JPS6214205B2

JPS6214205B2 -

Info

Publication number: JPS6214205B2
Application number: JP57163778A
Authority: JP
Inventors: Jeemuzu Gauretsuto Maikeru; Fuiritsupu Aasei Rojaa; Gurahamu Ruumu Rojaa; Uiriamu Miisamu Jefurii
Original assignee: ROORUSU ROISU PLC
Current assignee: ROORUSU ROISU PLC
Priority date: 1981-09-19
Filing date: 1982-09-20
Publication date: 1987-04-01
Also published as: FR2513269A1; DE3234264C2; DE3234264A1; JPS5864331A; FR2513269B1

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は単結晶鋳造物品の製造に適した合金と
その熱処理方法及びそれで作られた鋳造物品に関
する。応力及び腐食の攻撃という困難な条件下で高温
で使用されるニツケルベース合金の鋳造物品の製
造においては、単結晶として作られた鋳造物品が
寿命と高温耐性において大きな利点を持つと評価
されている。これら特性が役立つ主な分野はガス
タービンエンジンの高温にさらされる部品、例え
ばノズル案内羽根とタービン回転翼、である。し
かし、普通使用されているニツケルベース超合金
は、等軸の通常の鋳造物品の材料としては高度に
開発されているが、それからできる単結晶鋳造物
品の性質にとり有益でない可能性のある成分を含
む。最近のニツケルベース超合金をベースとして、
単結晶鋳造物品として使用する時に非常に良好な
性質を与える様々な合金組成物が発明された。本発明によれば、単結晶鋳造物品としての使用
に適した合金は重量％で次の組成からなるもので
ある。クロム８―10％コバルト２―15％チタン＋1/2ニオブ 1.77―３％アルミニウム５―6.5％タングステン３―10.5％タンタル 2.5―3.2％ハフニウム 0.5％以下炭素 0.015―0.05％ホウ素 0.01％以下ジルコニウム 0.05％以下ニツケル＋付随不純物残部及び、クロム８―10％コバルト２―15％チタン＋1/2ニオブ 1.77―３％アルミニウム５―6.5％タングステン３―10.5％モリブデン 3.5％以下タンタル 2.5―3.2％ハフニウム 0.5％以下バナジウム 1.5％以下炭素 0.015―0.05％ホウ素 0.01％以下ジルコニウム 0.05％以下ニツケル＋付随不純物残部好ましくは、合金は、重量％で次の組成のもの
である。クロム８―10％コバルト２―11％チタン＋1/2ニオブ 1.77―３％アルミニウム 5.25―5.75％タングステン 8.5―10.5％タンタル 2.5―3.2％炭素 0.015―0.05％ホウ素 0.01％以下ジルコニウム 0.05％以下ニツケル＋付随不純物残部この合金は1260―1320℃に迄溶体化処理を行う
ことができる。例えば、特定の場合にはこの熱処
理を1260―1320℃で４時間行なう。ついでガスフ
アンで急冷し、ついで1090℃で１時間、ついで
870℃で16時間熱処理する。本発明は、又該合金から作られた単結晶の鋳造
物品、特にガスタービン回転翼としての鋳造物
品、も含まれる。本発明の合金の特性を確認するためテストを行
つた。図面を参照しながら説明する。以下、テストした合金のうち、１―13は比較用
のものである。本発明の合金は、14―24である。これらの合金をテストするため単結晶鋳造物品
の様々な合金試験片を作つた。単結晶鋳造物品の
製造には２つの基本方法がある。これらは当業界
で良く知られており、一般的には、種晶を使用す
るか方向性固化（directional solidification）を
使用し、ついで試験片に成長する合金の単結晶を
選択するのに役立つラビリンス通路を使用する。いづれの方法も使用することができるが後者の
方法が便利である。様々なテスト合金の各々に対
して単結晶試験片を作つた。一方対照として、方
向性固化材料の同様な試験片を鋳造した。以下明
らかになるように、この方向性固化材料は、全て
