JPWO2003080882A1 - Ｎｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金 - Google Patents
Ｎｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2003080882A1 JPWO2003080882A1 JP2003578606A JP2003578606A JPWO2003080882A1 JP WO2003080882 A1 JPWO2003080882 A1 JP WO2003080882A1 JP 2003578606 A JP2003578606 A JP 2003578606A JP 2003578606 A JP2003578606 A JP 2003578606A JP WO2003080882 A1 JPWO2003080882 A1 JP WO2003080882A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- superalloy
- single crystal
- unidirectionally solidified
- phase
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
Abstract
Ａｌ：５．０〜７．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：４．０〜１６．０ｗｔ％、Ｍｏ：１．０〜４．５ｗｔ％、Ｗ：４．０〜８．０ｗｔ％、Ｒｅ：３．０〜８．０ｗｔ％、Ｈｆ：２．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：１０．０ｗｔ％以下、Ｃｏ：１５．０ｗｔ％以下、Ｒｕ：１．０〜４．０ｗｔ％、Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．０３ｗｔ％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有するものであり、ジェットエンジンや産業用のガスタービンなどのタービンブレードやタービンベーンなどに使用可能な、高温でのクリープ強度が大きいＮｉ基一方向凝固超合金もしくはＮｉ基単結晶超合金とする。
Description
技術分野
この出願の発明は、Ｎｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金に関するものであり、さらに詳しくは、高温でのクリープ特性に優れ、ジェットエンジンやガスタービンなどのタービンブレードやタービンベーン等の高温、高応力下で使用される部材として好適な、新しいＮｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金に関するものである。
背景技術
従来、Ｎｉ基超合金として、一方向凝固超合金と単結晶超合金が知られている。このうちの、一方向凝固超合金としてはＲｅｎｅ８０（Ｃｏ：９．５ｗｔ％、Ｃｒ：１４．０ｗｔ％、Ｍｏ：４．０ｗｔ％、Ｗ：４．０ｗｔ％、Ａｌ：３．０ｗｔ％、Ｃｏ：１７．０ｗｔ％、Ｂ：０．０１５ｗｔ％、Ｔｉ：５．０ｗｔ％、Ｚｒ：０．０３ｗｔ％で残部がＮｉからなる合金）およびＭａｒ−Ｍ２４７（Ｃｏ：１０．０ｗｔ％、Ｃｒ：８．５ｗｔ％、Ｍｏ：０．６５ｗｔ％、Ｗ：１０．０ｗｔ％、Ａｌ：５．６ｗｔ％、Ｔａ：３．０ｗｔ％、Ｈｆ：１．４ｗｔ％、Ｃ：０．１６ｗｔ％、Ｂ：０．０１５ｗｔ％、Ｔｉ：１．０ｗｔ％、Ｚｒ：０．０４ｗｔ％で残部がＮｉからなる合金）などが知られている。また、第３世代のＮｉ基一方向凝固超合金として、ＴＭＤ−１０３（日本特許第２９０５４７３号）がある。
これら従来のＮｉ基一方向凝固超合金は、Ｎｉ基単結晶合金に比べて高温強度で劣るものの、鋳造時の結晶方向性や割れなどの欠陥が少ないため、製造の歩留まりが良く、また、複雑な熱処理を必要としない点で優れている。しかしながら、Ｎｉ基一方向凝固超合金については、このような特徴を実際的に生かすためにも、高強度を向上させることが求められていた。それと言うのも、ガスタービンの効率を高めるためには燃焼温度を高めることが最も効率的であるので、このような観点からも、さらに高温強度性に優れたＮｉ基一方向凝固超合金の出現が望まれていた。
一方、同様にして鋳造により製造可能とされているＮｉ基単結晶超合金は高温強度に優れているという特徴をもつものの、さらに高温強度性に優れたＮｉ基単結晶合金の出現が望まれていた。
発明の開示
この出願の発明は、上記の課題を解決するためのものとして、第１には、Ａｌ：５．０〜７．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：４．０〜１６．０ｗｔ％、Ｍｏ：１．０〜４．５ｗｔ％、Ｗ：４．０〜８．０ｗｔ％、Ｒｅ：３．０〜８．０ｗｔ％、Ｈｆ：２．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：１０．０ｗｔ％以下、Ｃｏ：１５．０ｗｔ％以下、Ｒｕ：１．０〜４．０ｗｔ％、Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．０３ｗｔ％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基一方向凝固超合金を提供するものであり、第２には、上記組成において、Ｍｏ：２．８〜４．５ｗｔ％、を含有することを特徴とするＮｉ基一方向凝固超合金を、また、第３には、Ｔａ：４．０〜６．０ｗｔ％、を含有することを特徴とするＮｉ基一方向凝固超合金を、さらに、第４には、Ａｌ：５．８〜６．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：５．５〜６．５ｗｔ％、Ｍｏ：２．８〜３．０ｗｔ％、Ｗ：５．５〜６．５ｗｔ％、Ｒｅ：４．８〜５．０ｗｔ％、Ｈｆ：０．０８〜０．１２ｗｔ％、Ｃｒ：２．０〜５．０ｗｔ％、Ｃｏ：５．５〜６．０ｗｔ％、Ｒｕ：１．８〜２．２ｗｔ％、Ｃ：０．０５〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０１〜０．０２ｗｔ％を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とするＮｉ基一方向凝固超合金を提供するものである。
そして、この出願の発明は、第５には、上記超合金において、Ｓｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％を含有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金を、また、第６には、上記合金において、さらにＶ：２．０ｗｔ％以下、Ｚｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｙ：０．２ｗｔ％以下、Ｌａ：０．２ｗｔ％以下、Ｃｅ：０．２ｗｔ％以下、の元素を単独あるいは複合的に含有することを特徴とするＮｉ基一方向凝固超合金を提供するものである。
さらに、この出願の発明は、第７には、Ａｌ：５．０〜７．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：４．０〜１６．０ｗｔ％、Ｍｏ：１．０〜４．５ｗｔ％、Ｗ：４．０〜８．０ｗｔ％、Ｒｅ：３．０〜８．０ｗｔ％、Ｈｆ：２．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：１０．０ｗｔ％以下、Ｃｏ：１５．０ｗｔ％以下、Ｒｕ：１．０〜４．０ｗｔ％、Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．０３ｗｔ％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金を提供するものであり、第８には、上記組成において、Ｍｏ：２．８〜４．５ｗｔ％、を含有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金を、また、第９には、Ｔａ：４．０〜６．０ｗｔ％、を含有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金を、さらに、第１０には、Ａｌ：５．８〜６．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：５．５〜６．５ｗｔ％、Ｍｏ：２．８〜３．０ｗｔ％、Ｗ：５．５〜６．５ｗｔ％、Ｒｅ：４．８〜５．０ｗｔ％、Ｈｆ：０．０８〜０．１２ｗｔ％、Ｃｒ：２．０〜５．０ｗｔ％、Ｃｏ：５．５〜６．０ｗｔ％、Ｒｕ：１．８〜２．２ｗｔ％、Ｃ：０．０５〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０１〜０．０２ｗｔ％を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金を提供するものである。
