JPH0765134B2 - 単結晶Ｎｉ基超耐熱合金 - Google Patents
単結晶Ｎｉ基超耐熱合金Info
- Publication number
- JPH0765134B2 JPH0765134B2 JP61135390A JP13539086A JPH0765134B2 JP H0765134 B2 JPH0765134 B2 JP H0765134B2 JP 61135390 A JP61135390 A JP 61135390A JP 13539086 A JP13539086 A JP 13539086A JP H0765134 B2 JPH0765134 B2 JP H0765134B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- alloy
- creep rupture
- single crystal
- alloys
- Prior art date
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- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は主としてガスタービンエンジンのブレードに用
いられる、クリープ破断強度及びクリープ破断延性の優
れた単結晶Ni基超耐熱合金に関するものである。
いられる、クリープ破断強度及びクリープ破断延性の優
れた単結晶Ni基超耐熱合金に関するものである。
一般に金属の高温での破壊は、結晶粒界で起こるため、
タービンブレードを結晶粒界の存在しない単結晶組織と
し、かつ適切な熱処理を行なうことにより、その高温で
のクリープ破断強度は大幅に向上する。この概念に基づ
き、ユナイテッドテクノロジー社より、 Alloy 444（米国特許第4,116,723号に記載）、 Alloy 454（米国特許第4,209,348号に記載）、 Alloy 203E（米国特許第4,222,794号に記載）、 エアリサーチ社より、 NASAIR100、 またキャノンマスケゴン社より、 CMSX−２（特開昭57−89451号に記載）、 CMSX−３（特開昭59−190342号に記載）、 等の単結晶専用Ni基超耐熱合金が開発された。
タービンブレードを結晶粒界の存在しない単結晶組織と
し、かつ適切な熱処理を行なうことにより、その高温で
のクリープ破断強度は大幅に向上する。この概念に基づ
き、ユナイテッドテクノロジー社より、 Alloy 444（米国特許第4,116,723号に記載）、 Alloy 454（米国特許第4,209,348号に記載）、 Alloy 203E（米国特許第4,222,794号に記載）、 エアリサーチ社より、 NASAIR100、 またキャノンマスケゴン社より、 CMSX−２（特開昭57−89451号に記載）、 CMSX−３（特開昭59−190342号に記載）、 等の単結晶専用Ni基超耐熱合金が開発された。
上記の単結晶合金は、従来の多結晶合金に比べると遥か
に優れたクリープ破断強度を有するが、まだ、成分バラ
ンス、組織制御等の点で十分とは言えない。例えばNASA
IR100は、α−Ｗ相やμ相などの有害相が析出し、クリ
ープ破断強度を低下させることが見出されている。α−
Ｗ相等の有害相の析出を防ぐためにはＷ、Mo、Ta等の添
加量を少なくすることが必要であるが、これらは合金強
化元素であるため必要以上に少なくするとクリープ破断
強度を低下させる。
に優れたクリープ破断強度を有するが、まだ、成分バラ
ンス、組織制御等の点で十分とは言えない。例えばNASA
IR100は、α−Ｗ相やμ相などの有害相が析出し、クリ
ープ破断強度を低下させることが見出されている。α−
Ｗ相等の有害相の析出を防ぐためにはＷ、Mo、Ta等の添
加量を少なくすることが必要であるが、これらは合金強
化元素であるため必要以上に少なくするとクリープ破断
強度を低下させる。
こうした合金元素の個々の添加量ならびに合金元素相互
の成分バランスについて、本発明者らはクリープ破断強
度を向上するべく詳細な検討を行なった結果、重量％で
Cr4〜10％、Al4〜6.5％、W4〜10％,Ta4〜９％、Mo1.5〜
６％、残部Ni及び不純物から成り、かつ1/2W＋1/2Ta＋M
o＝9.5〜13.5％であることを特徴とする単結晶合金が、
クリープ破断強度が優れ、かつ組織的に安定しているこ
とを見出し目的を達成した。前記合金について本出願人
は既に、特願昭60−258078号にて、特許出願中である。
の成分バランスについて、本発明者らはクリープ破断強
度を向上するべく詳細な検討を行なった結果、重量％で
Cr4〜10％、Al4〜6.5％、W4〜10％,Ta4〜９％、Mo1.5〜
６％、残部Ni及び不純物から成り、かつ1/2W＋1/2Ta＋M
o＝9.5〜13.5％であることを特徴とする単結晶合金が、
クリープ破断強度が優れ、かつ組織的に安定しているこ
とを見出し目的を達成した。前記合金について本出願人
は既に、特願昭60−258078号にて、特許出願中である。
ところで、タービンブレードの信頼性を高めるためには
クリープ破断強度のみならずクリープ破断延性が大きい
