JPH11246924A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH11246924A JPH11246924A JP10067671A JP6767198A JPH11246924A JP H11246924 A JPH11246924 A JP H11246924A JP 10067671 A JP10067671 A JP 10067671A JP 6767198 A JP6767198 A JP 6767198A JP H11246924 A JPH11246924 A JP H11246924A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
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Abstract
(57)【要約】
【課題】産業用ガスタービンなどのタービン動翼および
静翼等の高温で使用される部品として適用される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に
関するものであり、高温強度および耐高温腐食性に優
れ、さらに長時間の使用においても組織安定性に優れる
Ｎｉ基単結晶超合金を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃｏ：５〜１０％、Ｃｒ：４．
７〜６％、Ｍｏ：２．０％を超え３．５％以下、Ｗ：
７．５〜１０、Ａｌ：５〜６％、Ｔｉ：０．１〜２％、
Ｔａ：４〜５．５、Ｒｅ：１〜４、Ｈｆ：０．０１〜
０．２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物か
らなることを特徴とする。
静翼等の高温で使用される部品として適用される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に
関するものであり、高温強度および耐高温腐食性に優
れ、さらに長時間の使用においても組織安定性に優れる
Ｎｉ基単結晶超合金を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃｏ：５〜１０％、Ｃｒ：４．
７〜６％、Ｍｏ：２．０％を超え３．５％以下、Ｗ：
７．５〜１０、Ａｌ：５〜６％、Ｔｉ：０．１〜２％、
Ｔａ：４〜５．５、Ｒｅ：１〜４、Ｈｆ：０．０１〜
０．２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物か
らなることを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、産業用ガスタービ
ンなどのタービン動翼および静翼等の高温で使用される
部品として適用される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に関するものであり、高温強
度および耐高温腐食性に優れ、さらに長時間の使用にお
いても組織安定性に優れるＮｉ基単結晶超合金に関す
る。
ンなどのタービン動翼および静翼等の高温で使用される
部品として適用される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に関するものであり、高温強
度および耐高温腐食性に優れ、さらに長時間の使用にお
いても組織安定性に優れるＮｉ基単結晶超合金に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】ガスタービンの高効率化にともない燃焼
温度が上昇し、タービン動静翼は、普通鋳造翼から応力
軸方向の結晶粒界を無くし、高温でのクリープ強度を向
上させた一方向凝固翼、さらには、結晶粒界を消失させ
ることにより、熱処理特性低下の原因であった粒界強化
元素を除去し、最適な熱処理によりγ′の析出率を高め
ることで、高温でのクリープ強度を更に向上させた単結
晶翼へと変化してきた。
温度が上昇し、タービン動静翼は、普通鋳造翼から応力
軸方向の結晶粒界を無くし、高温でのクリープ強度を向
上させた一方向凝固翼、さらには、結晶粒界を消失させ
ることにより、熱処理特性低下の原因であった粒界強化
元素を除去し、最適な熱処理によりγ′の析出率を高め
ることで、高温でのクリープ強度を更に向上させた単結
晶翼へと変化してきた。
【０００３】単結晶翼材料についても、より一層のクリ
ープ強度の向上を目指し、開発が進められてきた。
ープ強度の向上を目指し、開発が進められてきた。