そして、この出願の発明は、第１１には、上記超合金において、Ｓｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％を含有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金を、また、第１２には、上記合金において、さらにＶ：２．０ｗｔ％以下、Ｚｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｙ：０．２ｗｔ％以下、Ｌａ：０．２ｗｔ％以下、Ｃｅ：０．２ｗｔ％以下の元素を単独あるいは複合的に含有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金を提供するものである。
発明を実施するための最良の形態
この出願の発明は上記のとおりの特徴をもつＮｉ基一方向凝固超合金とＮｉ基単結晶超合金を提供するものであるが、以下にその実施の形態について説明する。
この出願の発明が提供する上記のＮｉ基一方向凝固超合金並びにＮｉ基単結晶超合金においては、オーステナイト相たるγ相（母相）と、この母相中に分散析出した中間規則相たるγ´相（析出相）とを有し、このγ´相は、主としてＮｉ３Ａｌで表される金属間化合物からなり、このγ´相の存在によりＮｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金の高温強度が向上することになる。
このようなこの出願の発明のＮｉ基一方向凝固超合金並びにＮｉ基単結晶超合金について、その組成限定の理由を説明すると以下のとおりである。
Ｃｒは、耐酸化性に優れた元素であり、高温耐食性を向上させる。そして、Ｃｒ（クロム）は、耐酸化性の効上に有効であって、Ｒｕの添加量の調整によって１０ｗｔ％まで添加可能である。その組成比は、Ｃｒ１０．０ｗｔ％以下の範囲が好ましく、２．０〜５．０ｗｔ％とすることが最も好ましい。Ｃｒを含まないと、所望の高温耐食性を確保できなくなるので好ましくなく、１０．０ｗｔ％を超えるとγ´相の析出物が抑制されるとともにσ相やμ相などの有害相が生成し、高温強度が低下するので好ましくない。
Ｍｏ（モリブデン）は、Ｗ及びＴａとの共存下にて、母相であるγ相に固溶して高温強度を増加させるとともに析出硬化により高温強度に寄与する。Ｍｏの組成比は１．０〜４．５ｗｔ％の範囲が好ましく、２．８〜４．５ｗｔ％の範囲がより好ましく、特に２．８〜３．０ｗｔ％とすることが最も好ましい。Ｍｏの組成比が１．０ｗｔ％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、一方、４．５ｗｔ％を超えても、高温強度が低下し、さらには高温耐食性も低下するので好ましくない。
Ｗ（タングステン）は、上記のようにＭｏ及びＴａとの共存下にて固溶強化と析出硬化の作用により、高温強度を向上させる。Ｗの組成比は、４．０〜８．０ｗｔ％の範囲が好ましく、５．５〜６．５ｗｔ％とすることが最も好ましい。Ｗの組成比が４．０ｗｔ％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｗの組成比が８．０ｗｔ％を超えると高温耐食性が低下するので好ましくない。
Ｔａ（タンタル）とＮｂ（ニオブ）とＴｉ（チタン）は、ともに、上記のようにＭｏ及びＷとの共存下にて固溶強化と析出強化の作用により高温強度を向上させ、また、一部がγ´相に対して析出硬化し、高温強度を向上させる。Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉの組成比は、それぞれの成分の調整によって１６ｗｔ％まで添加することができ、４．０〜１６．０ｗｔ％の範囲が好ましい。また、４．０〜１０．０ｗｔ％の範囲がより好ましく、５．５〜６．５ｗｔ％とすることが最も好ましい。Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉの組成比が４．０ｗｔ％未満であると、所望の高温強度を確保できないのでこのましくなく、１６．０ｗｔ％を超えるとσ相やμ相などの有害相が生成し、高温強度が低下するので好ましくない。
Ａｌ（アルミニウム）はＮｉ（ニッケル）と化合し、母相中に微細均一に分散析出するγ´相を構成するＮｉ３Ａｌで表される金属間化合物を、体積分率で６０〜７０％の割合で形成し、高温強度を向上させる。Ａｌの組成比は５．０〜７．０ｗｔ％の範囲が好ましく、５．８〜６．０ｗｔ％とすることが最も好ましい。Ａｌの組成比が５．０ｗｔ％未満であると、γ´相の析出量が不十分となり、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、７．０ｗｔ％を超えると、共晶γ´相と呼ばれる粗大なγ相が多く形成され、液体化処理が不可能となり、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくない。
Ｈｆ（ハフニウム）は粒界偏析元素であり、γ相とγ´相の粒界に偏析して粒界を強化し、これにより高温強度を向上させる。Ｈｆの組成比は、２．０ｗｔ％以下の範囲が好ましく、０．０８〜０．１２ｗｔ％とすることがより好ましい。Ｈｆを含まないと、結晶粒界強化が不十分となり、所望の高温強度を確保できなくなるので好ましくなく、２．０ｗｔ％を超えると、局部溶融を引き起こして高温強度を低下させるおそれがあるので好ましくない。
Ｃｏ（コバルト）はＡｌ、Ｔａなどの母相に対する高温下での固溶限度を大きくし、熱処理によって微細なγ´相を分散析出させ、高温強度を向上させる。Ｃｏの組成比は１５．０ｗｔ％以下の範囲が好ましく、５．５〜６．０ｗｔ％とすることがより好ましい。Ｃｏを含まないと、γ´相の析出量が不十分となり、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、１５．０ｗｔ％を超えると、Ａｌ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｃｒなどの他の元素とのバランスが崩れ、有害相が析出して高温強度が低下するので好ましくない。
Ｒｅ（レニウム）は母相であるγ相に固溶し、固溶強化により高温強度を向上させる。また、耐食性を向上させる効果もある。一方でＲｅを多量に添加すると、高温時に有害相であるＴＣＰ相が析出し、高温強度が低下するおそれがある。このようなＲｅの添加については、Ｒｕの添加量の調整によって８ｗｔ％までとすることができ、その組成比は、３．０〜８．０ｗｔ％の範囲が好ましく、４．８〜５．０ｗｔ％とすることがより好ましい。Ｒｅの組成比が３．０ｗｔ％未満であると、γ相の固溶強化が不十分となって所望の高温強度が確保できなくなるので好ましくなく、Ｒｅの組成比が６．０ｗｔ％を超えると、高温時にＴＣＰ相が析出し、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくない。
Ｒｕ（ルテニウム）は、この出願の発明を特徴づける元素の一つであって、ＴＣＰ相の析出を抑え、これにより高温強度を向上させる。Ｒｕの組成比は１．０〜４．０ｗｔ％の範囲が好ましく、１．８〜２．２ｗｔ％とすることがより好ましい。Ｒｕの組成比が１．０ｗｔ％未満であると、高温時にＴＣＰ相が析出し、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくなく、Ｒｕの組成比が４．０ｗｔ％を超えると、コストが高くなるので好ましくない。
Ｃ（炭素）は粒界強化に寄与し、Ｃの組成比は０．２ｗｔ％以下の範囲が好ましく、０．０５〜０．１ｗｔ％とすることがより好ましい。Ｃを含まないと粒界強化の効果が確保できなくなるので好ましくなく、Ｃの組成比が０．２ｗｔ％を超えると延性を害するので好ましくない。
Ｂ（ホウ素）はＣと同様に粒界強化に寄与し、Ｂの組成比は０．０３ｗｔ％以下の範囲が好ましく、０．０１〜０．０２ｗｔ％とするのがより好ましい。Ｂの組成比が０．０１ｗｔ％未満であると粒界強化の効果が確保できなくなるので好ましくなく、Ｂの組成比が０．０３ｗｔ％を超えると延性を害するので好ましくない。
Ｓｉ（シリコン）は、合金表面にＳｉＯ２皮膜を生成させて保護皮膜として耐酸化性を向上させる元素である。従来、シリコンは不純物元素として取り扱われてきたが、本発明において、シリコンを意図的に含有させて、上述のように耐酸化性向上に有効活用している。また、ＳｉＯ２酸化皮膜は他の保護酸化皮膜と比較して割れが発生しにくく、クリープや疲労特性を向上させる効果もあると考えられる。しかし、シリコンを大量に添加することは他の元素の固溶限を低下させることにもなるため、含有量を０．０１〜０．１ｗｔ％と規定した。
そして、この出願の発明のＮｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金には、その組成に、さらに別の元素として、Ｖ、Ｚｒ、Ｙ、ＬａおよびＣｅの一種以上を以下の観点で含有させてもよい。
Ｖ（バナジウム）はガンマプライム相に固溶し、ガンマプライム相を強化する元素である。しかしながら、過度の添加はクリープ強度を下げるため、Ｖ２．０ｗｔ％以下と規定する。
Ｚｒ（ジルコニウム）はＢやＣと同様に粒界を強化する元素である。しかしながら、過度の添加はクリープ強度を下げるため１．０ｗｔ％以下とする。
Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）はニッケル基超合金を高温で使用中にアルミナ、クロミアなどに形成する保護酸化皮膜の密着性を向上させる元素である。しかしながら過度の添加は他の元素の固溶限を低下させることになるためＹ０．２ｗｔ％以下、Ｌａ０．２ｗｔ％以下、Ｃｅ０．２ｗｔ％以下と規定する。
以上のとおりのこの出願のＮｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金は、従来公知の製造法の手順や条件を勘案して、所定の元素組成を有するものとして溶解鋳造により製造することができる。添付した図３は、一方向凝固合金（ＤＣ）と単結晶合金の鋳造による製造を例示した模式図であるが、この図３からは、単結晶合金が一方向凝固合金の一つの形態であることがよくわかる。すなわち、鋳造で作られた金属、合金は、通常あらゆる方向に結晶が向いた多結晶組織からなる。一方向凝固合金とは結晶の方向を荷重負荷の方向に揃えた、柱状晶と呼ばれる細長い結晶粒の集合体からなるものである。単結晶合金はその延長で、柱状晶の中の一つの結晶を選択し成長させたものである。よって単結晶合金も荷重負荷方向に結晶方向が揃った組織となっている。単結晶合金は図３の右側に示す装置を用いて製造され、図３の左側に示す一方向凝固合金の製造装置との違いは結晶選択用のセレクタをつける点のみである。それ以外は一方向凝固合金の製造法と同じである。
このようなことから、Ｎｉ基一方向凝固超合金の製造に際して、一つの結晶を成長させるためのセレクタを用いることにより単結晶としてＮｉ基単結晶超合金とすることができる。
そこで以下に実施例を示し、さらに詳しく説明する。もちろん、以下の例によって発明が限定されることはない。
実 施 例
＜実施例１＞
まず、組成比がＣｏ：５．８ｗｔ％、Ｃｒ：２．９ｗｔ％、Ｍｏ：２．９ｗｔ％、Ｗ：５．８ｗｔ％、Ａｌ：５．８ｗｔ％、Ｔａ：５．８ｗｔ％、Ｈｆ：０．１０ｗｔ％、Ｒｅ：４．９ｗｔ％、Ｒｕ：２．０ｗｔ％、Ｃ：０．０７ｗｔ％、Ｂ：０．０１５ｗｔ％、残部がＮｉと不可避的不純物からなる一方向凝固合金鋳造物を、真空中において２００ｍｍ／ｈの凝固速度で溶解鋳造して得た。次に、一方向凝固合金鋳造物を平行部直径４ｍｍ、長さ２０ｍｍのテストピース（Ｎｏ．１〜２）に加工し、表１に示す条件でクリープ試験を行なった。寿命、伸びおよび絞りは、表１に示す結果となった。
また、ＬＭＰ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ（ｔｒ））×１０−３、Ｔ：Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，Ｋ、ｔｒ：Ｒｕｐｔｕｒｅ ｌｉｆｅ、ｈとして算出されるラーソンミラーパラメータの数値を表１に示した。そして、このＬＭＰと応力の関係を、既存のＴＭＤ−１０３と比較して図１に示した。
図中のＡは、ＴＭＤ−１０３の場合を示している。図１において左上部は、低温で高応力の結果を表し、右下部は、高温で低応力の結果を表しており、曲線が右に行くほどクリープ強度が高いことになる。
図１から実施例１のＮｉ基一方向凝固超合金は高温側でクリープ強度が優れていることがわかる。
＜実施例２＞
実施例１と同様にして得た一方向凝固合金鋳造物を真空中において１３００℃の温度で１時間予熱した後、１３２０℃の温度に昇温してこの温度で５時間保持してから空冷する溶体化処理をし、その後に、真空中において１１００℃の温度で４時間保持してから空冷する第１段と、真空中において８７０℃の温度で２０時間保持してから空冷する第２段の２段時効処理をした。
次に、実施例１と同様に加工してテストピース（Ｎｏ．３〜５）とし、表１に示す条件でクリープ試験を行なったところ、寿命，伸び及び絞りは、表１に示す結果となり、また、ＬＭＰは表１および図２に示す結果となった。
表１から実施例２のＮｉ基一方向凝固超合金は実施例１のものよりクリープ強度が優れていることがわかる。
また、実施例２のＮｉ基一方向凝固超合金は、図２に示したように、商用のＮｉ基一方向凝固超合金Ｒｅｎｅ８０（Ｃ），Ｍａｒ−Ｍ２４７（Ｂ）に比べクリープ強度が低温側から高温側までの広範囲にわたって格段に優れていることがわかる。
＜実施例３＞
実施例１と同様の組成により得た単結晶超合金でのクリープ強度は、寿命で２〜３倍と示す結果となり、実施例２よりクリープ強度が優れていることが確認された。
産業上の利用可能性
Ｒｕ元素を含むこの出願の発明のＮｉ基一方向凝固超合金は、Ｒｕ元素を含まない第３世代のＮｉ基一方向凝固超合金と比べて、さらに高温側のクリープ強度を向上させた合金であり、ジェットエンジンや産業用のガスタービンなどのタービンブレードやタービンベーンなどに用いた場合、より高温での燃焼ガス中等での使用が可能になる。
またこの出願の発明のＮｉ基単結晶超合金は同様の目的、用途に有用なものとして高温強度に優れるとともに、鋳造特性が向上し、製造歩留りも良好なものとなる。
【図面の簡単な説明】
図１は、実施例１でのＮｉ基一方向凝固超合金及び従来のＮｉ基一方向凝固超合金のクリープ試験結果をラーソンミラーパラメータを用いて表した図である。
図２は、実施例２のＮｉ基一方向凝固超合金及び従来のＮｉ基一方向凝固超合金のクリープ試験結果をラーソンミラーパラメータを用いて表した図である。
なお、図中の符号は次のものを示す。
Ａ ＴＭＤ−１０３（第３世代のＮｉ基一方向凝固超合金）
Ｂ Ｍａｒ−Ｍ２４７（商用Ｎｉ基一方向凝固超合金）
Ｃ Ｒｅｎｅ８０（商用Ｎｉ基一方向凝固超合金）
図３は、この出願の発明のＮｉ基一方向凝固超合金とＮｉ基単結晶超合金の製造に用いられる鋳造装置とその方法を模式的に示した図である。
この出願の発明は、Ｎｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金に関するものであり、さらに詳しくは、高温でのクリープ特性に優れ、ジェットエンジンやガスタービンなどのタービンブレードやタービンベーン等の高温、高応力下で使用される部材として好適な、新しいＮｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金に関するものである。
背景技術
従来、Ｎｉ基超合金として、一方向凝固超合金と単結晶超合金が知られている。このうちの、一方向凝固超合金としてはＲｅｎｅ８０（Ｃｏ：９．５ｗｔ％、Ｃｒ：１４．０ｗｔ％、Ｍｏ：４．０ｗｔ％、Ｗ：４．０ｗｔ％、Ａｌ：３．０ｗｔ％、Ｃｏ：１７．０ｗｔ％、Ｂ：０．０１５ｗｔ％、Ｔｉ：５．０ｗｔ％、Ｚｒ：０．０３ｗｔ％で残部がＮｉからなる合金）およびＭａｒ−Ｍ２４７（Ｃｏ：１０．０ｗｔ％、Ｃｒ：８．５ｗｔ％、Ｍｏ：０．６５ｗｔ％、Ｗ：１０．０ｗｔ％、Ａｌ：５．６ｗｔ％、Ｔａ：３．０ｗｔ％、Ｈｆ：１．４ｗｔ％、Ｃ：０．１６ｗｔ％、Ｂ：０．０１５ｗｔ％、Ｔｉ：１．０ｗｔ％、Ｚｒ：０．０４ｗｔ％で残部がＮｉからなる合金）などが知られている。また、第３世代のＮｉ基一方向凝固超合金として、ＴＭＤ−１０３（日本特許第２９０５４７３号）がある。
これら従来のＮｉ基一方向凝固超合金は、Ｎｉ基単結晶合金に比べて高温強度で劣るものの、鋳造時の結晶方向性や割れなどの欠陥が少ないため、製造の歩留まりが良く、また、複雑な熱処理を必要としない点で優れている。しかしながら、Ｎｉ基一方向凝固超合金については、このような特徴を実際的に生かすためにも、高強度を向上させることが求められていた。それと言うのも、ガスタービンの効率を高めるためには燃焼温度を高めることが最も効率的であるので、このような観点からも、さらに高温強度性に優れたＮｉ基一方向凝固超合金の出現が望まれていた。
一方、同様にして鋳造により製造可能とされているＮｉ基単結晶超合金は高温強度に優れているという特徴をもつものの、さらに高温強度性に優れたＮｉ基単結晶合金の出現が望まれていた。
発明の開示
この出願の発明は、上記の課題を解決するためのものとして、第１には、Ａｌ：５．０〜７．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：４．０〜１６．０ｗｔ％、Ｍｏ：１．０〜４．５ｗｔ％、Ｗ：４．０〜８．０ｗｔ％、Ｒｅ：３．０〜８．０ｗｔ％、Ｈｆ：２．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：１０．０ｗｔ％以下、Ｃｏ：１５．０ｗｔ％以下、Ｒｕ：１．０〜４．０ｗｔ％、Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．０３ｗｔ％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基一方向凝固超合金を提供するものであり、第２には、上記組成において、Ｍｏ：２．８〜４．５ｗｔ％、を含有することを特徴とするＮｉ基一方向凝固超合金を、また、第３には、Ｔａ：４．０〜６．０ｗｔ％、を含有することを特徴とするＮｉ基一方向凝固超合金を、さらに、第４には、Ａｌ：５．８〜６．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：５．５〜６．５ｗｔ％、Ｍｏ：２．８〜３．０ｗｔ％、Ｗ：５．５〜６．５ｗｔ％、Ｒｅ：４．８〜５．０ｗｔ％、Ｈｆ：０．０８〜０．１２ｗｔ％、Ｃｒ：２．０〜５．０ｗｔ％、Ｃｏ：５．５〜６．０ｗｔ％、Ｒｕ：１．８〜２．２ｗｔ％、Ｃ：０．０５〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０１〜０．０２ｗｔ％を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とするＮｉ基一方向凝固超合金を提供するものである。
