WO2010082632A1 - Ｎｉ基単結晶超合金 - Google Patents

Ｎｉ基単結晶超合金 Download PDF

Info

Publication number
WO2010082632A1
WO2010082632A1 PCT/JP2010/050428 JP2010050428W WO2010082632A1 WO 2010082632 A1 WO2010082632 A1 WO 2010082632A1 JP 2010050428 W JP2010050428 W JP 2010050428W WO 2010082632 A1 WO2010082632 A1 WO 2010082632A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
single crystal
strength
creep
tmf
Prior art date
Application number
PCT/JP2010/050428
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
原田　広史
忠晴 横川
裕 小泉
敏治 小林
正雄 坂本
京子 川岸
英隆 小熊
岡田　郁生
鳥越　泰治
正樹 種池
伊藤　栄作
正田　淳一郎
敬三 塚越
豪通 小薮
Original Assignee
独立行政法人物質・材料研究機構
三菱重工業株式会社
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 独立行政法人物質・材料研究機構, 三菱重工業株式会社 filed Critical 独立行政法人物質・材料研究機構
Priority to US13/144,748 priority Critical patent/US8900512B2/en
Priority to CN2010800045549A priority patent/CN102282276B/zh
Priority to EP10731301.7A priority patent/EP2381000B1/en
Priority to CA2749755A priority patent/CA2749755C/en
Publication of WO2010082632A1 publication Critical patent/WO2010082632A1/ja

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
    • 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%
    • 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
    • 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
    • C22F1/02—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working in inert or controlled atmosphere or vacuum
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/52—Alloys
    • 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
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
    • Y02T50/00—Aeronautics or air transport
    • Y02T50/60—Efficient propulsion technologies, e.g. for aircraft

Definitions

  • the present invention relates to a Ni-based single crystal superalloy.
  • the turbine blade rotates at a high speed at the same time as being exposed to high-temperature combustion gas, so it must withstand high stress due to centrifugal force.
  • the creep characteristics at high temperature are also TMF. Equally important.
  • Patent Documents 1 and 2 Ni-base superalloys aimed at heat fatigue resistance are known (Patent Documents 1 and 2).
  • Patent Document 3 the Ni-base superalloy having excellent creep characteristics (Patent Document 3) is used in many high-temperature devices.
  • Ni-based superalloys with superior thermal fatigue characteristics, creep characteristics, and resistance to sulfidation corrosion is desired.
  • the creep characteristics at 900 ° C./392 MPa are 600 hours or more
  • the creep characteristics at 1000 ° C./245 MPa are 160 hours or more
  • the TMF characteristics are a temperature range: 400 to 900 ° C.
  • frequency 66 min / cycle waveform: triangular wave + trapezoidal wave
  • phase 200 times or more under anti-phase conditions
  • sulfidation corrosion resistance is 75% Na 2 SO 4 + 25% NaCl component salt heated to 900 ° C.
  • a specific target is that the weight loss of corrosion when immersed for a period of time is 0.001 mm or less.
  • the present invention is a Ni-based single crystal excellent in TMF characteristics, creep characteristics and sulfidation corrosion resistance, which is suitable as a high temperature member used under high temperature and high stress such as a turbine blade or turbine vane of a gas turbine for large power generation.
  • the challenge is to provide a superalloy.
  • the present invention has the following features.
  • 1st invention is the mass%, Co: 8-12%, Cr: 5 to 7.5% Mo: 0.2-1.2%, W: 5-7% Al: 5 to 6.5%, Ta: 8-12%, Hf: 0.01 to 0.2%, Re: 2-4%, Si: 0.005 to 0.1% And the balance is a single crystal having a chemical composition composed of Ni and inevitable impurities.
  • % By mass Co 8-11% Cr: 5-7%, Mo: 0.2-1%, W: 5.5-7% Al: 5-6%, Ta: 9-12%, Hf: 0.05 to 0.2%, Re: 2.5-4%, Si: 0.005 to 0.08% And the balance is a single crystal having a chemical composition composed of Ni and inevitable impurities.
  • % By mass Co 8-10% Cr: 6-7%, Mo: 0.5 to 1%, W: 5.5-6.5% Al: 5-6%, Ta: 9-11%, Hf: 0.05 to 0.15%, Re: 2.5-3.5% Si: 0.005 to 0.08% And the balance is a single crystal having a chemical composition composed of Ni and inevitable impurities.
  • Ni-based single crystal superalloy excellent in TMF characteristics, creep characteristics, and sulfidation corrosion resistance is provided, and this Ni-based single crystal alloy is used for high temperature such as turbine blades and turbine vanes of large-scale power generation gas turbines. -Suitable as a high temperature member used under high stress.
  • the reason for limiting the chemical composition in the Ni-based single crystal superalloy of the present invention is as follows.
  • Co is an element that replaces gamma-phase Ni and strengthens the matrix by solid solution.
  • it is an element that has the effect of expanding the solution temperature range by lowering the gamma prime solvus temperature and improving the heat treatment characteristics.
  • the content is 8 to 12% by mass. When it is less than 8% by mass, the solution temperature range is small, and when it is more than 12% by mass, the gamma prime amount is decreased, and the strength is lowered.
  • the Co content is preferably 8 to 11%, more preferably 8 to 10%.
  • the Cr is an element that improves high temperature corrosion resistance.
  • the content is 5 to 7.5% by mass. If it is less than 5% by mass, the corrosion resistance is lowered, and if it exceeds 7.5% by mass, a harmful phase is formed and the high temperature strength is lowered.
  • the Cr content is preferably 5 to 7%, more preferably 6 to 7%.
  • Mo is an element that promotes the raft effect, which is one of the strengthening mechanisms at high temperatures, with negative gamma / gamma prime misfit.
  • the content is 0.2 to 1.2% by mass.
  • Mo is dissolved in the substrate to increase the high temperature strength, and contributes to the high temperature strength by precipitation hardening. When the amount is less than 0.2% by mass, the high temperature strength is lowered. When the amount exceeds 4% by mass, a harmful phase is generated and the high temperature strength is lowered.
  • the Mo content is preferably 0.2 to 1%, and more preferably 0.5 to 1%.
  • W like Mo
  • the content is 5 to 7% by mass. In order to obtain the required creep strength and TMF strength, at least 5% by mass is required, and addition exceeding 7% by mass generates a harmful phase and the strength is lowered.
  • the W content is preferably 5.5 to 7%, more preferably 5.5 to 6.5%.
  • Al combines with Ni to form an intermetallic compound represented by Ni3Al that constitutes the gamma prime phase that precipitates in the gamma matrix at a volume fraction of 50 to 70%, and has TMF strength and creep strength. To improve.
  • the content is 5 to 6.5% by mass. If the Al content is less than 5% by mass, the required TMF strength and creep strength cannot be obtained because the amount of gamma prime phase is small, and if the Al content exceeds 6.5% by mass, the required TMF strength and creep strength cannot be obtained.
  • the Al content is preferably 5 to 6%.
  • Ta is an effective element that strengthens the gamma prime phase and improves the creep strength.
  • the content is 8 to 12% by mass. If Ta is less than 8% by mass, the required TMF strength and creep strength cannot be obtained, and if it exceeds 12% by mass, the formation of a eutectic gamma prime phase is promoted and solution heat treatment becomes difficult.
  • the content of Ta is preferably 9 to 12%, more preferably 9 to 11%.
  • Hf Since Hf has the effect of improving the oxidation resistance, it is effective to add it as a chemical composition component.
  • the addition amount is 0.01 to 0.2% by mass. If Hf is less than 0.01% by mass, the effect of oxidation resistance cannot be obtained, and if it exceeds 0.2% by mass, the formation of a harmful phase is promoted, so the TMF strength and creep strength are lowered.
  • the amount of Hf added is preferably 0.05 to 0.2%, more preferably 0.05 to 0.15%.
  • Re Re dissolves in the gamma phase and improves high temperature strength by solid solution strengthening. Re also has the effect of improving corrosion resistance.
  • the addition amount is 2 to 4% by mass. If it is less than 2% by mass, the strength is lowered, and if it exceeds 4% by mass, the creep strength due to precipitation of the TCP phase is lowered.
  • the amount of Re added is preferably 2.5 to 4%, and more preferably 2.5 to 3.5%.
  • Si is an element effective for improving oxidation resistance.
  • the content is 0.005 to 0.1% by mass. If it is less than 0.005% by mass, the effect of oxidation resistance cannot be obtained. If it exceeds 0.1% by mass, the required creep strength cannot be obtained.
  • the Si content is preferably 0.005 to 0.08%.
  • Ni-based single crystal alloy of the present invention having the chemical composition as described above can be manufactured by the following process, for example.
  • the raw material having the above chemical composition is melted and cast to obtain a single crystal casting, and then the solution treatment, the primary aging treatment, and the secondary aging treatment are performed on the single crystal casting.
  • This Ni-based single crystal alloy is manufactured.
  • the solution treatment conditions include holding in a temperature range of 1250 to 1350 ° C. in a vacuum for 1 to 20 hours and then air cooling.
  • the conditions for the primary aging treatment include holding in a temperature range of 1000 to 1200 ° C. in a vacuum for 1 to 10 hours and then air cooling.
  • Examples of the conditions for the secondary aging treatment include holding in a temperature range of 850 to 900 ° C. in a vacuum for 15 to 30 hours and then air cooling.
  • the conditions adopted for each treatment are set to an appropriate one according to the chemical composition of the Ni-based single crystal superalloy.
  • a Ni-based superalloy having the chemical composition shown in Table 1 was melted and cast in a vacuum at a solidification rate of 200 mm / h to obtain a single crystal casting.
  • the obtained single crystal casting is preheated in vacuum at 1300 ° C. (10 ° C. unit; the same shall apply hereinafter) for 1 hour, then held at 1330 ° C. for 10 hours and then air-cooled, followed by solution treatment.
  • a primary aging treatment was performed in which air was cooled at 1100 ° C. for 4 hours in vacuum, and a secondary aging treatment in which air cooling was performed at 870 ° C. for 20 hours in vacuum.
  • the single crystal alloy casting was processed into a creep test piece having a parallel part diameter of 4 mm and a parallel part length of 20 mm, and a creep test was performed under the conditions of 900 ° C., 392 MPa, 1000 ° C., and 245 MPa.
  • the TMF test was performed by heating the test piece at a high frequency.
  • the temperature was varied from the lower limit of 400 ° C. to the upper limit of 900 ° C.
  • strain was added at ⁇ 0.64%, and the temperature variation and strain were linked.
  • the frequency was 66 min in one cycle
  • the waveform was a triangular wave, and was held for 60 minutes during compression.
  • These test conditions simulate the operating conditions of the gas turbine, and the turbine blade surface temperature was assumed to be 900 ° C. during steady state and 400 ° C. during stoppage. Further, the temperature raising / lowering speed is 166.7 ° C./min.
  • FIG. 3 a 75% Na 2 SO 4 + 25% NaCl component salt was heated and melted at 900 ° C., and the sample was immersed in the molten salt for 20 hours to conduct a sulfide corrosion test.
  • the vertical axis in FIG. 3 shows the sulfide corrosion weight loss in terms of length.
  • the alloy of the present invention has a creep property at 900 ° C./392 MPa of 600 hours or more, a creep property at 1000 ° C./245 MPa of 160 hours or more, a TMF property of 200 times or more under the above conditions, and a corrosion weight loss of 0 0.001 mm or less. It is confirmed that a Ni-based single crystal superalloy excellent in TMF characteristics, creep characteristics and sulfidation corrosion resistance is obtained.
  • Ni-based single crystal superalloy of the present invention is excellent in TMF characteristics, creep characteristics and sulfidation corrosion resistance, and is suitable as a high temperature member used under high temperature and high stress.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)