ことが要望される。
クリープ破断強度のみならずクリープ破断延性が大きい
ことが要望される。
前記合金は優れたクリープ破断強度を有しているが、ク
リープ破断伸びの点で必ずしも満足できる特性を具備し
ていないことがその後次第に明らかになってきた。
リープ破断伸びの点で必ずしも満足できる特性を具備し
ていないことがその後次第に明らかになってきた。
本発明者らは以上の要望に答えるべく前記合金について
更に検討を行なったもので、即ち本発明の目的は優れた
クリープ破断強度及びクリープ破断延性を兼備した単結
晶Ni基超耐熱合金を提供することにある。
更に検討を行なったもので、即ち本発明の目的は優れた
クリープ破断強度及びクリープ破断延性を兼備した単結
晶Ni基超耐熱合金を提供することにある。
本発明は、重量％でCr4〜10％、Al4〜6.5％、W4〜10
％、Ta4〜９％、Mo3〜６％、Co12％以下、残部Ni及び不
純物からなり、かつ1/2W＋1/2Ta＋Mo＝9.5〜13.5％であ
ることを特徴とする単結晶Ni基超耐熱合金である。
％、Ta4〜９％、Mo3〜６％、Co12％以下、残部Ni及び不
純物からなり、かつ1/2W＋1/2Ta＋Mo＝9.5〜13.5％であ
ることを特徴とする単結晶Ni基超耐熱合金である。
以下に本発明合金の成分限定理由について述べる。
Crは合金の耐酸化性、耐食性を向上させる作用を持つ
が、過度の添加はσ相などの有害析出相を生じクリープ
破断強度を低下させるため、４〜10％に限定する。
が、過度の添加はσ相などの有害析出相を生じクリープ
破断強度を低下させるため、４〜10％に限定する。
AlはNi基超耐熱合金を析出強化するγ′相と呼ばれる金
属間化合物を形成する主要元素である。γ′相は基本組
成はNi3Alで表わされるがAl以外でもTi、Ta、Ｗ、Moな
どを固溶することにより更に強化される。これらの元素
の作用は後述する。単結晶合金は通常体積率で50％以上
もの多量のγ′相を含むが、凝固終了時には共晶γ′相
と呼ばれる粗大γ′相が存在するので、これを母相（γ
相と呼ばれる。）中へ一旦固溶させるため高温で固溶化
処理を行なう。固溶化処理で固溶したγ′相は、冷却中
及びその後の時効処理により均一微細に析出することに
より合金を強化する。Alは４％未満ではγ′相の生成量
が十分でなく、また6.5％を越えるとγ′相が多過ぎ、
共晶γ′相を固溶化処理で完全に固溶させることができ
ないためクリープ破断強度は低下する。従ってAlは４〜
6.5％に限定する。
属間化合物を形成する主要元素である。γ′相は基本組
成はNi3Alで表わされるがAl以外でもTi、Ta、Ｗ、Moな
どを固溶することにより更に強化される。これらの元素
の作用は後述する。単結晶合金は通常体積率で50％以上
もの多量のγ′相を含むが、凝固終了時には共晶γ′相
と呼ばれる粗大γ′相が存在するので、これを母相（γ
相と呼ばれる。）中へ一旦固溶させるため高温で固溶化
処理を行なう。固溶化処理で固溶したγ′相は、冷却中
及びその後の時効処理により均一微細に析出することに
より合金を強化する。Alは４％未満ではγ′相の生成量
が十分でなく、また6.5％を越えるとγ′相が多過ぎ、
共晶γ′相を固溶化処理で完全に固溶させることができ
ないためクリープ破断強度は低下する。従ってAlは４〜
6.5％に限定する。
Ｗはγ相およびγ′相に固溶して、両相を強化する元素
であり最低４％は必要である。しかしながら過度の添加
はα−Ｗ相と呼ばれる相を析出し、却ってクリープ破断
強度を低下させる。従ってＷは４〜10％に限定する。
であり最低４％は必要である。しかしながら過度の添加
はα−Ｗ相と呼ばれる相を析出し、却ってクリープ破断
強度を低下させる。従ってＷは４〜10％に限定する。
Taは主として、γ′相に固溶してγ′相を強化すると共
にγ′相の量も増加させる。従って、Taは最低４％は必
要であるが、過度に添加すると共晶γ′相を固溶させる
ことが困難となり、またγ′相の形態も変化することに
よりクリープ破断強度は低下する。従ってTaは４〜９％
に限定する。
にγ′相の量も増加させる。従って、Taは最低４％は必
要であるが、過度に添加すると共晶γ′相を固溶させる
ことが困難となり、またγ′相の形態も変化することに
よりクリープ破断強度は低下する。従ってTaは４〜９％
に限定する。
Moは主としてγ相に固溶してγ相を強化するので好まし
くは３％以上必要であるが、過度の添加はα−Mo相を生
じてクリープ破断強度を低下させるため、３〜６％に限
定する。
くは３％以上必要であるが、過度の添加はα−Mo相を生
じてクリープ破断強度を低下させるため、３〜６％に限
定する。
以上述べたＷ、Ta、Moの３元素はそれぞれ異なった強化
作用を持つため、３元素を共に添加することが重要であ
る。本発明においてはこの３元素の添加量の合計を1/2W
＋1/2Ta＋Moという量で規定した。ここでＷ、Taをそれ
ぞれ1/2としたのは本発明が重量％よりも原子％によっ
て行なわれたことに基づく。1/2W＋1/2Ta＋Moが9.5％よ
り低いとγ、γ′両相の固溶強化は十分でなく、13.5％
より多いとα−（Ｗ、Mo）などの有害相が析出する。ま
た1/2W＋1/2Ta＋Moが13.5％以下であっても各元素の添
加量が規定する範囲以外の場合、α−（Ｗ、Mo）相が析
出することがある。これは、例えばＷの添加量が非常に
高く、Ta、Moが無添加あるいは添加量が低い場合に見ら
れるものであり、３元素を一定量以上共に添加すること
はα−（Ｗ、Mo）の析出を防止し、組織を安定化するこ
とからも重要である。
作用を持つため、３元素を共に添加することが重要であ
る。本発明においてはこの３元素の添加量の合計を1/2W
＋1/2Ta＋Moという量で規定した。ここでＷ、Taをそれ
ぞれ1/2としたのは本発明が重量％よりも原子％によっ
て行なわれたことに基づく。1/2W＋1/2Ta＋Moが9.5％よ
り低いとγ、γ′両相の固溶強化は十分でなく、13.5％
より多いとα−（Ｗ、Mo）などの有害相が析出する。ま
た1/2W＋1/2Ta＋Moが13.5％以下であっても各元素の添
加量が規定する範囲以外の場合、α−（Ｗ、Mo）相が析
出することがある。これは、例えばＷの添加量が非常に
高く、Ta、Moが無添加あるいは添加量が低い場合に見ら
れるものであり、３元素を一定量以上共に添加すること
はα−（Ｗ、Mo）の析出を防止し、組織を安定化するこ
とからも重要である。
前述のNASAIR100合金は、α−Ｗ相の析出が見られる
が、これはＷが10.5％とかなり高いことによるものであ
り、これを改良したCMSX−２合金は、Ｗを低め、代わり
にTaを増加することにより、α−Ｗの析出を抑えている
が、Ｗ、Ta、Moによる固溶強化はまだ十分でない。本発
明合金はＷ、Ta、Moの３元素のうち特にMoの添加量を従
来合金より高くし、各元素の個々ならびに総計の添加量
を規定することにより、α−（Ｗ、Mo）等の有害相を生
じない範囲でγ、γ′相の固溶強化を最大としたもので
ある。
が、これはＷが10.5％とかなり高いことによるものであ
り、これを改良したCMSX−２合金は、Ｗを低め、代わり
にTaを増加することにより、α−Ｗの析出を抑えている
が、Ｗ、Ta、Moによる固溶強化はまだ十分でない。本発
明合金はＷ、Ta、Moの３元素のうち特にMoの添加量を従
来合金より高くし、各元素の個々ならびに総計の添加量
を規定することにより、α−（Ｗ、Mo）等の有害相を生
じない範囲でγ、γ′相の固溶強化を最大としたもので
ある。
本発明の要点は、Coの添加によってクリープ破断伸びが
改善されることを見出したことにある。これは、Coの添
加により、合金の積層欠陥エネルギーが低下するからで
あると考えられる。しかしながら、過度のCo添加は合金
の耐酸化性を悪くするので、Coは12％以下と規定する。
改善されることを見出したことにある。これは、Coの添
加により、合金の積層欠陥エネルギーが低下するからで
あると考えられる。しかしながら、過度のCo添加は合金
の耐酸化性を悪くするので、Coは12％以下と規定する。
なお、従来の単結晶合金にはTiが添加されていることが
多い。Tiはγ′相に固溶し、γ′相の形成ならびに固溶
強化に役立つが、共晶γ′相をつくりやすく、かつ合金
の融点を下げるため、固溶化処理温度を十分高くするこ
とができず、共晶γ′相を固溶させることが困難であ
る。従って、本発明合金にはTiを無添加とした。
多い。Tiはγ′相に固溶し、γ′相の形成ならびに固溶
強化に役立つが、共晶γ′相をつくりやすく、かつ合金
の融点を下げるため、固溶化処理温度を十分高くするこ
とができず、共晶γ′相を固溶させることが困難であ
る。従って、本発明合金にはTiを無添加とした。
他の単結晶合金と同様、本発明合金においても、Ｃ、
Ｂ、Zr等は合金の初期溶融温度を低めるため、不純物レ
ベルに抑えることが必要である。
Ｂ、Zr等は合金の初期溶融温度を低めるため、不純物レ
ベルに抑えることが必要である。
第１表に本発明合金、比較合金および従来合金の特性を
比較するために用いた試料の化学成分、および温度1050
℃、応力15.0kgf/mm2で行なったクリープ破断試験結果
における破断時間およびクリープ破断伸びを示す。な
お、クリープ破断試験に用いた試料は単結晶に鋳造後、
以下の熱処理を行なった。すなわち、本発明合金および
比較合金はすべて1310〜1345℃で４時間加熱後空冷、さ
らに1080℃で５時間加熱後空冷、さらに870℃で20時間
加熱後空冷の熱処理を施した。従来合金であるNASAIR10
0は、1320℃で４時間加熱後空冷、さらに980℃で５時間
加熱後空冷、さらに870℃で20時間加熱後空冷の熱処
理、またCMSX−２は、1316℃で４時間加熱後空冷、さら
に980℃で５時間加熱後空冷、さらに870℃で20時間加熱
後空冷の熱処理を施した。
比較するために用いた試料の化学成分、および温度1050
℃、応力15.0kgf/mm2で行なったクリープ破断試験結果
における破断時間およびクリープ破断伸びを示す。な
お、クリープ破断試験に用いた試料は単結晶に鋳造後、
以下の熱処理を行なった。すなわち、本発明合金および
比較合金はすべて1310〜1345℃で４時間加熱後空冷、さ
らに1080℃で５時間加熱後空冷、さらに870℃で20時間