そして、この出願の発明は、第５には、上記超合金において、Ｓｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％を含有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金を、また、第６には、上記合金において、さらにＶ：２．０ｗｔ％以下、Ｚｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｙ：０．２ｗｔ％以下、Ｌａ：０．２ｗｔ％以下、Ｃｅ：０．２ｗｔ％以下、の元素を単独あるいは複合的に含有することを特徴とするＮｉ基一方向凝固超合金を提供するものである。
さらに、この出願の発明は、第７には、Ａｌ：５．０〜７．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：４．０〜１６．０ｗｔ％、Ｍｏ：１．０〜４．５ｗｔ％、Ｗ：４．０〜８．０ｗｔ％、Ｒｅ：３．０〜８．０ｗｔ％、Ｈｆ：２．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：１０．０ｗｔ％以下、Ｃｏ：１５．０ｗｔ％以下、Ｒｕ：１．０〜４．０ｗｔ％、Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．０３ｗｔ％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金を提供するものであり、第８には、上記組成において、Ｍｏ：２．８〜４．５ｗｔ％、を含有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金を、また、第９には、Ｔａ：４．０〜６．０ｗｔ％、を含有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金を、さらに、第１０には、Ａｌ：５．８〜６．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：５．５〜６．５ｗｔ％、Ｍｏ：２．８〜３．０ｗｔ％、Ｗ：５．５〜６．５ｗｔ％、Ｒｅ：４．８〜５．０ｗｔ％、Ｈｆ：０．０８〜０．１２ｗｔ％、Ｃｒ：２．０〜５．０ｗｔ％、Ｃｏ：５．５〜６．０ｗｔ％、Ｒｕ：１．８〜２．２ｗｔ％、Ｃ：０．０５〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０１〜０．０２ｗｔ％を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金を提供するものである。
そして、この出願の発明は、第１１には、上記超合金において、Ｓｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％を含有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金を、また、第１２には、上記合金において、さらにＶ：２．０ｗｔ％以下、Ｚｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｙ：０．２ｗｔ％以下、Ｌａ：０．２ｗｔ％以下、Ｃｅ：０．２ｗｔ％以下の元素を単独あるいは複合的に含有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金を提供するものである。
発明を実施するための最良の形態
この出願の発明は上記のとおりの特徴をもつＮｉ基一方向凝固超合金とＮｉ基単結晶超合金を提供するものであるが、以下にその実施の形態について説明する。
この出願の発明が提供する上記のＮｉ基一方向凝固超合金並びにＮｉ基単結晶超合金においては、オーステナイト相たるγ相（母相）と、この母相中に分散析出した中間規則相たるγ´相（析出相）とを有し、このγ´相は、主としてＮｉ３Ａｌで表される金属間化合物からなり、このγ´相の存在によりＮｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金の高温強度が向上することになる。
このようなこの出願の発明のＮｉ基一方向凝固超合金並びにＮｉ基単結晶超合金について、その組成限定の理由を説明すると以下のとおりである。
Ｃｒは、耐酸化性に優れた元素であり、高温耐食性を向上させる。そして、Ｃｒ（クロム）は、耐酸化性の効上に有効であって、Ｒｕの添加量の調整によって１０ｗｔ％まで添加可能である。その組成比は、Ｃｒ１０．０ｗｔ％以下の範囲が好ましく、２．０〜５．０ｗｔ％とすることが最も好ましい。Ｃｒを含まないと、所望の高温耐食性を確保できなくなるので好ましくなく、１０．０ｗｔ％を超えるとγ´相の析出物が抑制されるとともにσ相やμ相などの有害相が生成し、高温強度が低下するので好ましくない。
Ｍｏ（モリブデン）は、Ｗ及びＴａとの共存下にて、母相であるγ相に固溶して高温強度を増加させるとともに析出硬化により高温強度に寄与する。Ｍｏの組成比は１．０〜４．５ｗｔ％の範囲が好ましく、２．８〜４．５ｗｔ％の範囲がより好ましく、特に２．８〜３．０ｗｔ％とすることが最も好ましい。Ｍｏの組成比が１．０ｗｔ％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、一方、４．５ｗｔ％を超えても、高温強度が低下し、さらには高温耐食性も低下するので好ましくない。
Ｗ（タングステン）は、上記のようにＭｏ及びＴａとの共存下にて固溶強化と析出硬化の作用により、高温強度を向上させる。Ｗの組成比は、４．０〜８．０ｗｔ％の範囲が好ましく、５．５〜６．５ｗｔ％とすることが最も好ましい。Ｗの組成比が４．０ｗｔ％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｗの組成比が８．０ｗｔ％を超えると高温耐食性が低下するので好ましくない。
Ｔａ（タンタル）とＮｂ（ニオブ）とＴｉ（チタン）は、ともに、上記のようにＭｏ及びＷとの共存下にて固溶強化と析出強化の作用により高温強度を向上させ、また、一部がγ´相に対して析出硬化し、高温強度を向上させる。Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉの組成比は、それぞれの成分の調整によって１６ｗｔ％まで添加することができ、４．０〜１６．０ｗｔ％の範囲が好ましい。また、４．０〜１０．０ｗｔ％の範囲がより好ましく、５．５〜６．５ｗｔ％とすることが最も好ましい。Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉの組成比が４．０ｗｔ％未満であると、所望の高温強度を確保できないのでこのましくなく、１６．０ｗｔ％を超えるとσ相やμ相などの有害相が生成し、高温強度が低下するので好ましくない。
Ａｌ（アルミニウム）はＮｉ（ニッケル）と化合し、母相中に微細均一に分散析出するγ´相を構成するＮｉ３Ａｌで表される金属間化合物を、体積分率で６０〜７０％の割合で形成し、高温強度を向上させる。Ａｌの組成比は５．０〜７．０ｗｔ％の範囲が好ましく、５．８〜６．０ｗｔ％とすることが最も好ましい。Ａｌの組成比が５．０ｗｔ％未満であると、γ´相の析出量が不十分となり、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、７．０ｗｔ％を超えると、共晶γ´相と呼ばれる粗大なγ相が多く形成され、液体化処理が不可能となり、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくない。
Ｈｆ（ハフニウム）は粒界偏析元素であり、γ相とγ´相の粒界に偏析して粒界を強化し、これにより高温強度を向上させる。Ｈｆの組成比は、２．０ｗｔ％以下の範囲が好ましく、０．０８〜０．１２ｗｔ％とすることがより好ましい。Ｈｆを含まないと、結晶粒界強化が不十分となり、所望の高温強度を確保できなくなるので好ましくなく、２．０ｗｔ％を超えると、局部溶融を引き起こして高温強度を低下させるおそれがあるので好ましくない。
Ｃｏ（コバルト）はＡｌ、Ｔａなどの母相に対する高温下での固溶限度を大きくし、熱処理によって微細なγ´相を分散析出させ、高温強度を向上させる。Ｃｏの組成比は１５．０ｗｔ％以下の範囲が好ましく、５．５〜６．０ｗｔ％とすることがより好ましい。Ｃｏを含まないと、γ´相の析出量が不十分となり、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、１５．０ｗｔ％を超えると、Ａｌ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｃｒなどの他の元素とのバランスが崩れ、有害相が析出して高温強度が低下するので好ましくない。