平行である複数の独立粒子からなり、この型の物
質は普通、同一合金でできた通常の即ち等軸の鋳
造物品よりすぐれた性質を持つ。第１図は、低温（760℃）で、第２図は高温
（1040℃）で、それぞれ10個の単晶試験片と１個
の方向性固化物（対照）について応力破断寿命を
テストした結果を比較している。各組成は第１表に示す通りである。但し、合金
９の場合には実際の分析値は“表示”値とはわず
かに異なつている可能性がある。

【表】合金１は対照合金と同一の合金である。それ
故、性質の違いは単結晶鋳造物品（合金１）であ
るか方向性固化鋳造物品（対照物）であるかの構
造の違いによるものである。残りの合金は各々、
材料組成の違いの効果を示している。第１，２図に破線で示した全ての場合において
合金は870℃で16時間溶体化処理された。本発明の合金はすべて、図中の他合金よりも高
温にまで熱処理できる。従つてそれらは、ソルバ
スより高く、しかも初期融点より低い1320℃で溶
体化することができる。これら様々な合金の結果
を比較すると、実線は合金１，３―７については
可能な最高の結果を表している。しかし合金２，
８，９，１０についてはそうではない。合金８，
９，１０での最適結果は破線で示した。合金２の
場合にはテストを行わなかつた。しかし、合金２
においてもそれらよい良い結果を示すことができ
るのは明白である。第１図は、730MPaの応力、760℃の温度に維持
した時の様々な合金のサンプルの寿命を示してい
る。テストは合金の応力―破断特性を決定するた
めの標準テスト法によつて行つた。対照合金は80
時間未満の寿命を持つにすぎないが、一方、同一
合金の単結晶体の場合（合金１）は145時間とい
うほぼ２倍の寿命を示す。合金２は約260時間の
寿命を持ち、これは驚異的な改良である。合金
３，４，５はそれぞれ200時間以上、200時間以
上、230時間以上の寿命という改良は示すが上記
ピーク値には達しない。合金６，７は炭素量が多い（合金６）かホウ素
量が多い（合金７）場合である。これら合金はい
づれも合金１程すぐれておらず、特に合金７の場
合には寿命は対照の場合と同程度に短い。合金
８，１０については、合金３，４の場合に示した
値（200時間以上）のレベルに戻る。一方、合金
９は、コバルトの量が非常に少いので対照と比較
して優秀とはいえない。この合金は850〜1050℃
の高温で500時間ソーキングした後に若干不安定
であるのは興味深い。高温処理後に達成されたよ
りすぐれた数値（破線で示される）については後
述する。第２図には、上記と同様なテスト法で、但し、
高温（1040℃）、対応低応力（128MPa）で得られ
た結果を示す。低温での挙動と同一の挙動がほぼ
くり返されていることがわかる。即ち、単結晶合
金１は対照に似ており、合金２〜５はこれら２つ
より相当に良い改良を示している。合金６はかな
り効力が劣り、合金９はむしろ良く、一方、合金
８はこの条件で相当の有望さを示しており、事
実、熱処理した時には特に良好な全般的な均合い
のとれた特性を示す。合金７はこの条件では合金
５に似ているが、これは、低温での非常に貧弱な
結果からの予想には当然反している。応力―破断寿命は合金の有用性にとり非常に重
要であるが、考慮すべき唯一のパラメータではな
い。融点降下剤であるホウ素、ジルコニウム、ハフ
ニウムの配合を少くすることで初期融点が上昇す
る。これは、合金操作温度を上げる直接の好機が
与えられる点と、より高温での溶体化処理を採用
することが可能になる点との両者から有益であ
る。熱処理温度を上げることによりγ′強化相が
溶体化される程度が高まり、応力―破断寿命は一
層長くなる。かくて、本発明の合金は一般に熱処
理をするための、ソルバスより高く初期融点より
低い温度の範囲を持つ。この熱処理のための便利
な一般的技術は1260〜1320℃で４時間、ついで
870℃で16時間加熱することである。第２表に、溶体化処理によつて得られた初期融
点の上昇と応力―破断の結果を示す。この応力―
破断寿命は第１，２図に示す結果を得るために使
つた条件で得たものなので結果を比較できる。な
お処理条件は同表中に示したとおりである。

【表】合金８，９，１０に対するこれらの結果は第
１，２図の破線部分で示されており、これら３種
の合金は合金３―７の合金よりも良い性質を示し
ている。同様に熱処理することができる合金２は
同じ様な改良を示すことが期待されるが、しかし
この場合、ハフニウムが下限量にあるので初期融
点が熱処理温度に非常に近づく。このため、温度
の制御は非常に正確にしなければならない。初めの溶体化処理と後の低温時効処理との間に
試験片を室温にまで急冷することが必要である。
この冷却工程とそれが実施される速度とは最終的
性質に大きな違いをもたらすものであることを見
出した。すなわち、この工程で毎分70―200℃の
冷却速度にすると性質が著しく改良される。高温溶体化処理により応力―破断寿命をかなり
上昇させることが達成できることは、上述の表よ
り明白である。好ましい合金に近い合金８につい
ては、このことは特に確かである。合金８，１０の場合、チタンの量は比較的に高
く1.7％又はそれ以上であることもわかるであろ
う。この量は非常に重要なもので、次の第３表
は、このことを示す為に実施されたテストの結果
を示す。本発明者は、熱処理後の性質は、溶体化処理と
時効熱処理との間に行う中間工程により、より改
良されることをも見出した。この中間工程は、合
金を前記処理の間に約1080―1120℃で約１時間保
持することからなる。合金８と同じ合金を使つて
行つたテストで、1300℃で４時間の溶体化処理と
これに続くガスフアンによる室温までの冷却、
1080℃で１時間、そして870℃で16時間の溶体化
処理で750℃、850MPaの負荷で180時間の応力―
破断寿命を得られることが判つた。同一合金につ
いて、同じ熱処理順序で、同じ条件、但し中間工
程を1090℃、１時間として行つた場合、200時間
の寿命を得た。さらに、中間工程を、1100℃で１
時間行つた第３番目のテストでは、170時間の寿
命を得た。テスト条件が違つているのでこれらの
結果は第２表に示されるものと直接比較はできな
いが確かに性質不良があつたことを示している。

【表】一連の合金をテストした。合金１１は、第１表
の好ましい合金８に近い組成である。合金１１と
１２の大きな違いは、チタン含有量が1.77から
1.48に減少し、タンタルが2.36から2.12に減少し
た点である。合金１２の応力―破断特性は、合金
１１のそれと比較してかなり低いことが判るであ
ろう。合金１３ではタンタルの量は3.01％に戻つてお
り、このことにより性質面である効果がみられる
が、合金１１のレベルにまではもどつてはいな
い。しかし、本発明の合金１４は、2.13％という
高チタン量のものであり、合金１１に等しいどこ
ろではなくかなり越えた性質を有する。これらの及び他のテストによると、チタン量が
1.5％から1.77％になつた場合性質上の改善が顕
著である。1.5％ないしその周辺値では性質はま
あまあであるが、1.6％以上になると性質は良く
なる。1.77％では非常によい。このことは、成分
を変化させることにより生ずる変形メカニズムの
変化という観点からの受け入れられる説明であ
る。本発明による合金は、チタン単独ではなく、チ
タン＋1/2ニオブ含量として1.77％以上であるこ
と定義される。これは、ニオブを均等な原子の量
のチタンの代用として使用できるからであり、
又、ほぼ２部（重量）のニオブを１部のチタンの
代わりに使うべきであることも意味する。それゆ
え、チタン含量＋1/2ニオブ含量は明記した限度
内に保つべきことが要件である。このことは、成分組成を重量％で表わした次の
第４表の初めの３合金である本発明の合金１５〜
１７の組成にあらわれている。

【表】合金１５は最適組成の場合を例示するものであ
り、合金１６，１７はチタンがニオブで部分的か
完全に置換されている変型である。この置換によ
り材料のγ′相のポテンシヤルな硬化が得られ
る。 γ相は合金１８，１９ではタングステンの代わ
りにバナジウムを使うことにより硬化されてお
り、より強力だが耐酸化性が劣つた合金が得られ
る。同一の効果が合金２０，２１ではタングステ
ンの代わりにモリブデンを使うことにより達成さ
れている。合金２２では残部はタングステンの代
わりにアルミニウムとチタンを使うことにより変
えられており、このためγ相は軟化しているが、
他の性質は改良されている。合金２３，２４では、コバルトの量を本発明の
範囲内で変えても前記合金の性質が維持できるこ
とを示している。すなわち、コバルト量を10、及
び15重量％に変えても前記合金の性質は保たれて
いる。上記説明は応力―破断特性について行つたが、
他の性質についても同様であつた。すなわち、溶
体化強化剤であるタングステン、モリブデンの一