加熱後空冷の熱処理を施した。従来合金であるNASAIR10
0は、1320℃で４時間加熱後空冷、さらに980℃で５時間
加熱後空冷、さらに870℃で20時間加熱後空冷の熱処
理、またCMSX−２は、1316℃で４時間加熱後空冷、さら
に980℃で５時間加熱後空冷、さらに870℃で20時間加熱
後空冷の熱処理を施した。
第１表における比較合金は、特願昭60−258078号に記載
の合金であり、Co以外は本発明合金に非常に近い組成を
持つ合金である。比較合金のクリープ破断時間は、従来
合金に比べると格段に長いことがわかる。これに対し本
発明合金は、従来合金に比べ、クリープ破断時間および
クリープ破断伸び共、優れた値を示している。
の合金であり、Co以外は本発明合金に非常に近い組成を
持つ合金である。比較合金のクリープ破断時間は、従来
合金に比べると格段に長いことがわかる。これに対し本
発明合金は、従来合金に比べ、クリープ破断時間および
クリープ破断伸び共、優れた値を示している。
〔発明の効果〕 以上のように、本発明合金は既存合金に比べて優れたク
リープ破断強度ならびに十分なクリープ破断延性を有す
るため、ガスタービンブレードに用いてその効率向上に
大きく寄与するものである。
リープ破断強度ならびに十分なクリープ破断延性を有す
るため、ガスタービンブレードに用いてその効率向上に
大きく寄与するものである。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％にてCr4〜10％、Al4〜6.5％、W4〜1
0％、Ta4〜９％、Mo3〜６％、Co12％以下、残部Niおよ
び不純物からなり、かつ1/2W＋1/2Ta＋Mo＝9.5〜13.5％
であることを特徴とする単結晶Ni基超耐熱合金。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61135390A JPH0765134B2 (ja) | 1986-06-11 | 1986-06-11 | 単結晶Ｎｉ基超耐熱合金 |
| US06/927,109 US4802934A (en) | 1985-11-18 | 1986-11-05 | Single-crystal Ni-based super-heat-resistant alloy |
| GB08626679A GB2184456B (en) | 1985-11-18 | 1986-11-07 | Heat resistant alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61135390A JPH0765134B2 (ja) | 1986-06-11 | 1986-06-11 | 単結晶Ｎｉ基超耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62290839A JPS62290839A (ja) | 1987-12-17 |
| JPH0765134B2 true JPH0765134B2 (ja) | 1995-07-12 |
Family
ID=15150587
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61135390A Expired - Lifetime JPH0765134B2 (ja) | 1985-11-18 | 1986-06-11 | 単結晶Ｎｉ基超耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0765134B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2552351B2 (ja) * | 1988-05-17 | 1996-11-13 | 日立金属株式会社 | 単結晶Ｎｉ基超耐熱合金 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2555204B1 (fr) * | 1983-11-18 | 1986-04-11 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Superalliage monocristallin a base de nickel, a faible masse volumetrique, pour aubes de turbomachine |
| FR2557598B1 (fr) * | 1983-12-29 | 1986-11-28 | Armines | Alliage monocristallin a matrice a base de nickel |
-
1986
- 1986-06-11 JP JP61135390A patent/JPH0765134B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62290839A (ja) | 1987-12-17 |
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