Ｒｅ（レニウム）は母相であるγ相に固溶し、固溶強化により高温強度を向上させる。また、耐食性を向上させる効果もある。一方でＲｅを多量に添加すると、高温時に有害相であるＴＣＰ相が析出し、高温強度が低下するおそれがある。このようなＲｅの添加については、Ｒｕの添加量の調整によって８ｗｔ％までとすることができ、その組成比は、３．０〜８．０ｗｔ％の範囲が好ましく、４．８〜５．０ｗｔ％とすることがより好ましい。Ｒｅの組成比が３．０ｗｔ％未満であると、γ相の固溶強化が不十分となって所望の高温強度が確保できなくなるので好ましくなく、Ｒｅの組成比が６．０ｗｔ％を超えると、高温時にＴＣＰ相が析出し、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくない。
Ｒｕ（ルテニウム）は、この出願の発明を特徴づける元素の一つであって、ＴＣＰ相の析出を抑え、これにより高温強度を向上させる。Ｒｕの組成比は１．０〜４．０ｗｔ％の範囲が好ましく、１．８〜２．２ｗｔ％とすることがより好ましい。Ｒｕの組成比が１．０ｗｔ％未満であると、高温時にＴＣＰ相が析出し、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくなく、Ｒｕの組成比が４．０ｗｔ％を超えると、コストが高くなるので好ましくない。
Ｃ（炭素）は粒界強化に寄与し、Ｃの組成比は０．２ｗｔ％以下の範囲が好ましく、０．０５〜０．１ｗｔ％とすることがより好ましい。Ｃを含まないと粒界強化の効果が確保できなくなるので好ましくなく、Ｃの組成比が０．２ｗｔ％を超えると延性を害するので好ましくない。
Ｂ（ホウ素）はＣと同様に粒界強化に寄与し、Ｂの組成比は０．０３ｗｔ％以下の範囲が好ましく、０．０１〜０．０２ｗｔ％とするのがより好ましい。Ｂの組成比が０．０１ｗｔ％未満であると粒界強化の効果が確保できなくなるので好ましくなく、Ｂの組成比が０．０３ｗｔ％を超えると延性を害するので好ましくない。
Ｓｉ（シリコン）は、合金表面にＳｉＯ２皮膜を生成させて保護皮膜として耐酸化性を向上させる元素である。従来、シリコンは不純物元素として取り扱われてきたが、本発明において、シリコンを意図的に含有させて、上述のように耐酸化性向上に有効活用している。また、ＳｉＯ２酸化皮膜は他の保護酸化皮膜と比較して割れが発生しにくく、クリープや疲労特性を向上させる効果もあると考えられる。しかし、シリコンを大量に添加することは他の元素の固溶限を低下させることにもなるため、含有量を０．０１〜０．１ｗｔ％と規定した。
そして、この出願の発明のＮｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金には、その組成に、さらに別の元素として、Ｖ、Ｚｒ、Ｙ、ＬａおよびＣｅの一種以上を以下の観点で含有させてもよい。
Ｖ（バナジウム）はガンマプライム相に固溶し、ガンマプライム相を強化する元素である。しかしながら、過度の添加はクリープ強度を下げるため、Ｖ２．０ｗｔ％以下と規定する。
Ｚｒ（ジルコニウム）はＢやＣと同様に粒界を強化する元素である。しかしながら、過度の添加はクリープ強度を下げるため１．０ｗｔ％以下とする。
Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）はニッケル基超合金を高温で使用中にアルミナ、クロミアなどに形成する保護酸化皮膜の密着性を向上させる元素である。しかしながら過度の添加は他の元素の固溶限を低下させることになるためＹ０．２ｗｔ％以下、Ｌａ０．２ｗｔ％以下、Ｃｅ０．２ｗｔ％以下と規定する。
以上のとおりのこの出願のＮｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金は、従来公知の製造法の手順や条件を勘案して、所定の元素組成を有するものとして溶解鋳造により製造することができる。添付した図３は、一方向凝固合金（ＤＣ）と単結晶合金の鋳造による製造を例示した模式図であるが、この図３からは、単結晶合金が一方向凝固合金の一つの形態であることがよくわかる。すなわち、鋳造で作られた金属、合金は、通常あらゆる方向に結晶が向いた多結晶組織からなる。一方向凝固合金とは結晶の方向を荷重負荷の方向に揃えた、柱状晶と呼ばれる細長い結晶粒の集合体からなるものである。単結晶合金はその延長で、柱状晶の中の一つの結晶を選択し成長させたものである。よって単結晶合金も荷重負荷方向に結晶方向が揃った組織となっている。単結晶合金は図３の右側に示す装置を用いて製造され、図３の左側に示す一方向凝固合金の製造装置との違いは結晶選択用のセレクタをつける点のみである。それ以外は一方向凝固合金の製造法と同じである。
このようなことから、Ｎｉ基一方向凝固超合金の製造に際して、一つの結晶を成長させるためのセレクタを用いることにより単結晶としてＮｉ基単結晶超合金とすることができる。
そこで以下に実施例を示し、さらに詳しく説明する。もちろん、以下の例によって発明が限定されることはない。
実 施 例
＜実施例１＞
まず、組成比がＣｏ：５．８ｗｔ％、Ｃｒ：２．９ｗｔ％、Ｍｏ：２．９ｗｔ％、Ｗ：５．８ｗｔ％、Ａｌ：５．８ｗｔ％、Ｔａ：５．８ｗｔ％、Ｈｆ：０．１０ｗｔ％、Ｒｅ：４．９ｗｔ％、Ｒｕ：２．０ｗｔ％、Ｃ：０．０７ｗｔ％、Ｂ：０．０１５ｗｔ％、残部がＮｉと不可避的不純物からなる一方向凝固合金鋳造物を、真空中において２００ｍｍ／ｈの凝固速度で溶解鋳造して得た。次に、一方向凝固合金鋳造物を平行部直径４ｍｍ、長さ２０ｍｍのテストピース（Ｎｏ．１〜２）に加工し、表１に示す条件でクリープ試験を行なった。寿命、伸びおよび絞りは、表１に示す結果となった。
また、ＬＭＰ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ（ｔｒ））×１０−３、Ｔ：Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，Ｋ、ｔｒ：Ｒｕｐｔｕｒｅ ｌｉｆｅ、ｈとして算出されるラーソンミラーパラメータの数値を表１に示した。そして、このＬＭＰと応力の関係を、既存のＴＭＤ−１０３と比較して図１に示した。
図中のＡは、ＴＭＤ−１０３の場合を示している。図１において左上部は、低温で高応力の結果を表し、右下部は、高温で低応力の結果を表しており、曲線が右に行くほどクリープ強度が高いことになる。
図１から実施例１のＮｉ基一方向凝固超合金は高温側でクリープ強度が優れていることがわかる。
＜実施例２＞
実施例１と同様にして得た一方向凝固合金鋳造物を真空中において１３００℃の温度で１時間予熱した後、１３２０℃の温度に昇温してこの温度で５時間保持してから空冷する溶体化処理をし、その後に、真空中において１１００℃の温度で４時間保持してから空冷する第１段と、真空中において８７０℃の温度で２０時間保持してから空冷する第２段の２段時効処理をした。
次に、実施例１と同様に加工してテストピース（Ｎｏ．３〜５）とし、表１に示す条件でクリープ試験を行なったところ、寿命，伸び及び絞りは、表１に示す結果となり、また、ＬＭＰは表１および図２に示す結果となった。
表１から実施例２のＮｉ基一方向凝固超合金は実施例１のものよりクリープ強度が優れていることがわかる。
また、実施例２のＮｉ基一方向凝固超合金は、図２に示したように、商用のＮｉ基一方向凝固超合金Ｒｅｎｅ８０（Ｃ），Ｍａｒ−Ｍ２４７（Ｂ）に比べクリープ強度が低温側から高温側までの広範囲にわたって格段に優れていることがわかる。
実施例１と同様の組成により得た単結晶超合金でのクリープ強度は、寿命で２〜３倍と示す結果となり、実施例２よりクリープ強度が優れていることが確認された。
産業上の利用可能性
Ｒｕ元素を含むこの出願の発明のＮｉ基一方向凝固超合金は、Ｒｕ元素を含まない第３世代のＮｉ基一方向凝固超合金と比べて、さらに高温側のクリープ強度を向上させた合金であり、ジェットエンジンや産業用のガスタービンなどのタービンブレードやタービンベーンなどに用いた場合、より高温での燃焼ガス中等での使用が可能になる。
またこの出願の発明のＮｉ基単結晶超合金は同様の目的、用途に有用なものとして高温強度に優れるとともに、鋳造特性が向上し、製造歩留りも良好なものとなる。
【図面の簡単な説明】
図１は、実施例１でのＮｉ基一方向凝固超合金及び従来のＮｉ基一方向凝固超合金のクリープ試験結果をラーソンミラーパラメータを用いて表した図である。
図２は、実施例２のＮｉ基一方向凝固超合金及び従来のＮｉ基一方向凝固超合金のクリープ試験結果をラーソンミラーパラメータを用いて表した図である。
なお、図中の符号は次のものを示す。
Ａ ＴＭＤ−１０３（第３世代のＮｉ基一方向凝固超合金）
Ｂ Ｍａｒ−Ｍ２４７（商用Ｎｉ基一方向凝固超合金）
Ｃ Ｒｅｎｅ８０（商用Ｎｉ基一方向凝固超合金）
図３は、この出願の発明のＮｉ基一方向凝固超合金とＮｉ基単結晶超合金の製造に用いられる鋳造装置とその方法を模式的に示した図である。
Claims (12)
