WO2007119404A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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Yutaka Koizumi
Hiroshi Harada
Tadaharu Yokokawa
Toshiharu Kobayashi
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    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/02—Casting exceedingly oxidisable non-ferrous metals, e.g. in inert atmosphere
    • B22D21/025—Casting heavy metals with high melting point, i.e. 1000 - 1600 degrees C, e.g. Co 1490 degrees C, Ni 1450 degrees C, Mn 1240 degrees C, Cu 1083 degrees C
    • 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
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/12—Blades
    • F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
    • F01D5/288—Protective coatings for blades
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
    • F05D2300/00—Materials; Properties thereof
    • F05D2300/60—Properties or characteristics given to material by treatment or manufacturing
    • F05D2300/607—Monocrystallinity

Definitions

  • Ni-base superalloy Ni-base superalloy and its manufacturing method and turbine blade or turbine vane component
  • the present invention relates to a Ni-base superalloy, a method for producing the same, and a turbine blade or turbine vane component. More specifically, the present invention is a new material suitable for a member used under high temperature and high stress, such as a turbine blade or a turbine vane of a jet engine or a gas turbine, which has excellent structure stability and taper characteristics at a high temperature.
  • the present invention relates to a Ni-base superalloy, its manufacturing method, and turbine blade or turbine vane parts. Background art
  • turbine blades and stator blade materials eliminate the grain boundaries in the direction of the stress axis from ordinary forged alloys and improve the creep strength at high temperatures. It has been transformed into a single-crystal alloy that eliminates the grain boundary itself.
  • Single crystal alloys have been developed from the first generation single crystal alloys to the second and third generation single crystal alloys with the aim of further improving the creep strength.
  • the first generation single crystal alloys are alloys not containing rhenium (Re), such as CMSX-2 (Patent Document 1), Rene 'N4 (Patent Document 2), PWA-1480 (Patent Document 3), and the like.
  • the second-generation single crystal alloy is an alloy having a creep durability improved by about 30 ° C compared to the first-generation single crystal alloy by adding about 3% rhenium.
  • CMSX-4 Patent Document 4
  • P WA-1484 Patent Document 5
  • Rene 'N5 Patent Document 6
  • Third generation single crystal alloys are alloys in which the creep endurance temperature is improved by adding 5 to 6% rhenium, such as CMSX-10 (Patent Document 7).
  • CMSX-10 CMSX-10
  • the above-mentioned single crystal superalloy has been remarkably developed mainly as a wing material for aircraft jet engines. It can also be used for power industrial large gas turbines due to the demand for high-temperature gas for the purpose of improving combustion efficiency. It is illustrated.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 59-19032
  • Patent Document 2 US Patent No. 5399313
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 53-146223
  • Patent Document 4 US Patent 4643782
  • Patent Literature 5 US Patent No. 4719080
  • Patent Document 6 JP-A-5-59474
  • Patent Document 7 JP-A-7-138683
  • Blade materials such as jet engines and gas turbines are required to have no TCP (Topologically Close-Packed Phase) phase when used at high temperatures, that is, to have good tissue stability.
  • TCP Topicologically Close-Packed Phase
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and is based on a Ni-base superalloy having improved creep strength and structure stability in a high-temperature environment, a method for producing the same, and a Ni-base superalloy.
  • the object is to provide high temperature parts for gas turbines made from alloys, ie turbine blades or turbine vane parts.
  • the present invention is characterized by the following in order to solve the above problems.
  • C 0.05 wt% or less
  • Zr 0.1 wt% or less
  • V 0.5 wt% or less
  • B 0.02 wt%
  • Si 0.1 wt% or less
  • Y 0.2 wt% or less
  • La 0.2 wt% or less
  • Ce 0.2 wt% or less
  • the Ni-base superalloy having any one of the first to third characteristics is formed by a normal forging method, a unidirectional solidification method or a single crystal solidification method.
  • pre-heat treatment is performed at 1260–1300 ° C for 20 minutes–2 hours, and then solution treatment at 1300–1350 ° C for 3-10 hours Processing further, 1050-1150. 2-8 hour primary aging treatment at C and 800-900. Apply secondary aging for 10-24 hours at C.
  • the turbine blade or turbine vane component includes at least a part of the Ni-base superalloy having one of the first to third characteristics.
