、前記したように高価なR,eを使
用する必要がある。
本発明の合金はクリープ破断強度は既存の最も優れたも
のとされている合金のそれよりも優れており、かつ鋳造
性にも優れた特性を持ったものである。しかもR・en
i=−15050合金ける高価な几eを全く使用するこ
とがなく、1九゛Uaの使用量も少いので、極めて安価
に製造し得れた効果を有する一方向凝固用Nf基耐熱合
金である。
のとされている合金のそれよりも優れており、かつ鋳造
性にも優れた特性を持ったものである。しかもR・en
i=−15050合金ける高価な几eを全く使用するこ
とがなく、1九゛Uaの使用量も少いので、極めて安価
に製造し得れた効果を有する一方向凝固用Nf基耐熱合
金である。
従って、これを使用するととKよって、ジェットエンヂ
yや発電設備などの各種ガスタービンの高能率化が可能
となる。
yや発電設備などの各種ガスタービンの高能率化が可能
となる。
なお、本発明合金は耐酸化あるいは耐硫化コーティング
を施して使用してもよく、また単結晶材としても使用し
得られ、そのほか、粒子分散強化合金の基地、粉末超塑
性合金材として使用し得られる。
を施して使用してもよく、また単結晶材としても使用し
得られ、そのほか、粒子分散強化合金の基地、粉末超塑
性合金材として使用し得られる。
Claims (1)
- 重量%で、Oo 9.3〜9.8 %、Or 5.6〜
6.1 %、 W2B、6〜13.9%、Mo1.9〜
2.1チ、At4.3〜4.7%、Tl O,7〜0.
9 %、Ta 3.0〜3.3 cIb、 Hf 1.
1〜1.4 ’%、CO,04〜0.10%、Bo、0
1〜0105チ、Zr 0.01〜0.05チを含み、
残部は実質的にNiよりなり、かつγ′相を54〜59
チ含むものからなる一方向凝固用Ni基耐熱合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15723883A JPS6050136A (ja) | 1983-08-30 | 1983-08-30 | 一方向凝固用Νi基耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15723883A JPS6050136A (ja) | 1983-08-30 | 1983-08-30 | 一方向凝固用Νi基耐熱合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6050136A true JPS6050136A (ja) | 1985-03-19 |
Family
ID=15645263
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP15723883A Pending JPS6050136A (ja) | 1983-08-30 | 1983-08-30 | 一方向凝固用Νi基耐熱合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6050136A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4935072A (en) * | 1986-05-13 | 1990-06-19 | Allied-Signal, Inc. | Phase stable single crystal materials |
JPH04334815A (ja) * | 1990-11-19 | 1992-11-20 | General Electric Co <Ge> | 酸化ハフニウム粒子を含有するニオブ−スズ超伝導体 |
-
1983
- 1983-08-30 JP JP15723883A patent/JPS6050136A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4935072A (en) * | 1986-05-13 | 1990-06-19 | Allied-Signal, Inc. | Phase stable single crystal materials |
JPH04334815A (ja) * | 1990-11-19 | 1992-11-20 | General Electric Co <Ge> | 酸化ハフニウム粒子を含有するニオブ−スズ超伝導体 |
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