- Ａｌ：５．０〜７．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：４．０〜１６．０ｗｔ％、Ｍｏ：１．０〜４．５ｗｔ％、Ｗ：４．０〜８．０ｗｔ％、Ｒｅ：３．０〜８．０ｗｔ％、Ｈｆ：２．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：１０．０ｗｔ％以下、Ｃｏ：１５．０ｗｔ％以下、Ｒｕ：１．０〜４．０ｗｔ％、Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．０３ｗｔ％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とするＮｉ基一方向凝固超合金。
- Ｍｏ：２．８〜４．５ｗｔ％、を含有することを特徴とする請求項１に記載のＮｉ基一方向凝固超合金。
- Ｔａ：４．０〜６．０ｗｔ％、を含有することを特徴とする請求項１に記載のＮｉ基一方向凝固超合金。
- Ａｌ：５．８〜６．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：５．５〜６．５ｗｔ％、Ｍｏ：２．８〜３．０ｗｔ％、Ｗ：５．５〜６．５ｗｔ％、Ｒｅ：４．８〜５．０ｗｔ％、Ｈｆ：０．０８〜０．１２ｗｔ％、Ｃｒ：２．０〜５．０ｗｔ％、Ｃｏ：５．５〜６．０ｗｔ％、Ｒｕ：１．８〜２．２ｗｔ％、Ｃ：０．０５〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０１〜０．０２ｗｔ％を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載のＮｉ基一方向凝固超合金。
- 請求項１ないし４のいずれかに記載の超合金において、さらにＳｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％を含有することを特徴とするＮｉ基一方向凝固超合金。
- 請求項１ないし５のいずれかに記載の超合金において、さらに、Ｖ：２．０重量以下、Ｚｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｙ：０．２ｗｔ％以下、Ｌａ：０．２ｗｔ％以下、Ｃｅ：０．２ｗｔ％以下の元素を単独あるいは複合的に含有することを特徴とするＮｉ基一方向凝固超合金。
- Ａｌ：５．０〜７．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：４．０〜１６．０ｗｔ％、Ｍｏ：１．０〜４．５ｗｔ％、Ｗ：４．０〜８．０ｗｔ％、Ｒｅ：３．０〜８．０ｗｔ％、Ｈｆ：２．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：１０．０ｗｔ％以下、Ｃｏ：１５．０ｗｔ％以下、Ｒｕ：１．０〜４．０ｗｔ％、Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｂ：０．０３ｗｔ％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。
- Ｍｏ：２．８〜４．５ｗｔ％、を含有することを特徴とする請求項７に記載のＮｉ基単結晶超合金。
- Ｔａ：４．０〜６．０ｗｔ％、を含有することを特徴とする請求項７に記載のＮｉ基単結晶超合金。
- Ａｌ：５．８〜６．０ｗｔ％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ：５．５〜６．５ｗｔ％、Ｍｏ：２．８〜３．０ｗｔ％、Ｗ：５．５〜６．５ｗｔ％、Ｒｅ：４．８〜５．０ｗｔ％、Ｈｆ：０．０８〜０．１２ｗｔ％、Ｃｒ：２．０〜５．０ｗｔ％、Ｃｏ：５．５〜６．０ｗｔ％、Ｒｕ：１．８〜２．２ｗｔ％、Ｃ：０．０５〜０．１ｗｔ％、Ｂ：０．０１〜０．０２ｗｔ％を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項７に記載のＮｉ基単結晶超合金。
- 請求項７ないし１０のいずれかに記載の超合金において、さらにＳｉ：０．０１〜０．１ｗｔ％を含有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。
- 請求項７ないし１１のいずれかに記載の超合金において、さらに、Ｖ：２．０重量以下、Ｚｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｙ：０．２ｗｔ％以下、Ｌａ：０．２ｗｔ％以下、Ｃｅ：０．２ｗｔ％以下の元素を単独あるいは複合的に含有することを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002090018 | 2002-03-27 | ||
| JP2002090018 | 2002-03-27 | ||
| PCT/JP2003/003885 WO2003080882A1 (fr) | 2002-03-27 | 2003-03-27 | Superalliage a base de ni solidifie de maniere directionnelle et superalliage a cristal unique a base de ni |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2003080882A1 true JPWO2003080882A1 (ja) | 2005-07-28 |
| JP4521610B2 JP4521610B2 (ja) | 2010-08-11 |
Family
ID=28449551
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003578606A Expired - Lifetime JP4521610B2 (ja) | 2002-03-27 | 2003-03-27 | Ｎｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US7473326B2 (ja) |
| EP (1) | EP1498503B1 (ja) |
| JP (1) | JP4521610B2 (ja) |
| CA (1) | CA2479774C (ja) |
| WO (1) | WO2003080882A1 (ja) |
Families Citing this family (27)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB0412584D0 (en) * | 2004-06-05 | 2004-07-07 | Rolls Royce Plc | Composition of matter |
| EP1815035A2 (de) * | 2004-11-18 | 2007-08-08 | Alstom Technology Ltd | Nickel-basis-superlegierung |
| SE528807C2 (sv) * | 2004-12-23 | 2007-02-20 | Siemens Ag | Komponent av en superlegering innehållande palladium för användning i en högtemperaturomgivning samt användning av palladium för motstånd mot väteförsprödning |
| WO2006104059A1 (ja) * | 2005-03-28 | 2006-10-05 | National Institute For Materials Science | コバルトフリーのＮｉ基超合金 |
| US8926897B2 (en) | 2005-09-27 | 2015-01-06 | National Institute For Materials Science | Nickel-base superalloy excellent in the oxidation resistance |
| JP4719583B2 (ja) * | 2006-02-08 | 2011-07-06 | 株式会社日立製作所 | 強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた一方向凝固用ニッケル基超合金及び一方向凝固ニッケル基超合金の製造方法 |
| US8852500B2 (en) * | 2006-03-20 | 2014-10-07 | National Institute For Materials Science | Ni-base superalloy, method for producing the same, and turbine blade or turbine vane components |
| EP2006402B1 (en) * | 2006-03-31 | 2013-10-30 | National Institute for Materials Science | Ni-BASE SUPERALLOY AND METHOD FOR PRODUCING SAME |