  • Ni-base superalloy excellent in applicability to turbine blades or turbine vane parts of large gas turbines, having high creep strength and high structural stability in a high temperature environment is realized.
  • a large gas turbine component made from such a Ni-base superalloy will be provided.
  • FIG. 1 is a graph comparing the creep strengths of the Ni-base superalloy of the present invention and the conventional alloy CMSX-4 produced in Examples using Larson Miller diagrams.
  • Co replaces gamma-phase Ni to solid-solution strengthen the matrix and increase the high-temperature strength.
  • the content of Co is 5.0 to 10.0%. If it is less than 5 wt%, high creep strength cannot be expected. If the Co content exceeds 10 wt%, the amount of gamma prime is reduced and high creep strength cannot be expected.
  • Cr is necessary as an effective element for improving high-temperature corrosion resistance. Cr content is 3.
  • the Cr content is defined as 3. Owt% or more in the present invention is that if the content is less than 3. Owt%, the desired high-temperature corrosion resistance cannot be ensured.
  • the Cr content exceeds 5.0%, the gamma prime phase precipitates. In addition to being suppressed, harmful phases such as the ⁇ phase and the z phase are formed, and the high temperature strength decreases.
  • Mo is necessary as an effective element that shifts the lattice constant misfit to negative, forms a dense dislocation network at the interface between the gamma phase and the gamma prime phase, and improves the high-temperature creep strength. Mo content is 0.5-5.
  • A1 is required to be 4.5 wt% or more in order to form a gamma prime phase indispensable for improving high-temperature strength. However, if it exceeds 6. Owt%, coarse crystals called eutectic gamma prime form and creep strength decreases. Therefore, the content is 4.5-6.
  • Ta is an effective element that strengthens the gamma prime phase and improves the creep strength. Therefore, it is necessary to contain 5.0 to 8% Owt%. 8. Over Owt% promotes the formation of harmful phases, so the upper limit is 8. Owt 0 /.
  • Nb is an effective element that strengthens the gamma prime phase and improves the creep strength.
  • solid solution strengthening of the gamma prime phase is mainly performed by Ta, but the same function can be obtained by Nb.
  • the case where Nb is contained together has the advantage that the amount of solid solution can be increased.
  • the content exceeds 3. Owt%, the formation of harmful phases is promoted, so the content should be 3. Owt% or less.
  • Ti is an effective element that strengthens the gamma prime phase and improves the creep strength. Therefore, the Ti content needs to be 0.1-2. Owt%. If the content exceeds 2.Owt%, the formation of harmful phases is encouraged, so the upper limit is 2.
  • Re is an element that improves the hot corrosion resistance by solid solution strengthening of the gamma phase.
  • the content is 3. Owt% or less, the creep strength decreases.
  • the content exceeds 4.0%, the generation of TCP phases such as Re-Mo, Re-W, and Re Cr W is promoted and the creep strength decreases. 3.Over 0 4.
  • Ru is an element that improves the creep strength on the low temperature side.
  • the Ru content should be 0.2 to 4.0 wt%. If the content is less than 0.2 wt%, there will be no effect to prevent harmful phases 4.0 If it exceeds wt%, the creep strength decreases.
  • Hf has an effect of improving the acid resistance, it is effective to add it to the Ni-base superalloy of the present invention.
  • the content exceeds 0.2 wt%, the formation of a harmful phase is promoted, so the content needs to be 0.01 -0.2 wt%.
  • the second invention defines a more preferable composition range of the Ni-base superalloy.
  • Cr 4.0- 5.
  • Ni-base superalloy of the first or second invention described above further contains the following specific elements.
  • V has the effect of improving the creep strength on the low temperature side, it is effective to add V to the Ni-based alloy of the present invention. However, if the added amount exceeds 0.5 wt%, the formation of a harmful phase is promoted, so the added amount needs to be 0.5 wt% or less.
  • Zr has the effect of improving the grain boundary strength, it is effective to add calorie to the Ni-base superalloy of the present invention. However, if the added amount exceeds 0.1 lwt%, the formation of a harmful phase is promoted, so the added amount needs to be 0.1 lwt% or less.
  • Si has the effect of improving the acid resistance, it is effective to add it to the Ni-base superalloy of the present invention. However, if the added amount exceeds 0.1 lwt%, the formation of a harmful phase is promoted, so the added amount must be 0.1 lwt% or less.
  • C has the effect of generating carbides at the grain boundaries and improving the creep strength, so it is effective to add C to the Ni-base superalloy of the present invention. However, if the addition amount exceeds 0.05 wt%, the carbide amount becomes excessive and the alloy becomes brittle, so the addition amount must be 0.05 wt% or less.
  • B Since B has an effect of improving the strength by praying to the grain boundaries, it is effective to add B to the Ni-base superalloy of the present invention. However, if the added amount exceeds 0.02 wt%, the melting point is lowered, so the added amount must be 0.02 wt% or less.
  • Y Since Y has an effect of improving the acid resistance, it is effective to add it to the Ni-base superalloy of the present invention. However, when the added amount exceeds 0.2 wt%, the acid resistance decreases. Therefore, it is necessary to keep the amount of applied force below 0.2 wt%.
  • La has an effect of improving acid resistance, it is effective to add it to the Ni-based alloy of the present invention. However, if the added amount exceeds 0.2 wt%, the acid resistance is lowered, so the added amount must be 0.2 wt% or less.
  • Ce has an effect of improving acid resistance, and therefore it is effective to add it to the Ni-base superalloy of the present invention. However, if the added amount exceeds 0.2 wt%, the acid resistance is lowered, so the applied amount must be 0.2 wt% or less.
  • the Ni-base superalloy of the present invention having the chemical composition as described above can be manufactured by forging.
  • a Ni-base superalloy can be produced as a polycrystalline alloy, a unidirectionally solidified alloy or a single crystal alloy by, for example, a normal forging method, a unidirectional solidification method or a single crystal solidification method.
  • the ordinary forging method is basically a method for forging using an ingot adjusted to a desired chemical composition.
  • the unidirectional solidification method is a method of forging using an ingot prepared with a desired chemical composition, but the mold temperature is heated to about 1500 ° C or higher, which is the solidification temperature of the superalloy.
  • the single crystal solidification method is almost the same as the unidirectional solidification method, but a zigzag or spiral type selector part is provided before the desired product is solidified, and many crystals that have solidified in one direction are part of the selector part. To produce a desired product.
  • the Ni-base superalloy of the present invention can have high creep strength by heat treatment after fabrication.
  • Standard heat treatment is as follows. Pre-heat treatment at 1260-1300 ° C for 20 minutes-2 hours, followed by solution treatment at 1300-1350 ° C for 3-10 hours.
  • the primary aging treatment for gamma prime phase precipitation is performed in the temperature range of 1050-1150 ° C for 2-8 hours.
  • This 1-aging treatment can be combined with a coating treatment for heat resistance and oxidation resistance.
  • second aging treatment for the purpose of gamma prime phase stability is performed at 800-900 ° C for 10-24 hours, and then air-cooled. Each air cooling can be replaced by cooling under an inert gas.
  • High-temperature parts such as turbine blades or turbine vane parts of gas turbines are realized by the Ni-base superalloy manufactured by the above manufacturing method. [0039]
  • the present invention will be described in more detail with reference to Examples. Of course, the present invention is not limited to the following examples.
  • the Ni-based superalloy of the present invention was fabricated by single crystal solidification (Example composition: 4.5 wt% Cr, 7.5 wt% Co, 1.7 wt% Mo, 8.3 wt% W, 5.2 wt % Al, 6.2wt% Ta, 0.5w t% Ti, 0.1wt% Hf, 3.5wt% Re, 2.Owt% Ru, balance Ni)
  • solution treatment and aging treatment were performed.
  • the solution treatment was performed at 1300 ° C for 1 hour, then heated to 1320 ° C and held for 5 hours.
  • the first aging treatment was held for 4 hours at 1100 ° C
  • the second aging treatment was held for 20 hours at 870 ° C.
  • the creep strength was measured using the sample subjected to solution treatment and aging treatment in this way.
  • the temperature is 900. C, stress 392MPa and temperature 1000.
  • the time until the specimen ruptured under three conditions of C, stress of 245 MPa, temperature of 1100 ° C, and stress of 137 MPa was defined as the life. TCP deposition was not observed in the fractured metallographic structure.
  • Fig. 1 shows the results of the creep test of the prepared sample together with the conventional alloy.