部をタンタルにおきかえることにより腐食、酸化
に対する抵抗性が改良される。タンタルを添加す
ることの重要性はタンタルを含む合金とそれを含
まない合金との比較テストで実証されている。例
えば、合金１０では応力730MPa、温度760℃での
応力―破断寿命は210時間であり、128MPa、1040
℃での寿命は177時間であつた（表参照）。これに
対し、その他の組成は同一であるがタンタルを含
まない合金によつて作つた試験片についてみる
と、対応する寿命はそれぞれ67、51時間であつ
た。タンタルは明らかに上記テストに含まれてい
る量存在することが必要であり、事実、2.5―3.2
％の、添加が有益である。更に耐酸化性をテスト
してタンタル添加の重要性を確認した。即ち対照
合金（合金８）、合金８においてタンタルを含ま
ないもの、合金８においてタンタルの代りにタン
グステンで置きかえたものの３種のサンプルを
4ppmの塩を含む空気という雰囲気中で90時間
1050℃においた。対照合金は140μの腐食を示
し、他のサンプルはいずれも200μというよりは
げしい腐食を示した。本発明において、炭素は、いわゆる「脱ガス」
効果を与えるために添加する。炭素は、合金内で
酸素と反応して一酸化炭素を生成し、この一酸化
炭素は合金溶融浴から揮発性不純物の発生を誘発
する。もし炭素が添加されないか、添加量が少な
すぎる場合すなわち0.015％以下の場合は、不純
物は合金内に除去されないまま残つてしまう。し
たがつて炭素量は0.015―0.05％でなければなら
ない。合金中に存在する炭素量が小量（0.05％以下）
である場合は、炭素は炭素以外の合金成分と反応
して、寸法が比較的小さい炭化物を形成する。し
かし、一方、多量の炭素が存在する場合（0.05％
以上）は、形成される炭化物は異なつた組織（モ
ルホロジー）のものであり、寸法の大きい炭化物
を生成する傾向がある。このような大きい炭化物
は、表面をアルミナイズした場合のニツケルベー
ス超合金の酸化抵抗性に望ましくない影響を与え
るため望ましいものではない。一例として、他の
点は前記対照材料と同様であるアルミナイド被覆
等方性材料について腐食テストを実施し、寿命は
正常状態と比べて２倍以上である微細カーバイド
を有していることを見出した。本発明者は、さらに本発明の材料の耐衝撃強度
は非改質方向性固化材料に比べ相当に改良されて
いることを見出した。この効果はスクリプトカー
バイド（寸法の大きいカーバイド）の不存在によ
るものと考えられる。合金の性質の望ましくない影響を与える化合物
が生成することは避けなければならない。安定性
を有する合金はこのような生成物を含まないもの
であるべきであり、その結果、同合金は所望の性
質を有するものとなる。このような合金の安定性
は、アルミニウム、チタン、クロム、タングステ
ン、コバルトの量を本発明の組成範囲にすること
により得られる。その範囲内では、組成をかえて
も安定性への影響はほとんどなくすぐれた安定性
を保つ。ただし、成分が本発明の成分範囲の限界
値付近では若干安定性が下がる場合もあるが、格
別とりたてていう程のものではない。本発明の合金は、例えばガスタービンエンジン
のタービンローターブレードの様な高応力―高温
度条件で使用する物品に適した性質を有する。さ
らに本発明の合金はそれ以外の各種用途、例えば
ガスタービンの他部分、でも使用することができ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は参考図面であり、低温で応力下にある
様々な合金試験片の寿命を示す棒グラフである。
第２図は同じく参考図面であり、高温における第
１図と同様な棒グラフである。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％でクロム８―10％コバルト２―15％チタン＋1/2ニオブ 1.77―３％アルミニウム５―6.5％タングステン３―10.5％タンタル 2.5―3.2％ハフニウム 0.5％以下炭素 0.015―0.05％ホウ素 0.01％以下ジルコニウム 0.05％以下ニツケル＋付随不純物残部から成る単結晶鋳造物品の形で使用するのに適し