| US9322089B2 (en) * | 2006-06-02 | 2016-04-26 | Alstom Technology Ltd | Nickel-base alloy for gas turbine applications |
| US8771440B2 (en) | 2006-09-13 | 2014-07-08 | National Institute For Materials Science | Ni-based single crystal superalloy |
| US9499886B2 (en) | 2007-03-12 | 2016-11-22 | Ihi Corporation | Ni-based single crystal superalloy and turbine blade incorporating the same |
| CN101680059B (zh) * | 2007-03-12 | 2011-07-06 | 株式会社Ihi | Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片 |
| US20090041615A1 (en) * | 2007-08-10 | 2009-02-12 | Siemens Power Generation, Inc. | Corrosion Resistant Alloy Compositions with Enhanced Castability and Mechanical Properties |
| US20130230405A1 (en) * | 2007-08-31 | 2013-09-05 | Kevin Swayne O'Hara | Nickel base superalloy compositions being substantially free of rhenium and superalloy articles |
| US20090317287A1 (en) * | 2008-06-24 | 2009-12-24 | Honeywell International Inc. | Single crystal nickel-based superalloy compositions, components, and manufacturing methods therefor |
| JP5467306B2 (ja) * | 2008-06-26 | 2014-04-09 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ｎｉ基単結晶超合金とこれを基材とする合金部材 |
| JP5467307B2 (ja) * | 2008-06-26 | 2014-04-09 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ｎｉ基単結晶超合金とそれよりえられた合金部材 |
| JP5439822B2 (ja) * | 2009-01-15 | 2014-03-12 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ｎｉ基単結晶超合金 |
| US8216509B2 (en) * | 2009-02-05 | 2012-07-10 | Honeywell International Inc. | Nickel-base superalloys |
| KR20110114928A (ko) * | 2010-04-14 | 2011-10-20 | 한국기계연구원 | 크리프 특성이 우수한 단결정 니켈기 초내열합금 |
| KR20120105693A (ko) * | 2011-03-16 | 2012-09-26 | 한국기계연구원 | 크리프 특성이 향상된 단결정 니켈기 초내열합금 |
| US20160214350A1 (en) | 2012-08-20 | 2016-07-28 | Pratt & Whitney Canada Corp. | Oxidation-Resistant Coated Superalloy |
| JP6460336B2 (ja) * | 2015-07-09 | 2019-01-30 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | Ｎｉ基高強度耐熱合金部材、その製造方法、及びガスタービン翼 |
| FR3073526B1 (fr) | 2017-11-14 | 2022-04-29 | Safran | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine |
| FR3073527B1 (fr) * | 2017-11-14 | 2019-11-29 | Safran | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine |
| CN111433378B (zh) * | 2017-11-29 | 2021-10-08 | 日立金属株式会社 | 热作模具用Ni基合金以及使用其的热锻用模具、锻造制品的制造方法 |
| CN111417736A (zh) | 2017-11-29 | 2020-07-14 | 日立金属株式会社 | 热作模具用Ni基合金以及使用其的热锻用模具 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5861244A (ja) * | 1981-09-14 | 1983-04-12 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | ニツケル基超合金単結晶物品 |
| JPH07268520A (ja) * | 1994-01-03 | 1995-10-17 | General Electric Co <Ge> | 逆分配ニッケル基超合金単結晶製品 |
Family Cites Families (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4222794A (en) * | 1979-07-02 | 1980-09-16 | United Technologies Corporation | Single crystal nickel superalloy |
| US4459160A (en) * | 1980-03-13 | 1984-07-10 | Rolls-Royce Limited | Single crystal castings |
| US4801513A (en) * | 1981-09-14 | 1989-01-31 | United Technologies Corporation | Minor element additions to single crystals for improved oxidation resistance |
| 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 |
| US4719080A (en) * | 1985-06-10 | 1988-01-12 | United Technologies Corporation | Advanced high strength single crystal superalloy compositions |
| US4849030A (en) * | 1986-06-09 | 1989-07-18 | General Electric Company | Dispersion strengthened single crystal alloys and method |
| US4975124A (en) * | 1989-02-06 | 1990-12-04 | United Technologies Corporation | Process for densifying castings |
| US5151249A (en) * | 1989-12-29 | 1992-09-29 | General Electric Company | Nickel-based single crystal superalloy and method of making |
| DE69701900T2 (de) | 1996-02-09 | 2000-12-07 | Hitachi Ltd | Hochfeste Superlegierung auf Nickelbasis für gerichtet erstarrte Giesteilen |
| US6007645A (en) * | 1996-12-11 | 1999-12-28 | United Technologies Corporation | Advanced high strength, highly oxidation resistant single crystal superalloy compositions having low chromium content |