  • Figure 1 shows the Larson Miller plot obtained from the creep test results (see, for example, Koichi Maruyama, Eiji Nakajima: High-temperature strength material science (published by Uchida Otsukuru), 1997, pp. 251-270) Organized and shown.
  • the Ni-base superalloy of the present invention has a higher creep strength than the conventional alloy CM SX-4.
  • Ni-base superalloy with excellent creep strength and high yarn and weave stability in a high-temperature environment with excellent applicability to turbine blades or turbine vane parts of large gas turbines has been realized.
  • Large gas turbine parts made from Ni-base superalloys are provided.

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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

明 細 書
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
技術分野
[0001] 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べ 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タリ 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。 背景技術
[0002] ガスタービンの高効率ィ匕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、普通铸造合金から、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。
[0003] 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°C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)、 P WA- 1484 (特許文献 5)、 Rene' N5 (特許文献 6)などがある。
[0004] 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力 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ィ匕の要請により 技術転用が図られている。
特許文献 1 :特開昭 59— 19032号公報
特許文献 2： US特許 5399313公報 特許文献 3：特開昭 53 - 146223号公報
特許文献 4： US特許 4643782公報
特許文献 5： US特許 4719080公報
特許文献 6：特開平 5— 59474号公報
特許文献 7：特開平 7— 138683号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0005] 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 (Topol ogically 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。し力しながら、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 、。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。
[0006] 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 N i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。
課題を解決するための手段
[0007] 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。
[0008] 第 1には、 Cr:3.0— 5. Owt%、 Co:5.0—10. Owt%、 Mo:0. 5— 3. Owt%、 W:8.0-10.0wt%、Ta:5.0— 8.0wt%、Nb:3. Owt%以下、 Al:4. 5— 6.0 wt%、Ti:0. 1-2.0wt%、Re:3.0超— 4. Owt%、Ru:0. 2—4. Owt%、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。
[0009] 第 2には、上記第 1の特徴において、 Cr:4.0— 5. Owt%、 Co: 7.0— 8. Owt%、 Mo:l. 2-2. 2wt%、W:8.0— 8. 8wt%、Ta:5. 7— 6. 7wt%、 Al:4. 8— 5.6 wt%、Ti:0. 2-0.8wt%、Re:3. 2— 3.8wt%、Ru:l. 5— 2. 5wt%である。 [0010] 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. 1 ％以 下、 V: 0. 5wt%以下、 B : 0. 02wt%以下、 Si: 0. lwt%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。
[0011] 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 铸造法、一方向凝固法または単結晶凝固法により铸造する。
[0012] 第 5には、上記第 4に特徴において、铸造後に、 1260— 1300°Cで 20分— 2時間 の予備熱処理を施し、次いで 1300— 1350°Cでの 3— 10時間の溶体化処理、さらに 、 1050 - 1150。Cでの 2— 8時間の 1次時効処理および 800 - 900。Cでの 10— 24 時間の 2次時効処理を施す。
[0013] 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。
発明の効果
[0014] 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!、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。
図面の簡単な説明
[0015] [図 1]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。
発明を実施するための最良の形態
[0016] 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. 0 ％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。
[0017] 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.
Figure imgf000005_0001
本発明において Crの含有量を 3. Owt%以上 と規定したのは、含有量が 3. Owt%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. 0 ％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; z相などの有害相が生成し、高温強度が低下する。
[0018] 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.
Figure imgf000006_0001
[0019] Wは、高温力 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. Owt%添加することが必要である。一方、含有量が 10. Owt %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.
Figure imgf000006_0002
[0020] A1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. Owt%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.
Figure imgf000006_0003
[0021] 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. Owt%の含有が必要である。 8. Owt%を超えると有害相の生成 が助長されるので、上限は 8. Owt0/ する。
[0022] 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、 N b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. Owt%を超えると有害相の生成が助長されるので、含有量は 3. Owt%以 下とする。
[0023] 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. Owt%である必要がある。含有量が 2. Owt%を 超えると有害相の生成が助長されるので、上限は 2.
Figure imgf000006_0004
[0024] 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. Owt%以下ではクリープ強度が低下し、 4. 0 ％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.
Figure imgf000006_0005
[0025] 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. 0 wt%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ぐ 4. 0 wt%を超えるとクリープ強度が低下する。
[0026] Hfは、耐酸ィ匕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。し力しながら、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。
[0027] 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. Owt%, Co : 7. 0— 8. Owt%、Mo : l. 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: l. 5- 2. 5wt%である。
[0028] 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。
[0029] 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。
[0030] 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基超合金に添カロ することが有効である。しかしながら、添加量が 0. lwt%を超えると有害相の生成を 助長するので、添加量は 0. lwt%以下とする必要がある。
[0031] Siは、耐酸ィ匕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。し力しながら、添加量が 0. lwt%を超えると有害相の生成を助長す るので、添力卩量は 0. lwt%以下とする必要がある。
[0032] 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。し力しながら、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ィ匕するので、添加量は 0. 05wt%以下と する必要がある。
[0033] Bは、結晶粒界に偏祈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。し力しながら、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。
[0034] Yは、耐酸ィ匕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。し力しながら、添加量が 0. 2wt%を超えるとかえつて耐酸ィ匕性を低下 させるので、添力卩量は 0. 2wt%以下とする必要がある。
[0035] Laは、耐酸ィ匕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。し力しながら、添加量が 0. 2wt%を超えるとかえつて耐酸ィ匕性を低下 させるので、添力卩量は 0. 2wt%以下とする必要がある。
[0036] Ceは、耐酸ィ匕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。し力しながら、添加量が 0. 2wt%を超えるとかえつて耐酸ィ匕性を低 下させるので、添力卩量は 0. 2wt%以下とする必要がある。
[0037] 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、铸造により製造する ことができる。そして、铸造に際しては、たとえば、普通铸造法、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。普通铸造法は、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铸造する方法である。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铸造する方法であるが、铸型温度を超合金の凝 固温度である約 1500°C以上に加熱しておき、超合金を铸込んだ後に、たとえばカロ 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一部を設け、一方向で凝固してきた多数 の結晶をセレクタ一部で一つの結晶にし、所望の品物を製造する方法である。
[0038] 本発明の Ni基超合金は、铸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°Cで 20分— 2時間の予備 熱処理を施した後、 1300— 1350°C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°C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ィ匕を目的とした 2次時効処理を 800— 900°C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。 [0039] 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 つて本発明が限定されることはない。
実施例
[0040] 単結晶凝固法による铸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. 5w t%Ti、 0. lwt%Hf、 3. 5wt%Re、 2. Owt%Ru、残部 Ni)の単結晶を製造し、 12 80°C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°Cに 1時間保持した後、 1320°Cまで昇温し、 5時間保持して行つ た。時効処理は、 1100°Cで 4時間保持する 1次時効処理と、その後の 870°C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っ 、てクリープ強度を測定し た。クリープ試験では、温度 900。C、応力 392MPaと温度 1000。C、応力 245MPa および温度 1100°C、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カゝつた。
[0041] 商用の Ni基単結晶合金 CMSX— 4と比較した。
[0042] 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。
[0043] 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 CM SX— 4に比べ，高 、クリープ強度を有して 、ることがわ力る。
産業上の利用可能性
[0044] 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糸且織安定性の高!ヽ Ni基超合金が実現 され、このような Ni基超合金カゝら作製された大型ガスタービン部品が提供される。

Claims

請求の範囲
[1] Cr:3.0-5. Owt%, Co :5.0— 10.0wt%、Mo:0.5— 3.0wt%、W:8.0—1 0.0wt%、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。
[2] Cr:4.0-5.0wt%, Co :7.0— 8.0wt%、Mo:l.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:l.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。
[3] さらに、 C:0.05wt%以下、 Zr:0. lwt%以下、 V:0.5wt%以下、 B:0.02wt% 以下、 Si:0. lwt%以下、 Y:0.2wt%以下、 La:0.2wt%以下、 Ce:0.2 ％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。
[4] 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、普通铸造法、一方向凝 固法または単結晶凝固法により铸造することを特徴とする Ni基超合金の製造方法。
[5] 铸造後に、 1260— 1300°Cで 20分— 2時間の予備熱処理を施し、次いで 1300— 1350。Cでの 3— 10時間の溶体ィ匕処理、さらに、 1050— 1150。Cでの 2— 8時間の 1 次時効処理および 800— 900°C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。
[6] 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。
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