Abstract

　Ｎｉ基単結晶合金は、質量％で、　Ｃｏ：８～１２％、Ｃｒ：５～７．５％、Ｍｏ：０．２～１．２％、　Ｗ：５～７％、Ａｌ：５～６．５％、Ｔａ：８～１２％、　Ｈｆ：０．０１～０．２％、Ｒｅ：２～４％、Ｓｉ：０．００５～０．１％ を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、単結晶である。

Description

Ｎｉ基単結晶超合金
　本発明は、Ｎｉ基単結晶超合金に関する。
　Ｎｉ基超合金が、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の基材に使用される場合、初期のジェットエンジンではさほど燃焼ガス温度が高くなかったため、タービンブレードやタービンベーンは無冷却で使用されていた。しかし、近年のジェットエンジンなどに代表されるガスタービン機関では、出力および効率向上のために、タービンの入口ガス温度がより高温化されている。これにともない、特に大型発電用ガスタービンのタービンブレードやタービンベーンは、高温強度の保持のために、中空翼の構造を有し、翼内部を強制的に空気や蒸気を用いて冷却し、基材の温度上昇を防いでいる。このようなタービンブレードやタービンベーンでは、翼表面温度は900℃を超える一方、翼内部は600℃程度となっている。こうした翼表面と内部の温度差は、熱疲労（Thermo-mechanical fatigue：ＴＭＦ）を発生させる。
　また、特にタービンブレードは、高温の燃焼ガスにさらされるのと同時に、高速回転するため、遠心力による高い応力に耐えなければならず、この要求に対しては、高温でのクリープ特性もＴＭＦと同様に重要である。
　従来、耐熱疲労特性を目的にしたＮｉ基超合金が知られている（特許文献１、２）。また、クリープ特性の優れたＮｉ基超合金（特許文献３）は、多くの高温機器で使用実績が多い。
特許第２８４１９７０号公報 特許第３２１４３３０号公報 米国特許第４６４３７８２号公報
　近年のジェットエンジンやガスタービンの進歩にともない燃焼ガス温度が高温化される中、より優れた熱疲労特性とクリープ特性および耐硫化腐食に優れたＮｉ基超合金の出現が望まれている。
　そこで、本発明は、９００℃/３９２ＭＰaにおけるクリープ特性が６００時間以上、１０００℃/２４５ＭＰaにおけるクリープ特性が１６０時間以上、ＴＭＦ特性は、温度範囲：４００～９００℃の範囲、ひずみ範囲：±０．６４％、周波数６６min/サイクル、波形：三角波＋台形波、位相：逆位相の条件で２００回以上であり、かつ耐硫化腐食が、７５％Ｎａ２ＳＯ４＋２５％ＮａＣｌ成分の塩を９００℃に加熱し、２０時間浸漬したときの腐食減量が、０．００１ｍｍ以下であることを具体的な目標としている。
　そして、本発明は、大型発電用ガスタービン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高温部材として好適な、ＴＭＦ特性とクリープ特性および耐硫化腐食に優れたＮｉ基単結晶超合金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に、以下の特徴を有している。
　第１の発明は、質量％で、
　　　Ｃｏ：８～１２％、
　　　Ｃｒ：５～７．５％、
　　　Ｍｏ：０．２～１．２％、
　　　Ｗ：５～７％、
　　　Ａｌ：５～６．５％、
　　　Ｔａ：８～１２％、
　　　Ｈｆ：０．０１～０．２％、
　　　Ｒｅ：２～４％、
　　　Ｓｉ：０．００５～０．１％
を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、単結晶であることを特徴としている。
　第２の発明は、上記第１の発明の特徴において、
　質量％で、
　　　Ｃｏ：８～１１％、
　　　Ｃｒ：５～７％、
　　　Ｍｏ：０．２～１％、
　　　Ｗ：５．５～７％、
　　　Ａｌ：５～６％、
　　　Ｔａ：９～１２％、
　　　Ｈｆ：０．０５～０．２％、
　　　Ｒｅ：２．５～４％、
　　　Ｓｉ：０．００５～０．０８％
を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、単結晶であることを特徴としている。
　第３の発明は、上記第２の発明の特徴において、
　質量％で、
　　　Ｃｏ：８～１０％、
　　　Ｃｒ：６～７％、
　　　Ｍｏ：０．５～１％、
　　　Ｗ：５．５～６．５％、
　　　Ａｌ：５～６％、
　　　Ｔａ：９～１１％、
　　　Ｈｆ：０．０５～０．１５％、
　　　Ｒｅ：２．５～３．５％、
　　　Ｓｉ：０．００５～０．０８％
を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、単結晶であることを特徴としている。
　本発明によれば、ＴＭＦ特性とクリープ特性および耐硫化腐食に優れたＮｉ基単結晶超合金が提供され、このＮｉ基単結晶合金は、大型発電用ガスタービン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高温部材として好適である。
表１に示した化学組成を有する合金の９００℃/３９２ＭＰaでのクリープ特性とＴＭＦ特性（６０分の圧縮保持）を示した図である。 表１に示した化学組成を有する合金の１０００℃/２４５ＭＰaでのクリープ特性とＴＭＦ特性（６０分の圧縮保持）を示した図である。 実施例における本発明合金と比較合金６の硫化腐食試験の結果を示した図である。
　本発明のＮｉ基単結晶超合金における化学組成の限定の理由は、以下のとおりである。
　Ｃｏは、ガンマ相のＮｉと置換し、マトリックスを固溶強化する元素である。また、ガンマプライムソルバス温度を下げることにより溶体化温度幅を広げ、熱処理特性を向上させる効果のある元素である。含有量は、８～１２質量％とする。８質量％より少ないと溶体化温度幅が小さく、１２質量%より多いとガンマプライム量が少なくなり、強度を低下させる。Ｃｏの含有量は、好ましくは、８～１１％であり、より好ましくは、８～１０％である。
　Ｃｒは、高温耐食性を向上させる元素である。含有量は、５～７．５質量％とする。５質量%より少ないと耐食性を低下させ、７．５質量%を超えると有害相を生成し高温強度が低下する。Ｃｒの含有量は、好ましくは、５～７％であり、より好ましくは、６～７％である。