| JPH11256258A (ja) * | 1998-03-13 | 1999-09-21 | Toshiba Corp | Ｎｉ基単結晶超合金およびガスタービン部品 |
| JPH11310839A (ja) * | 1998-04-28 | 1999-11-09 | Hitachi Ltd | 高強度Ｎｉ基超合金方向性凝固鋳物 |
| US6444057B1 (en) * | 1999-05-26 | 2002-09-03 | General Electric Company | Compositions and single-crystal articles of hafnium-modified and/or zirconium-modified nickel-base superalloys |
| US6966956B2 (en) * | 2001-05-30 | 2005-11-22 | National Institute For Materials Science | Ni-based single crystal super alloy |
| EP1568794B1 (en) * | 2002-12-06 | 2009-02-04 | Independent Administrative Institution National Institute for Materials Science | Ni-BASE SINGLE CRYSTAL SUPERALLOY |
-
2003
- 2003-03-27 US US10/509,427 patent/US7473326B2/en active Active
- 2003-03-27 EP EP03745013A patent/EP1498503B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2003-03-27 JP JP2003578606A patent/JP4521610B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 2003-03-27 CA CA2479774A patent/CA2479774C/en not_active Expired - Lifetime
- 2003-03-27 WO PCT/JP2003/003885 patent/WO2003080882A1/ja active Application Filing
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5861244A (ja) * | 1981-09-14 | 1983-04-12 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | ニツケル基超合金単結晶物品 |
| JPH07268520A (ja) * | 1994-01-03 | 1995-10-17 | General Electric Co <Ge> | 逆分配ニッケル基超合金単結晶製品 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP1498503B1 (en) | 2011-11-23 |
| US7473326B2 (en) | 2009-01-06 |
| EP1498503A4 (en) | 2006-01-25 |
| US20050092398A1 (en) | 2005-05-05 |
| EP1498503A1 (en) | 2005-01-19 |
| CA2479774A1 (en) | 2003-10-02 |
| JP4521610B2 (ja) | 2010-08-11 |
| CA2479774C (en) | 2012-09-04 |
| WO2003080882A1 (fr) | 2003-10-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4521610B2 (ja) | Ｎｉ基一方向凝固超合金およびＮｉ基単結晶超合金 | |
| JP5299899B2 (ja) | Ｎｉ基超合金及びその製造方法 | |
| JP5696995B2 (ja) | 耐熱超合金 | |
| US7597843B2 (en) | Nickel based superalloys with excellent mechanical strength, corrosion resistance and oxidation resistance | |
| JP3814662B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金 | |
| JP5252348B2 (ja) | Ｎｉ基超合金とその製造方法およびタービンブレードまたはタービンベーン部品 | |
| TWI248975B (en) | Nickel-base superalloy for high temperature, high strain application | |
| JP5024797B2 (ja) | コバルトフリーのＮｉ基超合金 | |
| JP3084764B2 (ja) | Ｎｉ基超合金部材の製造方法 | |
| JP2005097649A (ja) | Ｎｉ基超合金 | |
| JP4222540B2 (ja) | ニッケル基単結晶超合金、その製造方法およびガスタービン高温部品 | |
| JP5393829B2 (ja) | クリープ特性が向上された単結晶ニッケル基超耐熱合金 | |
| JP2905473B1 (ja) | Ｎｉ基一方向凝固合金の製造方法 | |
| JP4028122B2 (ja) | Ｎｉ基超合金、その製造方法およびガスタービン部品 | |
| JPH1121645A (ja) | Ｎｉ基耐熱超合金、Ｎｉ基耐熱超合金の製造方法及びＮｉ基耐熱超合金部品 | |
| JP4184648B2 (ja) | 強度及び耐食性に優れたＮｉ基単結晶合金とその製造法 | |
| JP2002097537A (ja) | Ｃｏ−Ｎｉ基耐熱合金およびその製造方法 | |
| JPH10317080A (ja) | Ｎｉ基耐熱超合金、Ｎｉ基耐熱超合金の製造方法及びＮｉ基耐熱超合金部品 | |
| JPH07300639A (ja) | 高耐食性ニッケル基単結晶超合金およびその製造方法 | |
| JPH0920600A (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金、その製造方法およびガスタービン部品 | |
| JP2023018394A (ja) | Ｎｉ基超合金及びタービンホイール | |
| WO2017154809A1 (ja) | Ｎｉ基一方向凝固合金 | |
| JPH0941058A (ja) | Ｎｉ基単結晶合金 | |
| JP2014047371A (ja) | Ｎｉ基合金と、それを用いたガスタービン動翼兼ガスタービン |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20041208 |
|
| AA64 | Notification of invalidation of claim of internal priority (with term) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A241764 Effective date: 20050208 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050228 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20050324 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050324 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060216 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20090303 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20090507 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20100420 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20100511 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 4521610 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130604 Year of fee payment: 3 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |