JPWO2007119404A1

JPWO2007119404A1 - 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

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Publication number: JPWO2007119404A1
Application number: JP2008510803A
Authority: JP
Inventors: 裕小泉; 原田　広史; 広史原田; 忠晴横川; 敏治小林
Original assignee: National Institute for Materials Science
Current assignee: National Institute for Materials Science
Priority date: 2006-03-20
Filing date: 2007-03-16
Publication date: 2009-08-27
Anticipated expiration: 2027-03-16
Also published as: EP1997923A4; US20100226779A1; JP5252348B2; EP1997923B1; EP1997923A1; WO2007119404A1; US8852500B2

Abstract

化学成分組成が、Ｃｒ：３．０−５．０ｗｔ％、Ｃｏ：５．０−１０．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．５−３．０ｗｔ％、Ｗ：８．０−１０．０ｗｔ％、Ｔａ：５．０−８．０ｗｔ％、Ｎｂ：３．０ｗｔ％以下、Ａｌ：４．５−６．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．１−２．０ｗｔ％、Ｒｅ：３．０超−４．０ｗｔ％、Ｒｕ：０．２−４．０ｗｔ％、Ｈｆ：０．０１−０．２ｗｔ％、残部がＮｉと不可避的不純物からなる。

Description

本発明は、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に関するものである。さらに詳しくは、本発明は、高温での組織安定性と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などの高温、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に関するものである。

ガスタービンの高効率化にともなう燃焼温度の上昇によりタービンの動翼および静翼材料は、普通鋳造合金から、応力軸方向の結晶粒界をなくし、高温でのクリープ強度を向上させた一方向凝固合金、さらに、結晶粒界そのものをなくした単結晶合金へと変遷してきた。そして、単結晶合金は、より一層のクリープ強度の向上を目指し、第１世代単結晶合金から第２世代、第３世代の単結晶合金へと開発が進められてきた。第１世代単結晶合金はレニウム（Ｒｅ）未添加の合金であり、ＣＭＳＸ−２（特許文献１）、Ｒｅｎｅ’Ｎ４（特許文献２）、ＰＷＡ−１４８０（特許文献３）などがある。

第２世代単結晶合金は、レニウムを３％程度添加することで、第１世代単結晶合金より約３０℃クリープ耐用温度を向上させた合金であり、ＣＭＳＸ−４（特許文献４）、ＰＷＡ−１４８４（特許文献５）、Ｒｅｎｅ’Ｎ５（特許文献６）などがある。

第３世代単結晶合金は、レニウムを５〜６％添加することでクリープ耐用温度の向上を図った合金であり、ＣＭＳＸ−１０（特許文献７）などがある。上記単結晶超合金は、主として航空機用のジェットエンジンの翼材料としてめざましく発展したものであるが、産業用の大型ガスタービンにも、燃焼効率の向上を目的とした高温化の要請により技術転用が図られている。
特開昭５９−１９０３２号公報ＵＳ特許５３９９３１３公報特開昭５３−１４６２２３号公報ＵＳ特許４６４３７８２公報ＵＳ特許４７１９０８０公報特開平５−５９４７４号公報特開平７−１３８６８３号公報

ジェットエンジンやガスタービンなどの翼材料には、高温での使用時にＴＣＰ（Topologically Close-Packed phase）相が生成しないこと、すなわち良好な組織安定性が求められる。
第３世代の単結晶合金ではレニウムを５〜６％添加することにより、第２世代の単結晶に対して高強度化を図ることができた。しかしながら、その反面、長時間の使用によりクリープおよび低サイクル破壊の起点となるＴＣＰ相が生成しやすい。この点から第３世代の単結晶超合金を大型ガスタービンに適用するのは困難であり、燃焼温度の上昇にともなうよりクリープ強度の高い材料の実現という要望に応えられない。

そこで、本発明は、上記問題を解決するためになされたものであり、高温環境下でのクリープ強度および組織安定性を向上させたＮｉ基超合金とその製造方法およびＮｉ基超合金から作製されたガスタービン用の高温部品、すなわち、タービンブレードまたはタービンベーン部品を提供することを課題としている。

