JPH07247803A - タービンブレードの製造方法 - Google Patents
タービンブレードの製造方法Info
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- JPH07247803A JPH07247803A JP4213294A JP4213294A JPH07247803A JP H07247803 A JPH07247803 A JP H07247803A JP 4213294 A JP4213294 A JP 4213294A JP 4213294 A JP4213294 A JP 4213294A JP H07247803 A JPH07247803 A JP H07247803A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明の目的は、単結晶タ―ビンブレ―ドが
結晶粒界の存在下でも高温強度の低下が無く、健全で、
信頼性が高く、生産性に優れた単結晶タ―ビンブレ―ド
の製造方法を提供することにある。 【構成】 精密鋳造にて単結晶タ―ビンブレ―ド素材を
製造した後、タ―ビンブレ―ドの表面から結晶粒界を強
化するＣ，Ｂ，Ｚｒ，およびＨｆのいずれか１種、また
は複数の元素を拡散処理やイオン注入により侵入させ、
これらの元素を高温の拡散処理にて分散させるか、また
は物理的蒸着法やイオンプレ―ティング法などで表面に
付着した後、拡散処理により侵入、分散させることによ
り、精密鋳造時に形成した結晶粒界、亜粒界あるいはそ
の後の熱処理により生じた結晶粒界を強化する。
結晶粒界の存在下でも高温強度の低下が無く、健全で、
信頼性が高く、生産性に優れた単結晶タ―ビンブレ―ド
の製造方法を提供することにある。 【構成】 精密鋳造にて単結晶タ―ビンブレ―ド素材を
製造した後、タ―ビンブレ―ドの表面から結晶粒界を強
化するＣ，Ｂ，Ｚｒ，およびＨｆのいずれか１種、また
は複数の元素を拡散処理やイオン注入により侵入させ、
これらの元素を高温の拡散処理にて分散させるか、また
は物理的蒸着法やイオンプレ―ティング法などで表面に
付着した後、拡散処理により侵入、分散させることによ
り、精密鋳造時に形成した結晶粒界、亜粒界あるいはそ
の後の熱処理により生じた結晶粒界を強化する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、航空機エンジンやガス
タ―ビンに使用される信頼性の高い単結晶タ―ビンブレ
―ドの生産性に優れたタ―ビンブレ―ドの製造方法に関
する。
タ―ビンに使用される信頼性の高い単結晶タ―ビンブレ
―ドの生産性に優れたタ―ビンブレ―ドの製造方法に関
する。
【０００２】
【従来の技術】航空機エンジンやガスタ―ビンは高効率
化や高出力化のためにタ―ビン入口温度が高温化の傾向
にあり、これに伴い、それに使用される動翼にはより高
温での遠心力に耐える必要から、クリ―プ破断強度を初
めとする高温強度が、従来製造法によるＮｉ基合金の普
通鋳造タ―ビンブレ―ドよりも優れるＮｉ基合金の一方
向凝固合金や単結晶合金からなる動翼が使われるように
なってきた。特に、単結晶動翼は結晶粒界が全く無いこ
とから、結晶粒界の強化する炭素やほう素、ジルコニュ
ウムなどの微量元素を含まないために、溶体化温度を融
点の直下まで上昇でき、完全な溶体化処理ができるの
で、高温強度がより一層高められて、より高温のタ―ビ
ンブレ―ドには最適である。
化や高出力化のためにタ―ビン入口温度が高温化の傾向
にあり、これに伴い、それに使用される動翼にはより高
温での遠心力に耐える必要から、クリ―プ破断強度を初
めとする高温強度が、従来製造法によるＮｉ基合金の普
通鋳造タ―ビンブレ―ドよりも優れるＮｉ基合金の一方
向凝固合金や単結晶合金からなる動翼が使われるように
なってきた。特に、単結晶動翼は結晶粒界が全く無いこ
とから、結晶粒界の強化する炭素やほう素、ジルコニュ
ウムなどの微量元素を含まないために、溶体化温度を融
点の直下まで上昇でき、完全な溶体化処理ができるの
で、高温強度がより一層高められて、より高温のタ―ビ
ンブレ―ドには最適である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、単結晶
タ―ビンブレ―ドは、上記のように結晶粒界を強化する
微量元素を含まないために、結晶粒界が存在すると、そ
の結晶粒界は極端に弱いので、期待されるような優れた
高温強度が得られない。単結晶タ―ビンブレ―ドで結晶
粒界を形成する例としては、精密鋳造で方向凝固により
単結晶タ―ビンブレ―ドを製造する際に出易い異結晶の
成長による結晶粒界の形成や方向凝固時に成長するデン
ドライトのわずかな結晶成長方位のずれによる亜粒界
（低傾角粒界）などの結晶粒界や、タ―ビンブレ―ドの
精密鋳造後の高温の熱処理時に、タ―ビンブレ―ドのコ