　Ｍｏは、ガンマ/ガンマプライムミスフィットを負として高温での強化メカニズムの一つであるラフト効果を促進させる元素である。含有量は、０．２～１．２質量％とする。Ｍｏは、素地中に固溶して高温強度を上昇させるとともに、析出硬化によって高温強度に寄与する。０．２質量％より少ないと高温強度が低下し、４質量％を超えると有害相を生成し高温強度が低下する。Ｍｏの含有量は、好ましくは、０．２～１％であり、より好ましくは、０．５～１％である。
　Ｗは、Ｍｏと同様に、固溶強化と析出硬化の作用がある。含有量は、５～７質量％とする。要求されるクリープ強度やＴＭＦ強度を得るには最低でも５質量％が必要であり、また、７質量％を超える添加は有害相を生成し、強度が低下する。Ｗの含有量は、好ましくは、５．５～７％であり、より好ましくは、５．５～６．５％である。
　Ａｌは、Ｎｉと化合し、ガンマ母相中に析出するガンマプライム相を構成するＮｉ３Ａｌで表される金属間化合物を、体積分率で５０～７０％の割合で形成し、ＴＭＦ強度およびクリープ強度を向上させる。含有量は、５～６．５質量％とする。Ａｌが５質量％より少ないとガンマプライム相量が少なく要求されるＴＭＦ強度およびクリープ強度が得られず、６．５質量％を超えても要求されるＴＭＦ強度およびクリープ強度が得られない。Ａｌの含有量は、好ましくは、５～６％である。
　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。含有量は、８～１２質量％とする。Ｔａが８質量％未満では要求されるＴＭＦ強度およびクリープ強度が得られず、１２質量％を超えると共晶ガンマプライム相の生成を促し、溶体化熱処理を困難にさせる。Ｔａの含有量は、好ましくは、９～１２％であり、より好ましくは、９～１１％である。
　Ｈｆは、耐酸化性を向上させる効果があるので、化学組成成分として添加することが有効である。添加量は、０．０１～０．２質量％とする。Ｈｆが０．０１質量％未満では耐酸化性の効果が得られず、０．２質量％を超えると有害相の生成を助長するのでＴＭＦ強度およびクリープ強度を低下させる。Ｈｆの添加量は、好ましくは、０．０５～０．２％であり、より好ましくは、０．０５～０．１５％である。
　Ｒｅは、ガンマ相に固溶し、固溶強化により高温強度を向上させる。またＲｅは耐食性を向上させる効果もある。一方、Ｒｅを多量に添加すると、高温時にＴＣＰ相が析出してＴＭＦ強度およびクリープ強度を低下させるおそれがある。そこで、添加量は、２～４質量％とする。２質量％未満では強度が低下し、４質量％を超える添加ではＴＣＰ相の析出によりのクリープ強度が低下する。Ｒｅの添加量は、好ましくは、２．５～４％であり、より好ましくは、２．５～３．５％である。
　Ｓｉは、耐酸化性を向上させるのに有効な元素である。含有量は、０．００５～０．１質量％とする。０．００５質量％未満では耐酸化性の効果が得られない。０．１質量％を超えると要求されるクリープ強度が得られない。Ｓｉの含有量は、好ましくは、０．００５～０．０８％である。
　上記のとおり化学組成を有する本発明のＮｉ基単結晶合金は、たとえば以下のようなプロセスによって製造することができる。
　上記化学組成を有する原料を溶解し、鋳造して単結晶鋳造物を得た後、この単結晶鋳造物に対して溶体化処理－１次時効処理－２次時効処理を施すことにより、本発明のＮｉ基単結晶合金は製造される。溶体化処理の条件としては、真空中において１２５０～１３５０℃の温度範囲に１～２０時間保持し、次いで空冷することが例示される。１次時効処理の条件としては、真空中において１０００～１２００℃の温度範囲に１～１０時間保持し、次いで空冷することが例示される。２次時効処理の条件としては、真空中において８５０～９００℃の温度範囲に１５～３０時間保持し、次いで空冷することが例示される。
　なお、各処理に採用される条件は、Ｎｉ基単結晶超合金の化学組成に応じて適当なものに設定される。
　以下に実施例を示す。
　なお、本発明は、実施例に限定されるものではない。
［実施例］
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
   　 
　表1に示した化学組成を有するＮｉ基超合金を、真空中において２００ｍｍ／ｈの凝固速度で溶解、鋳造して単結晶鋳造物を得た。次に、得られた単結晶鋳造物を真空中において１３００℃（１０℃単位。以下同じ）で１時間予熱した後、１３３０℃で１０時間保持してから空冷する溶体化処理を行い、その後、真空中において１１００℃で4時間保持してから空冷する１次時効処理と、真空中において８７０℃で２０時間保持してから空冷する２次時効処理とを行った。
　そして、単結晶合金鋳造物を平行部直径４ｍｍ、平行部長さ２０ｍｍのクリープ試験片に加工し、９００℃、３９２ＭＰａおよび１０００℃、２４５ＭＰａの条件でクリープ試験を行った。
　また、ＴＭＦ試験は高周波で試験片を加熱して実施した。ＴＭＦ試験において、温度を下限の４００℃から上限の９００℃まで変動させ、ひずみを±０．６４％で加え、温度変動とひずみとは連動させた。周波数は１サイクルで６６ｍｉｎ、波形は三角波であり、圧縮時に６０分保持した。これらの試験条件はガスタービンの運用条件を模擬するものであり、タービン翼表面温度が定常時９００℃、停止時４００℃と仮定して実施した。また、昇降温速度：１６６．７℃/ｍｉｎである。
　図１および図２にクリープ試験とＴＭＦ試験の結果を示した。
　図３には７５％Ｎａ２ＳＯ４＋２５％ＮａＣｌ成分の塩を９００℃に加熱溶融し、溶融した塩中に２０時間試料を浸漬して硫化腐食試験を実施した。図３図中の縦軸に硫化腐食減量を長さに換算して示した。
　以上の結果を表２にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明合金は、９００℃/３９２ＭＰaにおけるクリープ特性が６００時間以上、１０００℃/２４５ＭＰaにおけるクリープ特性が１６０時間以上であり、ＴＭＦ特性は、上記条件で２００回以上であり、かつ腐食減量が、０．００１ｍｍ以下である。ＴＭＦ特性とクリープ特性および耐硫化腐食に優れたＮｉ基単結晶超合金が得られていることが確認される。
　本発明のＮｉ基単結晶超合金は、ＴＭＦ特性とクリープ特性および耐硫化腐食に優れており、高温・高応力下で使用される高温部材として好適である。
　　　　　　　　　　　　

Claims (3)

  1. 質量％で、
    　　　Ｃｏ：８～１２％、
    　　　Ｃｒ：５～７．５％、
    　　　Ｍｏ：０．２～１．２％、
    　　　Ｗ：５～７％、
    　　　Ａｌ：５～６．５％、
    　　　Ｔａ：８～１２％、
    　　　Ｈｆ：０．０１～０．２％、
    　　　Ｒｅ：２～４％、
    　　　Ｓｉ：０．００５～０．１％
    を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、単結晶であることを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。
  2. 質量％で、
    　　　Ｃｏ：８～１１％、
    　　　Ｃｒ：５～７％、
    　　　Ｍｏ：０．２～１％、
    　　　Ｗ：５．５～７％、
    　　　Ａｌ：５～６％、
    　　　Ｔａ：９～１２％、
    　　　Ｈｆ：０．０５～０．２％、
    　　　Ｒｅ：２．５～４％、
    　　　Ｓｉ：０．００５～０．０８％
    を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、単結晶であることを特徴とする請求項１に記載のＮｉ基単結晶合金。
  3. 質量％で、
    　　　Ｃｏ：８～１０％、
    　　　Ｃｒ：６～７％、
    　　　Ｍｏ：０．５～１％、
    　　　Ｗ：５．５～６．５％、
    　　　Ａｌ：５～６％、
    　　　Ｔａ：９～１１％、
    　　　Ｈｆ：０．０５～０．１５％、
    　　　Ｒｅ：２．５～３．５％、
    　　　Ｓｉ：０．００５～０．０８％
    を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、単結晶であることを特徴とする請求項２に記載のＮｉ基単結晶合金。
PCT/JP2010/050428 2009-01-15 2010-01-15 Ｎｉ基単結晶超合金 WO2010082632A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US13/144,748 US8900512B2 (en) 2009-01-15 2010-01-15 Ni-based single crystal superalloy
CN2010800045549A CN102282276B (zh) 2009-01-15 2010-01-15 Ni基单晶超合金
EP10731301.7A EP2381000B1 (en) 2009-01-15 2010-01-15 Ni-based single crystal superalloy
CA2749755A CA2749755C (en) 2009-01-15 2010-01-15 Ni-based single crystal superalloy

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009006746A JP5439822B2 (ja) 2009-01-15 2009-01-15 Ｎｉ基単結晶超合金
JP2009-006746 2009-01-15

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2010082632A1 true WO2010082632A1 (ja) 2010-07-22

Family

ID=42339885

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2010/050428 WO2010082632A1 (ja) 2009-01-15 2010-01-15 Ｎｉ基単結晶超合金

Country Status (7)

Country Link
US (1) US8900512B2 (ja)
EP (1) EP2381000B1 (ja)
JP (1) JP5439822B2 (ja)
KR (1) KR101618649B1 (ja)
CN (1) CN102282276B (ja)
CA (1) CA2749755C (ja)
WO (1) WO2010082632A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010163659A (ja) * 2009-01-15 2010-07-29 National Institute For Materials Science Ｎｉ基単結晶超合金

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012027113A (ja) 2010-07-21 2012-02-09 Ricoh Co Ltd 投射光学系及び画像投射装置
EP2831283A4 (en) 2012-03-30 2015-11-04 Pacific Biosciences California METHODS AND COMPOSITION FOR SEQUENCING MODIFIED NUCLEIC ACIDS
JP6016016B2 (ja) 2012-08-09 2016-10-26 国立研究開発法人物質・材料研究機構 Ｎｉ基単結晶超合金
WO2015183955A2 (en) * 2014-05-27 2015-12-03 Questek Innovations Llc Highly processable single crystal nickel alloys
CN111235433B (zh) * 2020-01-16 2021-10-08 成都航宇超合金技术有限公司 用于制备镍基单晶叶片的籽晶合金

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4643782A (en) 1984-03-19 1987-02-17 Cannon Muskegon Corporation Single crystal alloy technology
JP2841970B2 (ja) 1991-10-24 1998-12-24 株式会社日立製作所 ガスタービン及びガスタービン用ノズル
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
JP3214330B2 (ja) 1996-01-26 2001-10-02 株式会社日立製作所 ガスタービン及び複合発電プラント
JP2002146460A (ja) * 2000-08-30 2002-05-22 National Institute For Materials Science 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
JP2004027361A (ja) * 2002-04-30 2004-01-29 Alstom (Switzerland) Ltd ニッケル基超合金
JP2006233965A (ja) * 2005-02-09 2006-09-07 General Electric Co <Ge> ガスタービンブレードの修理方法及びその方法によって修理されたガスタービンブレード

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA1212020A (en) * 1981-09-14 1986-09-30 David N. Duhl Minor element additions to single crystals for improved oxidation resistance
US4719080A (en) * 1985-06-10 1988-01-12 United Technologies Corporation Advanced high strength single crystal superalloy compositions
EP0560296B1 (en) * 1992-03-09 1998-01-14 Hitachi Metals, Ltd. Highly hot corrosion resistant and high-strength superalloy, highly hot corrosion resistant and high-strength casting having single crystal structure, gas turbine and combined cycle power generation system
WO1993024683A1 (en) * 1992-05-28 1993-12-09 United Technologies Corporation Oxidation resistant single crystal superalloy castings
WO1995030779A1 (en) * 1994-05-10 1995-11-16 United Technologies Corporation Method for improving oxidation and spalling resistance of diffusion aluminide coatings
DE69535574T2 (de) * 1995-09-18 2008-05-15 Howmet Corp., Greenwich Hochreine, enkristalline Superlegierung auf Nickelbasis
DE19624055A1 (de) * 1996-06-17 1997-12-18 Abb Research Ltd Nickel-Basis-Superlegierung
JP3820430B2 (ja) * 1998-03-04 2006-09-13 独立行政法人物質・材料研究機構 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
EP1184473B1 (en) 2000-08-30 2005-01-05 Kabushiki Kaisha Toshiba Nickel-base single-crystal superalloys, method of manufacturing same and gas turbine high temperature parts made thereof
WO2003080882A1 (fr) 2002-03-27 2003-10-02 National Institute For Materials Science Superalliage a base de ni solidifie de maniere directionnelle et superalliage a cristal unique a base de ni
US8353444B2 (en) * 2005-10-28 2013-01-15 United Technologies Corporation Low temperature diffusion braze repair of single crystal components
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

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4643782A (en) 1984-03-19 1987-02-17 Cannon Muskegon Corporation Single crystal alloy technology
JP2841970B2 (ja) 1991-10-24 1998-12-24 株式会社日立製作所 ガスタービン及びガスタービン用ノズル
JP3214330B2 (ja) 1996-01-26 2001-10-02 株式会社日立製作所 ガスタービン及び複合発電プラント
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
JP2002146460A (ja) * 2000-08-30 2002-05-22 National Institute For Materials Science 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
JP2004027361A (ja) * 2002-04-30 2004-01-29 Alstom (Switzerland) Ltd ニッケル基超合金
JP2006233965A (ja) * 2005-02-09 2006-09-07 General Electric Co <Ge> ガスタービンブレードの修理方法及びその方法によって修理されたガスタービンブレード

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2381000A4 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010163659A (ja) * 2009-01-15 2010-07-29 National Institute For Materials Science Ｎｉ基単結晶超合金

Also Published As

Publication number Publication date
KR101618649B1 (ko) 2016-05-09
EP2381000A1 (en) 2011-10-26
EP2381000A4 (en) 2015-02-25
EP2381000B1 (en) 2016-06-01
CN102282276A (zh) 2011-12-14
JP5439822B2 (ja) 2014-03-12
CA2749755A1 (en) 2010-07-22
US8900512B2 (en) 2014-12-02
JP2010163659A (ja) 2010-07-29
KR20110106352A (ko) 2011-09-28
CA2749755C (en) 2016-10-11
US20120014832A1 (en) 2012-01-19
CN102282276B (zh) 2013-09-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5663530B2 (ja) タービンブレード及びベーン用途向けのレニウムを含まない単結晶超合金
JP6016016B2 (ja) Ｎｉ基単結晶超合金
JPWO2007037277A1 (ja) 耐酸化性に優れたＮｉ基超合金
JP5439822B2 (ja) Ｎｉ基単結晶超合金
JP5235383B2 (ja) Ｎｉ基単結晶合金及び鋳物
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
KR101470069B1 (ko) 터빈 날개 및 베인 용도를 위한 저레늄 단결정 초합금
JP5526223B2 (ja) Ｎｉ基合金、並びにそれを用いたガスタービン動翼及び静翼
JP5876915B2 (ja) 高強度単結晶超合金
JP2007211273A (ja) 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
JP2010084166A (ja) ニッケル基合金及びそれを用いたガスタービン翼
JP2843476B2 (ja) 高耐食高強度超合金、高耐食高強度単結晶鋳造物、ガスタービンおよびコンバインドサイクル発電システム
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
JP4773303B2 (ja) 強度、耐食性、耐酸化特性に優れたニッケル基単結晶超合金及びその製造方法
JP2006045654A (ja) 凝固方向強度と結晶粒界強度の優れた一方向凝固用Ｎｉ基超合金、鋳造物およびガスタービン用高温部品
JP2011001590A (ja) Ｎｉ基超合金
JPH03277736A (ja) Ｔｉ―Ａｌ系軽量耐熱・耐酸化材料
JPH0770679A (ja) 高耐食高強度超合金、高耐食高強度単結晶鋳造物、ガスタービンおよびコンバインドサイクル発電システム
WO2017154809A1 (ja) Ｎｉ基一方向凝固合金
JP5396445B2 (ja) ガスタービン
CN117265333A (zh) 高温低周疲劳寿命长的镍基高温合金及其制备方法和应用
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
JPH03253531A (ja) 低比重Ｎｉ基単結晶耐熱合金

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201080004554.9

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 10731301

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20117015971

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2749755

Country of ref document: CA

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2010731301

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13144748

Country of ref document: US