本発明は、上記の課題を解決するためのものとして、以下のことを特徴としている。

第１には、Ｃｒ：３．０−５．０ｗｔ％、Ｃｏ：５．０−１０．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．５−３．０ｗｔ％、Ｗ：８．０−１０．０ｗｔ％、Ｔａ：５．０−８．０ｗｔ％、Ｎｂ：３．０ｗｔ％以下、Ａｌ：４．５−６．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．１−２．０ｗｔ％、Ｒｅ：３．０超−４．０ｗｔ％、Ｒｕ：０．２−４．０ｗｔ％、Ｈｆ：０．０１−０．２ｗｔ％、残部がＮｉと不可避的不純物からなる化学成分組成を有する。

第２には、上記第１の特徴において、Ｃｒ：４．０−５．０ｗｔ％、Ｃｏ：７．０−８．０ｗｔ％、Ｍｏ：１．２−２．２ｗｔ％、Ｗ：８．０−８．８ｗｔ％、Ｔａ：５．７−６．７ｗｔ％、Ａｌ：４．８−５．６ｗｔ％、Ｔｉ：０．２−０．８ｗｔ％、Ｒｅ：３．２−３．８ｗｔ％、Ｒｕ：１．５−２．５ｗｔ％である。

第３には、上記第１または第２の特徴に加え、Ｃ：０．０５ｗｔ％以下、Ｚｒ：０．１ｗｔ％以下、Ｖ：０．５ｗｔ％以下、Ｂ：０．０２ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｙ：０．２ｗｔ％以下、Ｌａ：０．２ｗｔ％以下、Ｃｅ：０．２ｗｔ％以下の元素を単独または複合的に含有する。

第４には、上記第１ないし第３のいずれか一つの特徴を有するＮｉ基超合金を、普通鋳造法、一方向凝固法または単結晶凝固法により鋳造する。

第５には、上記第４に特徴において、鋳造後に、１２６０−１３００℃で２０分−２時間の予備熱処理を施し、次いで１３００−１３５０℃での３−１０時間の溶体化処理、さらに、１０５０−１１５０℃での２−８時間の１次時効処理および８００−９００℃での１０−２４時間の２次時効処理を施す。

第６には、タービンブレードまたはタービンベーン部品は、上記第１ないし第３のいずれかの一つの特徴を有するＮｉ基超合金を少なくともその構成の一部とする。

本発明によれば、大型ガスタービンのタービンブレードまたはタービンベーン部品等への適用性に優れた、高温環境下でのクリープ強度および組織安定性の高いＮｉ基超合金が実現され、このようなＮｉ基超合金から作製された大型のガスタービン部品が提供されることになる。

図１は、実施例で作製した本発明のＮｉ基超合金および従来合金ＣＭＳＸ−４のクリープ強度をラーソンミラー線図で比較した図である。

第１の発明のＮｉ基超合金において、Ｃｏは、ガンマ相のＮｉと置換してマトリックスを固溶強化し、高温強度を高める。Ｃｏの含有量は５．０−１０．０ｗｔ％である。５ｗｔ％未満では高いクリープ強度を期待することができない。Ｃｏの含有量が１０ｗｔ％を超えると、ガンマプライム量が低減し、高いクリープ強度を期待することができない。

Ｃｒは、耐高温腐食性を向上させる有効な元素として必要である。Ｃｒの含有量は３．０−５．０ｗｔ％とすることが必要である。本発明においてＣｒの含有量を３．０ｗｔ％以上と規定したのは、含有量が３．０ｗｔ％未満では所望の耐高温腐食性を確保することができないためである。Ｃｒの含有量が５．０ｗｔ％を超えると、ガンマプライム相の析出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。

Ｍｏは、格子定数ミスフィットを負に移行させて、ガンマ相とガンマプライム相の界面に緻密な転位網を形成させ、高温のクリープ強度を向上させる有効な元素として必要である。Ｍｏの含有量は０．５−３．０ｗｔ％とすることが必要である。

Ｗは、高温から低温までのクリープ強度を向上させる効果があるので、本発明のＮｉ基超合金に８．０−１０．０ｗｔ％添加することが必要である。一方、含有量が１０．０ｗｔ％を超えると有害相の生成を助長するため、含有量の上限は１０．０ｗｔ％とする。

Ａｌは、高温強度向上に不可欠なガンマプライム相を形成させるために４．５ｗｔ％以上必要である。しかし６．０ｗｔ％を超えると共晶ガンマプライムと呼ばれる粗大な結晶が生成しクリープ強度が低下する。このため、含有量は４．５−６．０ｗｔ％とする。

Ｔａは、ガンマプライム相を強化してクリープ強度を向上させる有効な元素である。したがって、５．０−８．０ｗｔ％の含有が必要である。８．０ｗｔ％を超えると有害相の生成が助長されるので、上限は８．０ｗｔ％とする。

Ｎｂは、ガンマプライム相を強化してクリープ強度を向上させる有効な元素である。本発明のＮｉ基超合金では、ガンマプライム相の固溶強化が主としてＴａによってなされるが、Ｎｂによっても同様の機能が得られる。Ｔａを単独で含有する場合に比べ、Ｎｂを複合含有する場合には固溶量を増大させることができる利点がある。ただし、含有量が３．０ｗｔ％を超えると有害相の生成が助長されるので、含有量は３．０ｗｔ％以下とする。

Ｔｉは、ガンマプライム相を強化してクリープ強度を向上させる有効な元素である。したがって、Ｔｉの含有量は０．１−２．０ｗｔ％である必要がある。含有量が２．０ｗｔ％を超えると有害相の生成が助長されるので、上限は２．０ｗｔ％とする。

Ｒｅは、ガンマ相を固溶強化して耐高温腐食性を向上させる元素である。含有量が３．０ｗｔ％以下ではクリープ強度が低下し、４．０ｗｔ％を超えると、Ｒｅ−Ｍｏ、Ｒｅ−Ｗ、Ｒｅ−Ｃｒ−ＷなどのＴＣＰ相の生成を促進させクリープ強度が低下するので、３．０超−４．０ｗｔ％とする必要がある。

Ｒｕは、低温側のクリープ強度を向上させる元素である。Ｒｕの含有量は０．２−４．０ｗｔ％とする必要がある。含有量が０．２ｗｔ％未満では有害相を防ぐ効果がなく、４．０ｗｔ％を超えるとクリープ強度が低下する。

Ｈｆは、耐酸化性を向上させる効果があるので、本発明のＮｉ基超合金に添加することが有効である。しかしながら、含有量が０．２ｗｔ％を超えると有害相の生成を助長するので、含有量は０．０１−０．２ｗｔ％とする必要がある。

第２の発明は、Ｎｉ基超合金のより好ましい組成範囲について規定している。すなわち、Ｃｒ：４．０−５．０ｗｔ％、Ｃｏ：７．０−８．０ｗｔ％、Ｍｏ：１．２−２．２ｗｔ％、Ｗ：８．０−８．８ｗｔ％、Ｔａ：５．７−６．７ｗｔ％、Ａｌ：４．８−５．６ｗｔ％、Ｔｉ：０．２−０．８ｗｔ％、Ｒｅ：３．２−３．８ｗｔ％、Ｒｕ：１．５−２．５ｗｔ％である。

また、第３の発明のように、上記の第１または第２の発明のＮｉ基超合金が、さらに以下のような特定の範囲の元素を含有させることが考慮される。

Ｖは、低温側のクリープ強度を向上させる効果があるので、本発明のＮｉ基合金に添加することが有効である。しかしながら、添加量が０．５ｗｔ％を超えると有害相の生成を助長するので、添加量は０．５ｗｔ％以下とする必要がある。

Ｚｒは、結晶粒界強度を向上させる効果があるので、本発明のＮｉ基超合金に添加することが有効である。しかしながら、添加量が０．１ｗｔ％を超えると有害相の生成を助長するので、添加量は０．１ｗｔ％以下とする必要がある。

Ｓｉは、耐酸化性を向上させる効果があるので、本発明のＮｉ基超合金に添加することが有効である。しかしながら、添加量が０．１ｗｔ％を超えると有害相の生成を助長するので、添加量は０．１ｗｔ％以下とする必要がある。

Ｃは、炭化物を結晶粒界に生成させクリープ強度を向上させる効果があるので、本発明のＮｉ基超合金に添加することが有効である。しかしながら、添加量が０．０５ｗｔ％を超えると炭化物量が過多となり合金が脆化するので、添加量は０．０５ｗｔ％以下とする必要がある。

Ｂは、結晶粒界に偏析して強度を向上させる効果があるので、本発明のＮｉ基超合金に添加することが有効である。しかしながら、添加量が０．０２ｗｔ％を超えると融点の低下を招くので、添加量は０．０２ｗｔ％以下とする必要がある。

Ｙは、耐酸化性を向上させる効果があるので、本発明のＮｉ基超合金に添加することが有効である。しかしながら、添加量が０．２ｗｔ％を超えるとかえって耐酸化性を低下させるので、添加量は０．２ｗｔ％以下とする必要がある。

Ｌａは、耐酸化性を向上させる効果があるので、本発明のＮｉ基合金に添加することが有効である。しかしながら、添加量が０．２ｗｔ％を超えるとかえって耐酸化性を低下させるので、添加量は０．２ｗｔ％以下とする必要がある。

Ｃｅは、耐酸化性を向上させる効果があるので、本発明のＮｉ基超合金に添加することが有効である。しかしながら、添加量が０．２ｗｔ％を超えるとかえって耐酸化性を低下させるので、添加量は０．２ｗｔ％以下とする必要がある。

以上のような化学成分組成を有する本発明のＮｉ基超合金は、鋳造により製造することができる。そして、鋳造に際しては、たとえば、普通鋳造法、一方向凝固法または単結晶凝固法によって多結晶合金、一方向凝固合金または単結晶合金としてＮｉ基超合金を製造することができる。普通鋳造法は、基本的に所望の化学成分組成に調合されたインゴットを用いて鋳造する方法である。一方向凝固法は、所望の化学成分組成に調合されたインゴットを用いて鋳造する方法であるが、鋳型温度を超合金の凝固温度である約１５００℃以上に加熱しておき、超合金を鋳込んだ後に、たとえば加熱炉から徐々に遠ざけて温度勾配を与え、多数の結晶を一方向に成長させる方法である。単結晶凝固法は、一方向凝固法とほぼ同様であるが、所望の品物が凝固する手前にジグザグまたは螺旋型のセレクター部を設け、一方向で凝固してきた多数の結晶をセレクター部で一つの結晶にし、所望の品物を製造する方法である。

本発明のＮｉ基超合金は、鋳造後に熱処理を施すことにより高クリープ強度が得られる。標準的な熱処理は以下の通りである。１２６０−１３００℃で２０分−２時間の予備熱処理を施した後、１３００−１３５０℃で３−１０時間の溶体化処理を行う。次いで、ガンマプライム相析出を目的にした1次時効処理を１０５０−１１５０℃の温度域に２−８時間加熱して行う。この１時時効処理は耐熱・耐酸化を目的としたコーティング処理と兼ねることが可能である。空冷した後、引き続きガンマプライム相安定化を目的とした２次時効処理を８００−９００℃で１０−２４時間実施した後、空冷する。それぞれの空冷は、不活性ガス下での冷却に置き換えることもできる。以上の製造方法により作製されたＮｉ基超合金によりガスタービンのタービンブレードまたはタービンベーン部品などの高温部品が実現される。

以下実施例を示し、本発明についてさらに詳しく説明する。もちろん以下の例によって本発明が限定されることはない。

単結晶凝固法による鋳造によって本発明のＮｉ基超合金（実施例の組成：４．５ｗｔ％Ｃｒ、７．５ｗｔ％Ｃｏ、１．７ｗｔ％Ｍｏ、８．３ｗｔ％Ｗ、５．２ｗｔ％Ａｌ、６．２ｗｔ％Ｔａ、０．５ｗｔ％Ｔｉ、０．１ｗｔ％Ｈｆ、３．５ｗｔ％Ｒｅ、２．０ｗｔ％Ｒｕ、残部Ｎｉ）の単結晶を製造し、１２８０℃で１時間の予備熱処理を施した後、溶体化処理および時効処理を行った。溶体化処理は、１３００℃に１時間保持した後、１３２０℃まで昇温し、５時間保持して行った。時効処理は、１１００℃で４時間保持する１次時効処理と、その後の８７０℃で２０時間保持する２次時効処理とした。
このように溶体化処理および時効処理を施した試料についてクリープ強度を測定した。クリープ試験では、温度９００℃、応力３９２ＭＰａと温度１０００℃、応力２４５ＭＰａおよび温度１１００℃、応力１３７ＭＰａの３条件で試料がクリープ破断するまでの時間を寿命とした。破断後の金属組織にＴＣＰの析出は観察されなかった。

商用のＮｉ基単結晶合金ＣＭＳＸ−４と比較した。

作製した試料のクリープ試験結果を従来合金とともに図１に示した。

図１は、クリープ試験結果から求めたラーソンミラープロット（たとえば、丸山公一、中島英治：高温強度の材料科学（内田老鶴圃出版）、１９９７、ｐｐ．２５１−２７０を参照）で整理して示した。図１から明らかなように、本発明のＮｉ基超合金は、従来合金ＣＭＳＸ−４に比べ，高いクリープ強度を有していることがわかる。

大型ガスタービンのタービンブレードまたはタービンベーン部品などへの適用性に優れた、高温環境下でのクリープ強度および組織安定性の高いＮｉ基超合金が実現され、このようなＮｉ基超合金から作製された大型ガスタービン部品が提供される。

Claims

Ｃｒ：３．０−５．０ｗｔ％、Ｃｏ：５．０−１０．０ｗｔ％、Ｍｏ：０．５−３．０ｗｔ％、Ｗ：８．０−１０．０ｗｔ％、Ｔａ：５．０−８．０ｗｔ％、Ｎｂ：３．０ｗｔ％以下、Ａｌ：４．５−６．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．１−２．０ｗｔ％、Ｒｅ：３．０超−４．０ｗｔ％、Ｒｕ：０．２−４．０ｗｔ％、Ｈｆ：０．０１−０．２ｗｔ％、残部がＮｉと不可避的不純物からなる化学成分組成を有することを特徴とするＮｉ基超合金。
Ｃｒ：４．０−５．０ｗｔ％、Ｃｏ：７．０−８．０ｗｔ％、Ｍｏ：１．２−２．２ｗｔ％、Ｗ：８．０−８．８ｗｔ％、Ｔａ：５．７−６．７ｗｔ％、Ａｌ：４．８−５．６ｗｔ％、Ｔｉ：０．２−０．８ｗｔ％、Ｒｅ：３．２−３．８ｗｔ％、Ｒｕ：１．５−２．５ｗｔ％であることを特徴とする請求項１に記載のＮｉ基超合金。
さらに、Ｃ：０．０５ｗｔ％以下、Ｚｒ：０．１ｗｔ％以下、Ｖ：０．５ｗｔ％以下、Ｂ：０．０２ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｙ：０．２ｗｔ％以下、Ｌａ：０．２ｗｔ％以下、Ｃｅ：０．２ｗｔ％以下の元素を単独または複合的に含有することを特徴とする請求項１または２に記載のＮｉ基超合金。
請求項１ないし３いずれかに一項に記載のＮｉ基超合金を、普通鋳造法、一方向凝固法または単結晶凝固法により鋳造することを特徴とするＮｉ基超合金の製造方法。
鋳造後に、１２６０−１３００℃で２０分−２時間の予備熱処理を施し、次いで１３００−１３５０℃での３−１０時間の溶体化処理、さらに、１０５０−１１５０℃での２−８時間の１次時効処理および８００−９００℃での１０−２４時間の２次時効処理を施すことを特徴とする請求項４に記載のＮｉ基超合金の製造方法。
請求項１ないし３のいずれか一項に記載のＮｉ基超合金を少なくともその構成の一部としていることを特徴とするタービンブレードまたはタービンベーン部品。