―ナ―部や断面積が急激に変化するような応力集中部に
発生する再結晶と呼ばれる新結晶粒の形成が代表的であ
る。このため、単結晶タ―ビンブレ―ドを製造する際に
は上記のような結晶粒界の形成を完全に抑制しなければ
ならないために、精密鋳造ならびに方向凝固プロセスを
厳密に制御する必要があり、多大なコストがかかる。こ
のような厳密な制御を実施しても、実際には上記のよう
な結晶粒界の形成は完全には防止することは困難であ
り、結晶粒界あるいは亜粒界を含む単結晶タ―ビンブレ
―ド鋳造品は廃棄されなければならない。このため、製
品の歩留りは従来方法の普通鋳造によるタ―ビンブレ―
ドに比べて著しく悪くなり、コストの大幅な上昇と、単
結晶タ―ビンブレ―ドの信頼性を著しく損ねている。
タ―ビンブレ―ドは、上記のように結晶粒界を強化する
微量元素を含まないために、結晶粒界が存在すると、そ
の結晶粒界は極端に弱いので、期待されるような優れた
高温強度が得られない。単結晶タ―ビンブレ―ドで結晶
粒界を形成する例としては、精密鋳造で方向凝固により
単結晶タ―ビンブレ―ドを製造する際に出易い異結晶の
成長による結晶粒界の形成や方向凝固時に成長するデン
ドライトのわずかな結晶成長方位のずれによる亜粒界
（低傾角粒界）などの結晶粒界や、タ―ビンブレ―ドの
精密鋳造後の高温の熱処理時に、タ―ビンブレ―ドのコ
―ナ―部や断面積が急激に変化するような応力集中部に
発生する再結晶と呼ばれる新結晶粒の形成が代表的であ
る。このため、単結晶タ―ビンブレ―ドを製造する際に
は上記のような結晶粒界の形成を完全に抑制しなければ
ならないために、精密鋳造ならびに方向凝固プロセスを
厳密に制御する必要があり、多大なコストがかかる。こ
のような厳密な制御を実施しても、実際には上記のよう
な結晶粒界の形成は完全には防止することは困難であ
り、結晶粒界あるいは亜粒界を含む単結晶タ―ビンブレ
―ド鋳造品は廃棄されなければならない。このため、製
品の歩留りは従来方法の普通鋳造によるタ―ビンブレ―
ドに比べて著しく悪くなり、コストの大幅な上昇と、単
結晶タ―ビンブレ―ドの信頼性を著しく損ねている。
【０００４】本発明の目的は、単結晶タ―ビンブレ―ド
が結晶粒界の存在下でも高温強度の低下が無く、健全
で、信頼性が高く、生産性に優れた単結晶タ―ビンブレ
―ドの製造方法を提供することにある。
が結晶粒界の存在下でも高温強度の低下が無く、健全
で、信頼性が高く、生産性に優れた単結晶タ―ビンブレ
―ドの製造方法を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明のタ―ビンブレ―
ドの製造方法は、単結晶よりなるタ―ビンブレ―ドにお
いて、精密鋳造にて単結晶タ―ビンブレ―ド素材を製造
した後、タ―ビンブレ―ドの表面から結晶粒界を強化す
る炭素Ｃ，ほう素Ｂ，ジルコニュウムＺｒ，およびハフ
ニュウムＨｆのいずれか１種、または複数の元素を拡散
処理やイオン注入などの方法により侵入させ、これらの
元素を高温の拡散処理にて分散させるか、または物理的
蒸着法やイオンプレ―ティング法などで表面に付着した
後、拡散処理により侵入、分散させることにより、精密
鋳造時に形成した結晶粒界、亜粒界あるいはその後の熱
処理により生じた結晶粒界を強化することを特徴とす
る。
ドの製造方法は、単結晶よりなるタ―ビンブレ―ドにお
いて、精密鋳造にて単結晶タ―ビンブレ―ド素材を製造
した後、タ―ビンブレ―ドの表面から結晶粒界を強化す
る炭素Ｃ，ほう素Ｂ，ジルコニュウムＺｒ，およびハフ
ニュウムＨｆのいずれか１種、または複数の元素を拡散
処理やイオン注入などの方法により侵入させ、これらの
元素を高温の拡散処理にて分散させるか、または物理的
蒸着法やイオンプレ―ティング法などで表面に付着した
後、拡散処理により侵入、分散させることにより、精密
鋳造時に形成した結晶粒界、亜粒界あるいはその後の熱
処理により生じた結晶粒界を強化することを特徴とす
る。
【０００６】単結晶タ―ビンブレ―ドとしては、金属間
化合物Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ）のγ′相の微細析出により
強化されたＮｉ基合金、あるいはＣｏ基合金よりなるこ
とを特徴とする。
化合物Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ）のγ′相の微細析出により
強化されたＮｉ基合金、あるいはＣｏ基合金よりなるこ
とを特徴とする。
【０００７】そして、炭素Ｃ，ほう素Ｂ，ジルコニュウ
ムＺｒ，およびハフニュウムＨｆの各元素を、タ―ビン
ブレ―ドの表面から侵入、または付着させる方法とし
て、パック拡散法や溶融塩拡散法、気相合成法ＣＶＤ，
ＣＶＩなどの高温処理、イオン注入法などの高エネルギ
―注入法、物理的蒸着法ＰＶＤ、イオンプレ―ティング
法、メッキ法などの１種類、または複数の組み合わせに