た合金。２重量％でクロム８―10％コバルト２―11％チタン＋1/2ニオブ 1.77―３％アルミニウム 5.25―5.75％タングステン 8.5―10.5％タンタル 2.5―3.2％炭素 0.015―0.05％ホウ素 0.01％以下ジルコニウム 0.05％以下ニツケル＋付随不純物残部から成る特許請求の範囲第１項記載の合金。３重量％でクロム８―10％コバルト３―７％チタン＋1/2ニオブ 1.77―2.6％アルミニウム 5.25―5.75 タングステン 8.5―10.5％タンタル 2.5―3.2％炭素 0.015―0.05％ホウ素 0.01％以下ジルコニウム 0.05％以下ニツケル＋付随不純物残部から成る特許請求の範囲第２項記載の合金。４重量％でクロム 8.5％コバルト５％チタン 2.2％アルミニウム 5.5％タングステン 9.5％タンタル 2.8％炭素 0.015％ニツケル＋付随不純物残部から成る特許請求の範囲第３項記載の合金。５重量％でクロム８―10％コバルト２―15％チタン＋1/2ニオブ 1.77―３％アルミニウム５―6.5％タングステン３―10.5％モリブデン 3.5％以下タンタル 2.5―3.2％ハフニウム 0.5％以下バナジウム 1.5％以下炭素 0.015―0.05％ホウ素 0.01％以下ジルコニウム 0.05％以下ニツケル＋付随不純物残部から成る単結晶鋳造物品の形で使用するのに適し
た合金。６重量％でクロム８―10％コバルト２―15％チタン＋1/2ニオブ 1.77―３％アルミニウム５―6.5％タングステン３―10.5％タンタル 2.5―3.2％ハフニウム 0.5％以下炭素 0.015―0.05％ホウ素 0.01％以下ジルコニウム 0.05％以下ニツケル＋付随不純物残部から成る合金を1260―1320℃の温度に加熱して溶
体化処理を行い、しかる後870℃前後の温度で時
効熱処理を行うことを特徴とする該合金の熱処理
方法。７ 1260―1320℃の温度での溶体化処理を行つた
後、該合金を、該温度から室温まで、70―200
℃／分の速度で冷却し、次いで870℃の温度に加
熱する特許請求の範囲第６項記載の熱処理方法。８合金を、1300℃前後の温度に４時間加熱し、
870℃前後の温度に冷却し、この温度に16時間維
持し、引続いて室温に冷却する特許請求の範囲第
６項記載の熱処理方法。９重量％でクロム８―10％コバルト２―15％チタン＋1/2ニオブ 1.77―３％アルミニウム５―6.5％タングステン３―10.5％モリブデン 3.5％以下タンタル 2.5―3.2％ハフニウム 0.5％以下バナジウム 1.5％以下炭素 0.015―0.05％ホウ素 0.01％以下ジルコニウム 0.05％以下ニツケル＋付随不純物残部から成る合金を1260―1320℃の温度に加熱して溶
体化処理を行い、しかる後、870℃前後の温度で
時効熱処理を行うことを特徴とする該合金の熱処
理方法。１０ 1260―1320℃の温度での溶体化処理を行つ
た後、該合金を、該温度から室温まで、70―200
℃／分の速度で冷却し、次いで870℃の温度に加
熱する特許請求の範囲第９項記載の熱処理方法。１１合金を1300℃前後の温度に４時間加熱し、
870℃前後の温度に冷却し、この温度に16時間維
持し、引続いて室温に冷却する特許請求の範囲第
１０項記載の熱処理方法。１２重量％でクロム８―10％コバルト２―15％チタン＋1/2ニオブ 1.77―３％アルミニウム５―6.5％タングステン３―10.5％タンタル 2.5―3.2％ハフニウム 0.5％以下炭素 0.015―0.05％ホウ素 0.01％以下ジルコニウム 0.05％以下ニツケル＋付随不純物残部から成る合金を1260―1320℃の温度に加熱して溶
体化処理を行い、次いで1080―1120℃の温度に加
熱して中間熱処理をし、しかる後870℃前後の温
度で時効熱処理を行うことを特徴とする該合金の
熱処理方法。１３中間熱処理をほぼ１時間行う特許請求の範
囲第１２項記載の熱処理方法。１４重量％でクロム８―10％コバルト２―15％チタン＋1/2ニオブ 1.77―３％アルミニウム５―6.5％タングステン３―10.5％モリブデン 3.5％以下タンタル 2.5―3.2％ハフニウム 0.5％以下バナジウム 1.5％以下炭素 0.015―0.05％ホウ素 0.01％以下ジルコニウム 0.05％以下ニツケル＋付随不純物残部から成る合金を1260―1320℃の温度に加熱して溶
体化処理を行い、次いで1080―1120℃の温度に加
熱して中間熱処理をし、しかる後、870℃前後の
温度で時効熱処理を行うことを特徴とする該合金
の熱処理方法。１５中間熱処理をほぼ１時間行う特許請求の範
囲第１４項記載の熱処理方法。