よることを特徴とする。
ムＺｒ，およびハフニュウムＨｆの各元素を、タ―ビン
ブレ―ドの表面から侵入、または付着させる方法とし
て、パック拡散法や溶融塩拡散法、気相合成法ＣＶＤ，
ＣＶＩなどの高温処理、イオン注入法などの高エネルギ
―注入法、物理的蒸着法ＰＶＤ、イオンプレ―ティング
法、メッキ法などの１種類、または複数の組み合わせに
よることを特徴とする。
【０００８】さらに、炭素Ｃ，ほう素Ｂ，ジルコニュム
Ｚｒ，およびハフニュウムＨｆを単結晶タ―ビンブレ―
ドの表面に侵入させた後、1000℃から1150℃の間の温度
で拡散処理を行うことを特徴とする。
Ｚｒ，およびハフニュウムＨｆを単結晶タ―ビンブレ―
ドの表面に侵入させた後、1000℃から1150℃の間の温度
で拡散処理を行うことを特徴とする。
【０００９】このようにして製作された単結晶タ―ビン
ブレ―ドの結晶粒界を含む当該部において、 0.01 〜
0.08 重量％までの炭素Ｃと、 0.005〜 0.05 重量％の
ほう素Ｂ、 0.01 〜 0.08 重量％のジルコニュウムＺ
ｒ、 0.01 〜 0.5重量％のハフニュウムＨｆを含有する
ことを特徴とする。
ブレ―ドの結晶粒界を含む当該部において、 0.01 〜
0.08 重量％までの炭素Ｃと、 0.005〜 0.05 重量％の
ほう素Ｂ、 0.01 〜 0.08 重量％のジルコニュウムＺ
ｒ、 0.01 〜 0.5重量％のハフニュウムＨｆを含有する
ことを特徴とする。
【００１０】
【作用】これにより、単結晶タ―ビンブレ―ドの製造中
に結晶粒界を形成しても、高温強度の低下が無く、健全
で、信頼性が高く、生産性に優れた単結晶タ―ビンブレ
―ドの製造方法を提供することができる。
に結晶粒界を形成しても、高温強度の低下が無く、健全
で、信頼性が高く、生産性に優れた単結晶タ―ビンブレ
―ドの製造方法を提供することができる。
【００１１】
【実施例】本発明の製造方法および拡散熱処理と、その
結果として形成される結晶粒界強化のための構成元素の
添加量は、単結晶タ―ビンブレ―ドの生産性と高温強度
に着目して選択した。
結果として形成される結晶粒界強化のための構成元素の
添加量は、単結晶タ―ビンブレ―ドの生産性と高温強度
に着目して選択した。
【００１２】単結晶タ―ビンブレ―ドの製造過程におい
て形成される可能性のある結晶粒界あるいは亜粒界は方
向凝固による精密鋳造中、およびその後の溶体化処理と
呼ばれる高温の熱処理時である。溶体化処理は、侵入さ
せた炭素やホウ素、ジルコニュウム、ハフニュウムの各
元素を結晶粒界に均一に拡散する処理と兼用できる場合
がある。従って、ホウ素、ジルコニュウム、ハフニュウ
ムの粒界強化の元素を侵入させるのは方向凝固による精
密鋳造後が最適である。しかしながら、各元素を結晶粒
界に均一に拡散させるための処理が溶体化処理温度より
も低い方が好適の場合には溶体化処理の後に各元素を侵
入させる処理を行っても良い。
て形成される可能性のある結晶粒界あるいは亜粒界は方
向凝固による精密鋳造中、およびその後の溶体化処理と
呼ばれる高温の熱処理時である。溶体化処理は、侵入さ
せた炭素やホウ素、ジルコニュウム、ハフニュウムの各
元素を結晶粒界に均一に拡散する処理と兼用できる場合
がある。従って、ホウ素、ジルコニュウム、ハフニュウ
ムの粒界強化の元素を侵入させるのは方向凝固による精
密鋳造後が最適である。しかしながら、各元素を結晶粒
界に均一に拡散させるための処理が溶体化処理温度より
も低い方が好適の場合には溶体化処理の後に各元素を侵
入させる処理を行っても良い。
【００１３】炭素やホウ素、ジルコニュウム、ハフニュ
ウムの各元素を単結晶タ―ビンブレ―ドの表面より侵入
させる方法は、粉末パック法と呼ばれるパック拡散法や
拡散させる元素の塩による溶融塩拡散法、あるいは気相
合成法ＣＶＤ，ＣＶＩなどの拡散処理を同時に行う高温
処理法が、その後の各元素の拡散処理と兼用できるので
好適である。各元素に対する侵入方法は必ずしも同一方
法が可能ではないので、各元素に最適な処理法を組み合
わせて、所要の結晶粒界強化元素を侵入、拡散する。ま
た、イオン注入法などの高エネルギ―注入法は各元素を
単独、または重複してタ―ビンブレ―ド表面に侵入させ
ることができる。この場合には、所要の元素添加量が注
入により得られれれば、後の拡散熱処理を省略すること
ができる。さらに、まず単結晶タ―ビンブレ―ドの表面
に物理的蒸着法ＰＶＤやメッキ法により各元素を付着さ
せた後、拡散熱処理により表面より所要の深さまで各元
素を拡散、侵入させることもできる。各元素をタ―ビン
ブレ―ド表面から侵入させる方法としては、必要な各元
素を複数侵入させる場合には、必ずしも同一の方法であ
る必要はなく、各元素を最も効果的に、短時間の処理で
実施できる方法を組み合わせて行うことができる。ここ
では種々の方法のうち代表的な処理方法について述べた
が、ここに述べていない類似の方法も、単結晶タ―ビン
ブレ―ドの基材の高温強度を損ねない限り、勿論適用可
能である。
ウムの各元素を単結晶タ―ビンブレ―ドの表面より侵入
させる方法は、粉末パック法と呼ばれるパック拡散法や
拡散させる元素の塩による溶融塩拡散法、あるいは気相
合成法ＣＶＤ，ＣＶＩなどの拡散処理を同時に行う高温
処理法が、その後の各元素の拡散処理と兼用できるので
好適である。各元素に対する侵入方法は必ずしも同一方
法が可能ではないので、各元素に最適な処理法を組み合
わせて、所要の結晶粒界強化元素を侵入、拡散する。ま
た、イオン注入法などの高エネルギ―注入法は各元素を
単独、または重複してタ―ビンブレ―ド表面に侵入させ
ることができる。この場合には、所要の元素添加量が注
入により得られれれば、後の拡散熱処理を省略すること
ができる。さらに、まず単結晶タ―ビンブレ―ドの表面
に物理的蒸着法ＰＶＤやメッキ法により各元素を付着さ
せた後、拡散熱処理により表面より所要の深さまで各元
素を拡散、侵入させることもできる。各元素をタ―ビン
ブレ―ド表面から侵入させる方法としては、必要な各元
素を複数侵入させる場合には、必ずしも同一の方法であ
る必要はなく、各元素を最も効果的に、短時間の処理で
実施できる方法を組み合わせて行うことができる。ここ
では種々の方法のうち代表的な処理方法について述べた
が、ここに述べていない類似の方法も、単結晶タ―ビン
ブレ―ドの基材の高温強度を損ねない限り、勿論適用可
能である。
【００１４】当該領域での各元素の含有量はその効果と
有害性から以下の通りである。炭素Ｃは結晶粒界に存在
すること、および炭化物を析出して、粒界割れ抵抗を増
すために必要で、最低限 0.01 重量％はなければならな
いが、 0.08 重量％を越えると、結晶粒界ばかりでな
く、結晶内部にも炭化物を析出し、長時間使用中に凝集
・粗大化して、クリ―プ破断寿命や疲労寿命を低下する
ので、この範囲とする。
有害性から以下の通りである。炭素Ｃは結晶粒界に存在
すること、および炭化物を析出して、粒界割れ抵抗を増
すために必要で、最低限 0.01 重量％はなければならな
いが、 0.08 重量％を越えると、結晶粒界ばかりでな
く、結晶内部にも炭化物を析出し、長時間使用中に凝集
・粗大化して、クリ―プ破断寿命や疲労寿命を低下する
ので、この範囲とする。
【００１５】ホウ素Ｂは結晶粒界に存在して、粒界の結
合力を高める元素で、この効果を生じるには 0.005重量
％は必要である。しかし、多量に含有すると、ホウ化物
を形成して、疲労寿命に悪影響を及ぼすので、 0.05 重
量％以下にすべきである。
合力を高める元素で、この効果を生じるには 0.005重量
％は必要である。しかし、多量に含有すると、ホウ化物
を形成して、疲労寿命に悪影響を及ぼすので、 0.05 重
量％以下にすべきである。
【００１６】ジルコニュウムＺｒは結晶粒界に存在し
て、粒界を強化する。このためには、0.01 重量％は必
要であるが、過剰に含有すると、ジルコニュウム炭化物
のような化合物を形成して、延性を低下するとともに、
クリ―プ破断寿命も短くするので、 0.08 重量％が限度
である。
て、粒界を強化する。このためには、0.01 重量％は必
要であるが、過剰に含有すると、ジルコニュウム炭化物
のような化合物を形成して、延性を低下するとともに、
クリ―プ破断寿命も短くするので、 0.08 重量％が限度
である。
【００１７】ハフニュウムＨｆも同様に結晶粒界を強化
するに必要な元素であるが、炭素が存在する場合には、
ハフニュウム炭化物として有効には作用しなくなるの
で、 0.01 〜 0.5重量％が最適である。
するに必要な元素であるが、炭素が存在する場合には、
ハフニュウム炭化物として有効には作用しなくなるの
で、 0.01 〜 0.5重量％が最適である。
【００１８】以上の結晶粒界を強化するための各元素を
有効に作用させるには、必要があれば、タ―ビンブレ―
ドに各元素を侵入させた後、結晶粒界が存在している当
該領域に十分な深さで分散するように、高温で保持する
拡散のための熱処理を施すことができる。この場合、拡
散のための処理温度は、当該領域の深さと工業的な処理
時間とから決定するが、同時にタ―ビンブレ―ドの基材
の高温強度を損なうことがあってはならない。このため
には、拡散処理の温度は1000〜1150℃の範囲が最適であ
る。
有効に作用させるには、必要があれば、タ―ビンブレ―
ドに各元素を侵入させた後、結晶粒界が存在している当
該領域に十分な深さで分散するように、高温で保持する
拡散のための熱処理を施すことができる。この場合、拡
散のための処理温度は、当該領域の深さと工業的な処理
時間とから決定するが、同時にタ―ビンブレ―ドの基材
の高温強度を損なうことがあってはならない。このため
には、拡散処理の温度は1000〜1150℃の範囲が最適であ
る。
【００１９】タ―ビンブレ―ドを製造する際に、結晶粒
界が形成されることで高温強度が著しく悪影響を受ける
のは、Ｎｉ基合金の単結晶タ―ビンブレ―ドであるが、
これと類似の悪影響は一方向凝固柱状晶よりなるタ―ビ
ンブレ―ドでも生じる。すなわち、一方向凝固柱状晶タ
―ビンブレ―ドは応力が作用する方向と垂直方向の結晶
粒界をなくすように、翼の長手方向に沿って柱状晶を並
列に成長させているが、精密鋳造時やその後の高温の熱
処理時に単結晶タ―ビンブレ―ドと同様に新たな結晶粒
界や亜粒界を形成することが往々にしてある。一方向凝
固柱状晶では元来結晶粒界が存在しているので、本発明
に記載された結晶粒界強化の元素を含有しているが、そ
の量は必ずしも十分ではなく、新たな粒界が応力に対し
て垂直に位置に生じるクリ―プ破断強度を初めとする高
温強度が大幅に低下し、タ―ビンブレ―ドを廃棄しなれ
ばならなくなるのは単結晶の場合と同様である。それ
故、本発明になる製造方法は一方向凝固柱状晶よりなる
タ―ビンブレ―ドに対しても有効である。
界が形成されることで高温強度が著しく悪影響を受ける
のは、Ｎｉ基合金の単結晶タ―ビンブレ―ドであるが、
これと類似の悪影響は一方向凝固柱状晶よりなるタ―ビ
ンブレ―ドでも生じる。すなわち、一方向凝固柱状晶タ
―ビンブレ―ドは応力が作用する方向と垂直方向の結晶
粒界をなくすように、翼の長手方向に沿って柱状晶を並
列に成長させているが、精密鋳造時やその後の高温の熱
処理時に単結晶タ―ビンブレ―ドと同様に新たな結晶粒
界や亜粒界を形成することが往々にしてある。一方向凝
固柱状晶では元来結晶粒界が存在しているので、本発明
に記載された結晶粒界強化の元素を含有しているが、そ
の量は必ずしも十分ではなく、新たな粒界が応力に対し
て垂直に位置に生じるクリ―プ破断強度を初めとする高
温強度が大幅に低下し、タ―ビンブレ―ドを廃棄しなれ
ばならなくなるのは単結晶の場合と同様である。それ
故、本発明になる製造方法は一方向凝固柱状晶よりなる
タ―ビンブレ―ドに対しても有効である。
【００２０】また、単結晶および一方向柱状晶タ―ビン
ブレ―ドとしては、現在主として実用されているのは金
属間化合物Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ）のγ′相の微細析出に
より強化されたＮｉ基合金であるが、Ｎｉ基合金と同様
の高温用材料で、静止翼に使用されているＣｏ基合金よ
りなる単結晶および一方向凝固柱状晶タ―ビンブレ―ド
に対しても上記の製造方法は高温強度の確保と生産性の
面から適用できる。
ブレ―ドとしては、現在主として実用されているのは金
属間化合物Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ）のγ′相の微細析出に
より強化されたＮｉ基合金であるが、Ｎｉ基合金と同様
の高温用材料で、静止翼に使用されているＣｏ基合金よ
りなる単結晶および一方向凝固柱状晶タ―ビンブレ―ド
に対しても上記の製造方法は高温強度の確保と生産性の
面から適用できる。
【００２１】以下、本発明の実施例をもって説明する。
タ―ビンブレ―ド用Ｎｉ基単結晶合金からなる単結晶の
材料試験片１を高速凝固法により精密鋳造して製作し
た。ここに用いた単結使用合金の化学組成は表１の様
に、金属間化合物Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ）のγ′相の微細
析出により強化された合金で、炭素、ホウ素、ジルコニ
ュウム、ハフニュウムを含まない代表的なＮｉ基単結晶
合金である。
タ―ビンブレ―ド用Ｎｉ基単結晶合金からなる単結晶の
材料試験片１を高速凝固法により精密鋳造して製作し
た。ここに用いた単結使用合金の化学組成は表１の様
に、金属間化合物Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ）のγ′相の微細
析出により強化された合金で、炭素、ホウ素、ジルコニ
ュウム、ハフニュウムを含まない代表的なＮｉ基単結晶
合金である。
【００２２】
【表１】
【００２３】また、同時に一部に長手方向と横切る形で
結晶粒界を形成した双結晶試験片２を鋳造した。単結晶
試験片には精密鋳造の後、表面にアルミナ粒子によるブ
ラストを施して、その後1315℃で４時間の本単結晶合金
の標準の溶体化処理を施し、表面層に約 100μｍの深さ
の再結晶粒を含む試験片３を作製した。このようにして
準備した単結晶合金よりなる双結晶、または再結晶粒を
持つ単結晶合金試験片に、各種の方法で炭素、ホウ素、
ジルコニュウム、ハフニュウムを進入させ、適宜拡散熱
処理を施して、各元素を内部へ拡散させた。ここで、炭
素の侵入、拡散にはパック拡散法による浸炭処理を行
い、ホウ素に対しては溶融塩によるホウ化処理によっ
て、ホウ素を侵入させた。この後ジルコニュウムとハフ
ニュウムは物理的蒸着法ＰＶＤにより表面に付着させた
後、拡散熱処理を施して各元素の内部への拡散を助長し
た。拡散処理は、双結晶試験片２−１では1150℃で16時
間の保持により、また再結晶試験片３−１では1050℃
で、４時間の保持にて行った。また、双結晶試験片と再
結晶試験片には上記の他、炭素とホウ素のみを拡散、侵
入させた試験片も準備した。このようにして製造した本
発明になる単結晶合金試験片２−１，２−２と３−１，
３−２を用いて無処理試験片とともにクリ―プ破断試験
を行った。その結果をまとめて表２に示す。
結晶粒界を形成した双結晶試験片２を鋳造した。単結晶
試験片には精密鋳造の後、表面にアルミナ粒子によるブ
ラストを施して、その後1315℃で４時間の本単結晶合金
の標準の溶体化処理を施し、表面層に約 100μｍの深さ
の再結晶粒を含む試験片３を作製した。このようにして
準備した単結晶合金よりなる双結晶、または再結晶粒を
持つ単結晶合金試験片に、各種の方法で炭素、ホウ素、
ジルコニュウム、ハフニュウムを進入させ、適宜拡散熱
処理を施して、各元素を内部へ拡散させた。ここで、炭
素の侵入、拡散にはパック拡散法による浸炭処理を行
い、ホウ素に対しては溶融塩によるホウ化処理によっ
て、ホウ素を侵入させた。この後ジルコニュウムとハフ
ニュウムは物理的蒸着法ＰＶＤにより表面に付着させた
後、拡散熱処理を施して各元素の内部への拡散を助長し
た。拡散処理は、双結晶試験片２−１では1150℃で16時
間の保持により、また再結晶試験片３−１では1050℃
で、４時間の保持にて行った。また、双結晶試験片と再
結晶試験片には上記の他、炭素とホウ素のみを拡散、侵
入させた試験片も準備した。このようにして製造した本
発明になる単結晶合金試験片２−１，２−２と３−１，
３−２を用いて無処理試験片とともにクリ―プ破断試験
を行った。その結果をまとめて表２に示す。
【００２４】
【表２】
【００２５】表２から明かな様に、単結晶合金に結晶粒
界が含まれると、クリ―プ破断寿命は数分の一から、十
数分の一まで著しく低下する。これに対して、本発明に
なる結晶粒界を含む単結晶試験片２−１，３−１ではそ
の低下は非常に小さく、その効果は明白である。また、
試験片２−２，３−２のように結晶粒界強化元素のすべ
てを含有しない場合でもクリ―プ破断寿命の低下は実用
上問題にならない程度に縮小されており、本発明の製造
法の効果が十分に認められる。
界が含まれると、クリ―プ破断寿命は数分の一から、十
数分の一まで著しく低下する。これに対して、本発明に
なる結晶粒界を含む単結晶試験片２−１，３−１ではそ
の低下は非常に小さく、その効果は明白である。また、
試験片２−２，３−２のように結晶粒界強化元素のすべ
てを含有しない場合でもクリ―プ破断寿命の低下は実用
上問題にならない程度に縮小されており、本発明の製造
法の効果が十分に認められる。
【００２６】次に、単結晶タ―ビンブレ―ドに本発明に
なる製造方法を適用した。図１は、一般的なガスタ―ビ
ンブレ―ドの外観を示したもので、有効部１、プラット
ホ―ム部２、植込部３からなっている。この有効部に上
記と同様のアルミナブラストとその後の溶体化処理によ
り再結晶粒を作った。このタ―ビンブレ―ドに、まず炭
素を浸炭法により炭素を拡散浸透した。その後、溶融塩
法のホウ化処理によりホウ素を所定量拡散させた。引き
続き、ジルコニュウムとハフニュウムをイオンプレ―テ
ィング法により表層にコ―ティングし、1080℃で８時間
の拡散処理を施して、ジルコニュウムとハフニュウムを
内部に拡散するとともに、炭素とホウ素の均一化を行っ
た。このようにして製造したタ―ビンブレ―ド有効部よ
り、図２に示したように、表層を含むように板状の試験
片４を採取した。これを単結晶のままタ―ビンブレ―ド
から切りだした試験片、および再結晶を含むが本製造法
を適用ていない切り出し板試験片とともにクリ―プ破断
試験を行い、表３の様に本発明になる製造法で製造した
タ―ビンブレ―ドでは再結晶粒が存在していても、クリ
―プ破断寿命は、健全な単結晶タ―ビンブレ―ドから切
り出された試験片と同等の寿命を持つことが確認され
た。
なる製造方法を適用した。図１は、一般的なガスタ―ビ
ンブレ―ドの外観を示したもので、有効部１、プラット
ホ―ム部２、植込部３からなっている。この有効部に上
記と同様のアルミナブラストとその後の溶体化処理によ
り再結晶粒を作った。このタ―ビンブレ―ドに、まず炭
素を浸炭法により炭素を拡散浸透した。その後、溶融塩
法のホウ化処理によりホウ素を所定量拡散させた。引き
続き、ジルコニュウムとハフニュウムをイオンプレ―テ
ィング法により表層にコ―ティングし、1080℃で８時間
の拡散処理を施して、ジルコニュウムとハフニュウムを
内部に拡散するとともに、炭素とホウ素の均一化を行っ
た。このようにして製造したタ―ビンブレ―ド有効部よ
り、図２に示したように、表層を含むように板状の試験
片４を採取した。これを単結晶のままタ―ビンブレ―ド
から切りだした試験片、および再結晶を含むが本製造法
を適用ていない切り出し板試験片とともにクリ―プ破断
試験を行い、表３の様に本発明になる製造法で製造した
タ―ビンブレ―ドでは再結晶粒が存在していても、クリ
―プ破断寿命は、健全な単結晶タ―ビンブレ―ドから切
り出された試験片と同等の寿命を持つことが確認され
た。
【００２７】
【表３】 図１は本発明になるタ―ビンブレ―ドから切り出された
試験片の結晶粒界近傍の元素分布をＥＰＭＡにより分析
した結果である。この分析結果からわかるように、元来
本単結晶合金には不可避的不純物の程度しか存在してい
ない炭素やホウ素、あるいはジルコニュウム、ハフニュ
ウムが所定の濃度で侵入、拡散し、結晶粒界を強化して
いることがわかる。
試験片の結晶粒界近傍の元素分布をＥＰＭＡにより分析
した結果である。この分析結果からわかるように、元来
本単結晶合金には不可避的不純物の程度しか存在してい
ない炭素やホウ素、あるいはジルコニュウム、ハフニュ
ウムが所定の濃度で侵入、拡散し、結晶粒界を強化して
いることがわかる。
【００２８】
【発明の効果】本発明の製造法は、結晶粒界を含んでい
る場合でも実用上単結晶タ―ビンブレ―ドとして十分な
高温強度を持ち、しかも生産性の良い製造方法を提供で
きる。
る場合でも実用上単結晶タ―ビンブレ―ドとして十分な
高温強度を持ち、しかも生産性の良い製造方法を提供で
きる。
【図１】本発明により製造されたタ―ビンブレ―ド中の
結晶粒界強化元素の分析結果を示す特性図
結晶粒界強化元素の分析結果を示す特性図
【図２】タ―ビンブレ―ドの斜視図
１ 有効部 ２ プラットホ―ム ３ 植え込み部 ４ クリ―プ試験片
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｆ０１Ｄ 5/14 Ｆ０２Ｃ 7/00 Ｄ
Claims (5)
- 【請求項１】 単結晶よりなるタ―ビンブレ―ドの製造
方法において、精密鋳造にて単結晶タ―ビンブレ―ド素
材を製造した後、タ―ビンブレ―ドの表面から結晶粒界
を強化する炭素Ｃ，ほう素Ｂ，ジルコニュウムＺｒ，お
よびハフニュウムＨｆのいずれか１種、または複数の元
素を拡散処理やイオン注入により侵入させ、これらの元
素を高温の拡散処理にて分散させるか、または物理的蒸
着法やイオンプレ―ティング法などで表面に付着した
後、拡散処理により侵入、分散させることにより、精密
鋳造時に形成した結晶粒界、亜粒界あるいはその後の熱
処理により生じた結晶粒界を強化することを特徴とする
タ―ビンブレ―ドの製造方法。 - 【請求項２】 単結晶よりなるタ―ビンブレ―ドは、金
属間化合物Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ）のγ′相の微細析出に
より強化されたＮｉ基合金よりなることを特徴とする請
求項１に記載のタ―ビンブレ―ドの製造方法。 - 【請求項３】 炭素Ｃ，ほう素Ｂ，ジルコニュウムＺ
ｒ，およびハフニュウムＨｆの各元素を、タ―ビンブレ
―ドの表面から侵入、または付着させる方法として、パ
ック拡散法や溶融塩拡散法、気相合成法などの高温処
理、イオン注入法などの高エネルギ―注入法、物理的蒸
着法、イオンプレ―ティング法、メッキ法などの１種
類、または複数の組み合わせによることを特徴とする請
求項１に記載のタ―ビンブレ―ドの製造方法。 - 【請求項４】 炭素Ｃ，ほう素Ｂ，ジルコニュムＺｒ，
およびハフニュウムＨｆを単結晶タ―ビンブレ―ドの表
面から侵入させた後、1000℃から1150℃の間の温度で拡
散処理を行うことを特徴とする請求項１に記載のタ―ビ
ンブレ―ドの製造方法。 - 【請求項５】 最終的に単結晶よりなるタ―ビンブレ―
ドの結晶粒界を含む当該部において、 0.01 〜 0.08 重
量％までの炭素Ｃと、 0.005〜 0.05 重量％のほう素
Ｂ、 0.01 〜 0.08 重量％のジルコニュウムＺｒ、 0.0
1 〜 0.5重量％のハフニュウムＨｆを含有することを特
徴とする請求項１に記載のタ―ビンブレ―トの製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4213294A JPH07247803A (ja) | 1994-03-14 | 1994-03-14 | タービンブレードの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4213294A JPH07247803A (ja) | 1994-03-14 | 1994-03-14 | タービンブレードの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07247803A true JPH07247803A (ja) | 1995-09-26 |
Family
ID=12627419
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4213294A Pending JPH07247803A (ja) | 1994-03-14 | 1994-03-14 | タービンブレードの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07247803A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003293164A (ja) * | 2002-03-29 | 2003-10-15 | Tocalo Co Ltd | Ｎｉ基高温強度部材およびその製造方法 |
| JP2005133206A (ja) * | 2003-10-07 | 2005-05-26 | General Electric Co <Ge> | Ｓｒｚの形成に対して安定化された被覆超合金の製造方法 |
| JP2008524446A (ja) * | 2004-12-15 | 2008-07-10 | アイオワ・ステイト・ユニバーシティ・リサーチ・ファウンデイション・インコーポレイテッド | 白金金属で改質されたγ−Ｎｉ＋γ’−Ｎｉ３Ａｌ合金組成物と反応性元素を含有する耐高温性コーティングの製造方法 |
| US8334056B2 (en) | 2003-05-16 | 2012-12-18 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | High-temperature coatings with Pt metal modified γ-Ni + γ′-Ni3Al alloy compositions |
| US8821654B2 (en) | 2008-07-15 | 2014-09-02 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | Pt metal modified γ-Ni+γ′-Ni3Al alloy compositions for high temperature degradation resistant structural alloys |
| JP2019524983A (ja) * | 2016-06-10 | 2019-09-05 | サフラン | ハフニウムを含まないニッケル系単結晶超合金部品を腐食及び酸化から保護する方法 |
-
1994
- 1994-03-14 JP JP4213294A patent/JPH07247803A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003293164A (ja) * | 2002-03-29 | 2003-10-15 | Tocalo Co Ltd | Ｎｉ基高温強度部材およびその製造方法 |
| US8334056B2 (en) | 2003-05-16 | 2012-12-18 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | High-temperature coatings with Pt metal modified γ-Ni + γ′-Ni3Al alloy compositions |
| JP2005133206A (ja) * | 2003-10-07 | 2005-05-26 | General Electric Co <Ge> | Ｓｒｚの形成に対して安定化された被覆超合金の製造方法 |
| JP2008524446A (ja) * | 2004-12-15 | 2008-07-10 | アイオワ・ステイト・ユニバーシティ・リサーチ・ファウンデイション・インコーポレイテッド | 白金金属で改質されたγ−Ｎｉ＋γ’−Ｎｉ３Ａｌ合金組成物と反応性元素を含有する耐高温性コーティングの製造方法 |
| US8821654B2 (en) | 2008-07-15 | 2014-09-02 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | Pt metal modified γ-Ni+γ′-Ni3Al alloy compositions for high temperature degradation resistant structural alloys |
| JP2019524983A (ja) * | 2016-06-10 | 2019-09-05 | サフラン | ハフニウムを含まないニッケル系単結晶超合金部品を腐食及び酸化から保護する方法 |
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