【０００４】第１世代単結晶合金は、Ｒｅ未添加の合金
であり、この合金には、例えば、特開昭５９−１９０３
２号公報に記載されているＣＭＳＸ−２、米国特許第
５，３９９，３１３号に記載されているＲｅｎｅ′Ｎ４
および特開昭５３−１４６２２３号公報に記載されてい
るＰＷＡ−１４８０などがある。
であり、この合金には、例えば、特開昭５９−１９０３
２号公報に記載されているＣＭＳＸ−２、米国特許第
５，３９９，３１３号に記載されているＲｅｎｅ′Ｎ４
および特開昭５３−１４６２２３号公報に記載されてい
るＰＷＡ−１４８０などがある。
【０００５】また第２世代単結晶合金では、Ｒｅを３％
程度添加して第１世代単結晶合金より約３０℃クリープ
破断強度が優れている。第２世代単結晶合金には、例え
ば、米国特許第４，６４３，７８２号に記載されている
ＣＭＳＸ−４、米国特許第４，７１９，０８０号に記載
されているＰＷＡ−１４８４および特開平５−５９４７
４公報に記載されているＲｅｎｅ′Ｎ５などがある。
程度添加して第１世代単結晶合金より約３０℃クリープ
破断強度が優れている。第２世代単結晶合金には、例え
ば、米国特許第４，６４３，７８２号に記載されている
ＣＭＳＸ−４、米国特許第４，７１９，０８０号に記載
されているＰＷＡ−１４８４および特開平５−５９４７
４公報に記載されているＲｅｎｅ′Ｎ５などがある。
【０００６】さらに、第３世代単結晶合金では、Ｒｅを
５〜６％程度含む合金が開発されており、例えば、特開
平７−１３８６８３号公報に記載されているＣＭＳＸ−
１０が挙げられる。
５〜６％程度含む合金が開発されており、例えば、特開
平７−１３８６８３号公報に記載されているＣＭＳＸ−
１０が挙げられる。
【０００７】これらの単結晶合金は、主として航空機用
ジェットエンジン、小型ガスタービンの分野でめざまし
く進歩してきた技術であるが、産業用の大型ガスタービ
ンにおいても燃焼効率の向上を目的とした高温化によ
り、技術の転用が図られてきている。
ジェットエンジン、小型ガスタービンの分野でめざまし
く進歩してきた技術であるが、産業用の大型ガスタービ
ンにおいても燃焼効率の向上を目的とした高温化によ
り、技術の転用が図られてきている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、産業用
の大型ガスタービンとして、第３世代の単結晶合金を適
用すると、高温強度を得ることができるが、一方におい
て、組織安定性が良くないという欠点を有する。
の大型ガスタービンとして、第３世代の単結晶合金を適
用すると、高温強度を得ることができるが、一方におい
て、組織安定性が良くないという欠点を有する。
【０００９】特に、産業用の大型ガスタービンでは、航
空機用ジェットエンジンや小型ガスタービンと比較し
て、設計寿命が長いため、翼材料にはＴＣＰ（Topologi
callyClose-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。
空機用ジェットエンジンや小型ガスタービンと比較し
て、設計寿命が長いため、翼材料にはＴＣＰ（Topologi
callyClose-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。
【００１０】しかし、第３世代の単結晶合金ではＲｅを
５〜６％添加することにより、第２世代の単結晶合金よ
り優れた高強度化を得ることができたが、一方、Ｒｅを
５〜６％添加しているために、長時間の使用により、低
サイクル破壊の起点となるＴＣＰ相が生成して、クリー
プ破壊を生じてしまう。
５〜６％添加することにより、第２世代の単結晶合金よ
り優れた高強度化を得ることができたが、一方、Ｒｅを
５〜６％添加しているために、長時間の使用により、低
サイクル破壊の起点となるＴＣＰ相が生成して、クリー
プ破壊を生じてしまう。
【００１１】また、Ｒｅは製造時に鋳型との反応により
鋳造歩留まりを低下させ、偏析により熱処理特性も悪化
させる。航空機用ガスタービンと比較して翼寸法が大型
となる産業用ガスタービンでは、鋳型との反応面積、熱
処理が長時間となってしまう。
鋳造歩留まりを低下させ、偏析により熱処理特性も悪化
させる。航空機用ガスタービンと比較して翼寸法が大型
となる産業用ガスタービンでは、鋳型との反応面積、熱
処理が長時間となってしまう。
【００１２】これらの点からも第３世代の単結晶合金を
大型ガスタービンとして適用するのは、困難である。
大型ガスタービンとして適用するのは、困難である。
【００１３】このため、現在、大型の発電用ガスタービ
ン動翼および静翼材として、Ｎｉ基超合金に３％程度の
Ｒｅを含む第２世代の単結晶合金が検討されている。し
かし、現在開発が進められているガスタービンでは、燃
焼温度の更なる上昇により、クリープ強度の向上が求め
られている。
ン動翼および静翼材として、Ｎｉ基超合金に３％程度の
Ｒｅを含む第２世代の単結晶合金が検討されている。し
かし、現在開発が進められているガスタービンでは、燃
焼温度の更なる上昇により、クリープ強度の向上が求め
られている。
【００１４】次世代ガスタービン動静翼に要求される特
性と比較し、第２世代単結晶合金は、一般に９００℃以
下の温度かつ２００ＭＰａ以上の応力では十分なクリー
プ強度を示すが、９００℃以上の高温かつ２００ＭＰａ
以下の応力でのクリープ強度は十分ではないという問題
を有していた。
性と比較し、第２世代単結晶合金は、一般に９００℃以
下の温度かつ２００ＭＰａ以上の応力では十分なクリー
プ強度を示すが、９００℃以上の高温かつ２００ＭＰａ
以下の応力でのクリープ強度は十分ではないという問題
を有していた。
【００１５】本発明は、上記のような問題を解決するた
めになされたものであり、９００℃以下の温度かつ２０
０ＭＰａ以上の応力では、第２世代の単結晶合金と同等
以上のクリープ強度を有し、９００℃以上の高温かつ２
００ＭＰａ以下の応力では、第２世代の単結晶合金を上
回るクリープ強度を有し、かつ組織安定性の優れた単結
晶合金、その製造方法およびガスタービン部品を提供す
ることを目的とする。
めになされたものであり、９００℃以下の温度かつ２０
０ＭＰａ以上の応力では、第２世代の単結晶合金と同等
以上のクリープ強度を有し、９００℃以上の高温かつ２
００ＭＰａ以下の応力では、第２世代の単結晶合金を上
回るクリープ強度を有し、かつ組織安定性の優れた単結
晶合金、その製造方法およびガスタービン部品を提供す
ることを目的とする。
【００１６】
【課題を解決するための手段】請求項１記載のＮｉ基単
結晶超合金は、重量％で、Ｃｏ：５〜１０％、Ｃｒ：
４．７〜６％、Ｍｏ：２．０％を超え３．５％以下、
Ｗ：７．５〜１０％、Ａｌ：５〜６％、Ｔｉ：０．１〜
２％、Ｔａ：４〜５．５％、Ｒｅ１〜４％、Ｈｆ：０．
０１〜０．２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不
純物からなることを特徴とする。
結晶超合金は、重量％で、Ｃｏ：５〜１０％、Ｃｒ：
４．７〜６％、Ｍｏ：２．０％を超え３．５％以下、
Ｗ：７．５〜１０％、Ａｌ：５〜６％、Ｔｉ：０．１〜
２％、Ｔａ：４〜５．５％、Ｒｅ１〜４％、Ｈｆ：０．
０１〜０．２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不
純物からなることを特徴とする。
【００１７】請求項２記載のＮｉ基単結晶超合金は、重
量％で、Ｃｏ：６〜９％、Ｃｒ：４．９〜５．５％、Ｍ
ｏ：２．５〜３．５％、Ｗ：８〜９．５％、Ａｌ：５．
１〜５．５％、Ｔｉ：０．１〜１％、Ｔａ：４〜５％、
Ｒｅ２〜３．５％、Ｈｆ：０．０１〜０．２％を含有
し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特
徴とする。
量％で、Ｃｏ：６〜９％、Ｃｒ：４．９〜５．５％、Ｍ
ｏ：２．５〜３．５％、Ｗ：８〜９．５％、Ａｌ：５．
１〜５．５％、Ｔｉ：０．１〜１％、Ｔａ：４〜５％、
Ｒｅ２〜３．５％、Ｈｆ：０．０１〜０．２％を含有
し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特
徴とする。
【００１８】請求項１および２記載の発明において、合
金組成における各元素の効果および組成限定理由を述べ
る。
金組成における各元素の効果および組成限定理由を述べ
る。
【００１９】Ｃｏ（コバルト）はγ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、γ′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。本発明に
おいて、Ｃｏの含有量を５〜１０％と規定したのは、含
有量が５％未満では溶体化温度の幅を狭くし、また１０
％を超える添加はγ′量を低減させ、クリープ強度を低
下させるためである。さらに、好ましいＣｏの含有量は
６〜９％である。
マトリックスを固溶強化する元素である。また、γ′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。本発明に
おいて、Ｃｏの含有量を５〜１０％と規定したのは、含
有量が５％未満では溶体化温度の幅を狭くし、また１０
％を超える添加はγ′量を低減させ、クリープ強度を低
下させるためである。さらに、好ましいＣｏの含有量は
６〜９％である。
【００２０】Ｃｒ（クロム）は高温耐食性を向上させる
元素である。Ｃｒの添加量を４．７〜６％と規定したの
は、添加量が４．７％未満では所望の耐高温腐食性を確
保できず、また６％を超えて添加すると、Ｒｅ−Ｃｒ−
Ｗ、Ｃｒ−ＷおよびＣｒ−Ｍｏ等のＴＣＰ相を生成して
しまうためである。さらに、好ましいＣｒの添加量は、
４．９〜５．５％である。
元素である。Ｃｒの添加量を４．７〜６％と規定したの
は、添加量が４．７％未満では所望の耐高温腐食性を確
保できず、また６％を超えて添加すると、Ｒｅ−Ｃｒ−
Ｗ、Ｃｒ−ＷおよびＣｒ−Ｍｏ等のＴＣＰ相を生成して
しまうためである。さらに、好ましいＣｒの添加量は、
４．９〜５．５％である。
【００２１】Ｍｏ（モリブデン）は、γ相を固溶強化す
る元素である。また、γ／γ′ミスフィットを負とし高
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。本発明において、Ｍｏの添加量を２．
０％を超え３．５％以下と規定したのは、要求されるク
リープ強度を得るためには最低２％を超える量が必要で
あり、添加量が３．５％を超えて添加すると、α−Ｍ
ｏ、Ｒｅ−Ｍｏ等のＴＣＰ相生成を促進させるためであ
る。さらに、好ましいＭｏの添加量は２．５％〜３．５
％である。
る元素である。また、γ／γ′ミスフィットを負とし高
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。本発明において、Ｍｏの添加量を２．
０％を超え３．５％以下と規定したのは、要求されるク
リープ強度を得るためには最低２％を超える量が必要で
あり、添加量が３．５％を超えて添加すると、α−Ｍ
ｏ、Ｒｅ−Ｍｏ等のＴＣＰ相生成を促進させるためであ
る。さらに、好ましいＭｏの添加量は２．５％〜３．５
％である。
【００２２】Ｗ（タングステン）はγ相を固溶強化する
元素である。本発明において、Ｗの含有量を７．５〜１
０％と規定したのは、要求されるクリープ強度を得るた
めには最低７．５％は必要なためである。一方、１０％
を超える添加はα−Ｗ、Ｃｒ−Ｒｅ−ＷおよびＲｅ−Ｗ
等のＴＣＰ相を生成させ、強度低下を招くためである。
さらに、好ましいＷの含有量は８〜９．５％である。
元素である。本発明において、Ｗの含有量を７．５〜１
０％と規定したのは、要求されるクリープ強度を得るた
めには最低７．５％は必要なためである。一方、１０％
を超える添加はα−Ｗ、Ｃｒ−Ｒｅ−ＷおよびＲｅ−Ｗ
等のＴＣＰ相を生成させ、強度低下を招くためである。
さらに、好ましいＷの含有量は８〜９．５％である。
【００２３】Ａｌ（アルミニウム）は、Ｎｉ基析出強化
型合金の主強化因子であるγ′相の形成元素であり、ま
た表面にＡｌ酸化物を生成することにより耐酸化性の向
上にも寄与する元素である。本発明において、Ａｌの添
加量を５〜６％と規定したのは、要求されるクリープ特
性を得るためには、最低５％必要であり、一方、６％を
超える添加は共晶γ′を多量に生成させ、溶体化熱処理
が困難になるためである。さらに、好ましいＡｌの添加
量は５．１〜５．５％である。
型合金の主強化因子であるγ′相の形成元素であり、ま
た表面にＡｌ酸化物を生成することにより耐酸化性の向
上にも寄与する元素である。本発明において、Ａｌの添
加量を５〜６％と規定したのは、要求されるクリープ特
性を得るためには、最低５％必要であり、一方、６％を
超える添加は共晶γ′を多量に生成させ、溶体化熱処理
が困難になるためである。さらに、好ましいＡｌの添加
量は５．１〜５．５％である。
【００２４】Ｔｉ（チタン）は、γ′相中のＡｌと置換
し、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）となり、γ′相の固溶強化に
役立つ元素である。本発明において、Ｔｉの含有量を
０．１〜２％と規定したのは、Ｔｉの過度添加は共晶
γ′相の生成またはＮｉ３Ｔｉ相（η相）の析出を促
し、クリープ破断強度を低下させるためである。また合
金を長時間裸使用すると、合金表面直下に生成するＴｉ
の窒化物は、低サイクル疲労特性に対しても悪影響を及
ぼすためである。さらに、好ましいＴｉの含有量は０．
１〜１％である。
し、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）となり、γ′相の固溶強化に
役立つ元素である。本発明において、Ｔｉの含有量を
０．１〜２％と規定したのは、Ｔｉの過度添加は共晶
γ′相の生成またはＮｉ３Ｔｉ相（η相）の析出を促
し、クリープ破断強度を低下させるためである。また合
金を長時間裸使用すると、合金表面直下に生成するＴｉ
の窒化物は、低サイクル疲労特性に対しても悪影響を及
ぼすためである。さらに、好ましいＴｉの含有量は０．
１〜１％である。
【００２５】Ｔａ（タンタル）は、主としてγ′相に固
溶してγ′相を強化するとともに耐酸化性に寄与する元
素である。本発明において、Ｔａの添加量を４〜５．５
％と規定したのは、要求されるクリープ強度を得るため
には、最低４％の添加が必要でり、一方、５．５％を超
える添加は共晶γ′生成を促し、溶体化熱処理における
熱処理を困難にさせるためである。さらに、好ましいＴ
ａの添加量は４〜５％である。
溶してγ′相を強化するとともに耐酸化性に寄与する元
素である。本発明において、Ｔａの添加量を４〜５．５
％と規定したのは、要求されるクリープ強度を得るため
には、最低４％の添加が必要でり、一方、５．５％を超
える添加は共晶γ′生成を促し、溶体化熱処理における
熱処理を困難にさせるためである。さらに、好ましいＴ
ａの添加量は４〜５％である。
【００２６】Ｒｅ（レニウム）は、γ相を固溶強化する
元素である。本発明において、Ｒｅの添加量を１〜４％
と規定したのは、要求されるクリープ強度を得るために
は最低１％の添加が必要であり、４％を超える添加はＲ
ｅ−Ｍｏ、Ｒｅ−ＷおよびＲｅ−Ｃｒ−Ｗ等のＴＣＰ相
を生成を促進させ、さらに溶体化温度幅を狭くするため
である。さらに、好ましいＲｅの添加量は２〜３．５％
である。
元素である。本発明において、Ｒｅの添加量を１〜４％
と規定したのは、要求されるクリープ強度を得るために
は最低１％の添加が必要であり、４％を超える添加はＲ
ｅ−Ｍｏ、Ｒｅ−ＷおよびＲｅ−Ｃｒ−Ｗ等のＴＣＰ相
を生成を促進させ、さらに溶体化温度幅を狭くするため
である。さらに、好ましいＲｅの添加量は２〜３．５％
である。
【００２７】Ｈｆ（ハフニウム）は、単結晶タービン動
静翼鋳造時に生成する異結晶や、その後の熱処理と加工
により生じる再結晶の粒界を強化する元素であり、また
タービン動翼および静翼の歩留りを向上させる元素であ
る。本発明において、Ｈｆの添加量を０．０１〜０．２
％と規定したのは、０．２％を超える添加は、合金の融
点を下げ、熱処理特性を悪化させるためである。一方、
添加量が０．０１未満であると、上記効果が得られない
ためである。
静翼鋳造時に生成する異結晶や、その後の熱処理と加工
により生じる再結晶の粒界を強化する元素であり、また
タービン動翼および静翼の歩留りを向上させる元素であ
る。本発明において、Ｈｆの添加量を０．０１〜０．２
％と規定したのは、０．２％を超える添加は、合金の融
点を下げ、熱処理特性を悪化させるためである。一方、
添加量が０．０１未満であると、上記効果が得られない
ためである。
【００２８】なお、その他、微量添加元素のＶ（バナジ
ウム）およびＮｂ（ニオブ）は強度向上のため、単独あ
るいは複合添加で各０．５％まで添加できる。
ウム）およびＮｂ（ニオブ）は強度向上のため、単独あ
るいは複合添加で各０．５％まで添加できる。
【００２９】請求項３記載のＮｉ基単結晶超合金の製造
方法は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔ
ａ、ＲｅおよびＨｆを含む材料を、溶融および冷却して
Ｎｉ基単結晶超合金素体を形成し、そのＮｉ基単結晶超
合金素体を真空または不活性雰囲気内の環境下、１２１
０℃から１３５０℃までの温度範囲において溶体化熱処
理した後急冷し、その後、１１００から１２００℃まで
の温度範囲において１段時効熱処理した後、１段時効熱
処理よりも低温で２段時効熱処理を施すことを特徴とす
る。
方法は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔ
ａ、ＲｅおよびＨｆを含む材料を、溶融および冷却して
Ｎｉ基単結晶超合金素体を形成し、そのＮｉ基単結晶超
合金素体を真空または不活性雰囲気内の環境下、１２１
０℃から１３５０℃までの温度範囲において溶体化熱処
理した後急冷し、その後、１１００から１２００℃まで
の温度範囲において１段時効熱処理した後、１段時効熱
処理よりも低温で２段時効熱処理を施すことを特徴とす
る。
【００３０】本発明における合金では、主にＮｉマトリ
ックス中にγ′相を析出させることにより強化してい
る。さらに具体的には、高温でのクリープ強度は、Ｎｉ
マトリックス中に立方体形状かつ０．２〜０．６μｍ程
度でγ′相が均一分散している場合、最も強くなる。こ
のため、鋳造時に析出した不均一形状のγ′相を、一
旦、Ｎｉマトリックス中に固溶させた後、γ′相を立方
体形状かつ０．２〜０．６μｍ程度に再析出させる必要
がある。このことを実現するために、γ′相の溶解温度
以上に加熱し、γ′相をＮｉマトリックス中に溶解させ
る溶体化熱処理を行うが、その温度は、Ｎｉマトリック
スの溶解温度直下がγ′固溶および組成の均一化にかか
る時間が少ないから工業的に有効となる。一方、タービ
ン動静翼に加工する際、翼植込部の機械加工、コーティ
ング施工の際に翼表面部をクリーニングするブラスト加
工時に入る機械歪みは、高温の熱処理にて再結晶を生成
させ、クリープ強度を低下させる。そのため、再結晶を
生成しない最高温度にて熱処理を施す必要がある。しか
しながら使用するコーティングの種類、施工方法により
導入される機械歪みの大きさが異なることから、溶体化
温度の下限を第２世代単結晶合金のクリープ強度以上と
なる１２１０℃と規定した。また、本発明における合金
では、温度が１３５０℃を超えるとＮｉマトリックスが
溶解し始めるため、溶体化熱処理の温度範囲を１２１０
℃〜１３５０℃と規定した。
ックス中にγ′相を析出させることにより強化してい
る。さらに具体的には、高温でのクリープ強度は、Ｎｉ
マトリックス中に立方体形状かつ０．２〜０．６μｍ程
度でγ′相が均一分散している場合、最も強くなる。こ
のため、鋳造時に析出した不均一形状のγ′相を、一
旦、Ｎｉマトリックス中に固溶させた後、γ′相を立方
体形状かつ０．２〜０．６μｍ程度に再析出させる必要
がある。このことを実現するために、γ′相の溶解温度
以上に加熱し、γ′相をＮｉマトリックス中に溶解させ
る溶体化熱処理を行うが、その温度は、Ｎｉマトリック
スの溶解温度直下がγ′固溶および組成の均一化にかか
る時間が少ないから工業的に有効となる。一方、タービ
ン動静翼に加工する際、翼植込部の機械加工、コーティ
ング施工の際に翼表面部をクリーニングするブラスト加
工時に入る機械歪みは、高温の熱処理にて再結晶を生成
させ、クリープ強度を低下させる。そのため、再結晶を
生成しない最高温度にて熱処理を施す必要がある。しか
しながら使用するコーティングの種類、施工方法により
導入される機械歪みの大きさが異なることから、溶体化
温度の下限を第２世代単結晶合金のクリープ強度以上と
なる１２１０℃と規定した。また、本発明における合金
では、温度が１３５０℃を超えるとＮｉマトリックスが
溶解し始めるため、溶体化熱処理の温度範囲を１２１０
℃〜１３５０℃と規定した。
【００３１】本発明において、１段時効熱処理の温度と
しては、一般にコーティングの拡散熱処理を兼ねる場合
が多い。そのため、本発明においては、コーテング施工
性を考慮して、１段時効熱処理の温度を１１００℃〜１
２００℃と規定した。さらに、好ましい１段時効処理と
しては、温度を１１５０℃とすると良い。
しては、一般にコーティングの拡散熱処理を兼ねる場合
が多い。そのため、本発明においては、コーテング施工
性を考慮して、１段時効熱処理の温度を１１００℃〜１
２００℃と規定した。さらに、好ましい１段時効処理と
しては、温度を１１５０℃とすると良い。
【００３２】請求項４記載のＮｉ基単結晶超合金の製造
方法は、請求項３記載のＮｉ基単結晶超合金の製造方法
において、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔｉ、
Ｔａ、ＲｅおよびＨｆを含む材料を用いて、請求項１あ
るいは２記載の成分組成を有するＮｉ基単結晶超合金を
得ることを特徴とする。
方法は、請求項３記載のＮｉ基単結晶超合金の製造方法
において、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔｉ、
Ｔａ、ＲｅおよびＨｆを含む材料を用いて、請求項１あ
るいは２記載の成分組成を有するＮｉ基単結晶超合金を
得ることを特徴とする。
【００３３】本発明において、請求項３記載の製造方法
を用いることにより、請求項１記載の成分組成を有する
Ｎｉ基単結晶超合金を製造することができる。
を用いることにより、請求項１記載の成分組成を有する
Ｎｉ基単結晶超合金を製造することができる。
【００３４】請求項５記載のＮｉ基単結晶超合金の製造
方法は、請求項３または４記載のＮｉ基単結晶超合金の
製造方法において、溶体化熱処理は１０時間以内とし、
時効熱処理は３０時間以内とすることを特徴とする。
方法は、請求項３または４記載のＮｉ基単結晶超合金の
製造方法において、溶体化熱処理は１０時間以内とし、
時効熱処理は３０時間以内とすることを特徴とする。
【００３５】請求項６記載のＮｉ基単結晶超合金の製造
方法は、請求項３から５までのいずれかに記載のＮｉ基
単結晶超合金の製造方法において、溶体化熱処理は、２
段から４段までのいずれかの温度変化を施し、時効熱処
理は、１段から２段までの温度変化を施すことを特徴と
する。
方法は、請求項３から５までのいずれかに記載のＮｉ基
単結晶超合金の製造方法において、溶体化熱処理は、２
段から４段までのいずれかの温度変化を施し、時効熱処
理は、１段から２段までの温度変化を施すことを特徴と
する。
【００３６】本発明において、溶体化熱処理および時効
熱処理の際、温度を変化させて多段階の熱処理を施すこ
とにより、優れたクリープ強度を有するＮｉ基単結晶超
合金を得ることができる。
熱処理の際、温度を変化させて多段階の熱処理を施すこ
とにより、優れたクリープ強度を有するＮｉ基単結晶超
合金を得ることができる。
【００３７】請求項７記載のＮｉ基単結晶超合金の製造
方法は、請求項３から６までのいずれかに記載のＮｉ基
単結晶超合金の製造方法において、溶体化熱処理前に、
溶体化熱処理温度よりも２０℃から６０℃までの低温に
て、２時間以内で予備熱処理を施すことを特徴とする。
方法は、請求項３から６までのいずれかに記載のＮｉ基
単結晶超合金の製造方法において、溶体化熱処理前に、
溶体化熱処理温度よりも２０℃から６０℃までの低温に
て、２時間以内で予備熱処理を施すことを特徴とする。
【００３８】本発明において、溶体化熱処理を施す前
に、溶体化熱処理の温度よりも２０℃から６０℃までの
低温において予備熱処理を施すことにより、急激な温度
上昇による局部溶解を防止し、これにより、優れたクリ
ープ強度を有するＮｉ基単結晶超合金を得ることができ
る。
に、溶体化熱処理の温度よりも２０℃から６０℃までの
低温において予備熱処理を施すことにより、急激な温度
上昇による局部溶解を防止し、これにより、優れたクリ
ープ強度を有するＮｉ基単結晶超合金を得ることができ
る。
【００３９】請求項８記載のガスタービン部品は、構成
材料が請求項１あるいは２記載のＮｉ基単結晶超合金に
より構成される。
材料が請求項１あるいは２記載のＮｉ基単結晶超合金に
より構成される。
【００４０】請求項９記載のガスタービン部品は、請求
項３から７までに記載の製造方法で作成されたＮｉ基単
結晶超合金により構成される。
項３から７までに記載の製造方法で作成されたＮｉ基単
結晶超合金により構成される。
【００４１】
【発明の実施形態】以下、本発明の実施形態について、
図１〜５および表１〜８を用いて、具体的に説明する。
図１〜５および表１〜８を用いて、具体的に説明する。
【００４２】第１実施形態（図１〜３；表１〜４） 本実施形態においては、本発明の合金組成範囲にあるＮ
ｉ基単結晶超合金が優れたクリープ強度、耐高温腐食お
よび組織安定性を有することを確認した。
ｉ基単結晶超合金が優れたクリープ強度、耐高温腐食お
よび組織安定性を有することを確認した。
【００４３】実施例（表１） 本実施例では、表１に示す試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９の成
分組成範囲のＮｉ基単結晶合金を用いた。
分組成範囲のＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００４４】
【表１】
【００４５】表１に示すように、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．
９の合金は、重量％で、Ｃｏ：５〜１０％、Ｃｒ：４．
７〜６％、Ｍｏ：２．０％を超え３．５％以下、Ｗ：
７．５〜１０％、Ａｌ：５〜６％、Ｔｉ：０．１〜２
％、Ｔａ：４〜５．５％、Ｒｅ１〜４％、Ｈｆ：０．０
１〜０．２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純
物から構成されている。
９の合金は、重量％で、Ｃｏ：５〜１０％、Ｃｒ：４．
７〜６％、Ｍｏ：２．０％を超え３．５％以下、Ｗ：
７．５〜１０％、Ａｌ：５〜６％、Ｔｉ：０．１〜２
％、Ｔａ：４〜５．５％、Ｒｅ１〜４％、Ｈｆ：０．０
１〜０．２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純
物から構成されている。
【００４６】比較例（表１） 本比較例では、表１に示す試料Ｎｏ．１０〜Ｎｏ．１５
の成分組成範囲のＮｉ基単結晶合金を用いた。
の成分組成範囲のＮｉ基単結晶合金を用いた。
【００４７】表１に示すように、試料Ｎｏ．１０〜Ｎ
ｏ．１５の合金は、本発明の成分組成範囲にない組成を
有するものである。
ｏ．１５の合金は、本発明の成分組成範囲にない組成を
有するものである。
【００４８】従来例（表１） 本従来例では、第２世代単結晶合金であるＣＭＳＸ−４
を用い、このＣＭＳＸ−４の成分組成は表１に示す試料
Ｎｏ．１６である。
を用い、このＣＭＳＸ−４の成分組成は表１に示す試料
Ｎｏ．１６である。
【００４９】具体的には、試料Ｎｏ．１６の合金は、重
量％で、Ｃｏ：９．０％、Ｃｒ：６．５％、Ｍｏ：０．
６％、Ｗ：６．０％、Ａｌ：５．６％、Ｔｉ：１．０
％、Ｔａ：６．５％、Ｒｅ３．０％、Ｈｆ：０．１％を
含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物から構成され
ている。
量％で、Ｃｏ：９．０％、Ｃｒ：６．５％、Ｍｏ：０．
６％、Ｗ：６．０％、Ａｌ：５．６％、Ｔｉ：１．０
％、Ｔａ：６．５％、Ｒｅ３．０％、Ｈｆ：０．１％を
含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物から構成され
ている。
【００５０】実施例、比較例および従来例の成分組成を
有する合金について、各試験片を作成するために、あら
かじめ表１に示す組成になるように、原材料を適切な割
合として真空溶解により精練後、再溶解用インゴットを
作り、これを直径１００×１０００ｍｍ程度のメルティ
ングストックに鋳造した。このメルティングストックを
必要量に小割りし、その後、引き抜き法により直径９×
１００ｍｍの丸棒形状の単結晶試験片を作製した。
有する合金について、各試験片を作成するために、あら
かじめ表１に示す組成になるように、原材料を適切な割
合として真空溶解により精練後、再溶解用インゴットを
作り、これを直径１００×１０００ｍｍ程度のメルティ
ングストックに鋳造した。このメルティングストックを
必要量に小割りし、その後、引き抜き法により直径９×
１００ｍｍの丸棒形状の単結晶試験片を作製した。
【００５１】この試験片に対して、塩酸および過酸化水
素水の混合液にてエッチングを行い、試験片全体が単結
晶化していることならびに成長方向が引き抜き方向に対
して１０°以内になっていることを目視により確認し
た。
素水の混合液にてエッチングを行い、試験片全体が単結
晶化していることならびに成長方向が引き抜き方向に対
して１０°以内になっていることを目視により確認し
た。
【００５２】図１は、実施例および比較例の熱処理シー
ケンスを示す図である。
ケンスを示す図である。
【００５３】図１に示すように、実施例および比較例で
ある試料Ｎｏ．１からＮｏ．１５までの１５種類の合金
は、各合金のγ′の溶解温度以上かつ融点以下の温度域
である１３００〜１３２０℃の温度で５時間、溶体化処
理を実施した。また、局部溶解を防止するため、溶体化
熱処理を施す前に、溶体化熱処理温度より２０℃低温で
ある１２８０〜１３００℃の温度範囲で予備熱処理を１
時間実施した。
ある試料Ｎｏ．１からＮｏ．１５までの１５種類の合金
は、各合金のγ′の溶解温度以上かつ融点以下の温度域
である１３００〜１３２０℃の温度で５時間、溶体化処
理を実施した。また、局部溶解を防止するため、溶体化
熱処理を施す前に、溶体化熱処理温度より２０℃低温で
ある１２８０〜１３００℃の温度範囲で予備熱処理を１
時間実施した。
【００５４】溶体化熱処理後、室温まで試験片を空冷
し、γ′析出を目的とした１段時効熱処理を１１００〜
１１５０℃の温度域で４時間行い、つづいてγ′安定化
を目的とした２段時効熱処理を７８０℃の温度で２０時
間実施した。
し、γ′析出を目的とした１段時効熱処理を１１００〜
１１５０℃の温度域で４時間行い、つづいてγ′安定化
を目的とした２段時効熱処理を７８０℃の温度で２０時
間実施した。
【００５５】上記の熱処理後、直径６×４．５mmの腐食
／組織安定性評価試験片および平行部４ｍｍ×２０ｍ
ｍ、全長６０ｍｍのクリープ試験片に加工した。
／組織安定性評価試験片および平行部４ｍｍ×２０ｍ
ｍ、全長６０ｍｍのクリープ試験片に加工した。
【００５６】このようにして得られた試験片に対して、
クリープ破断試験、耐高温腐食試験および高温時効試験
を行った。なお、クリープ破断試験では、大気中にて温
度１１００℃、応力１３８ＭＰａの条件で試験を行い、
破断寿命を測定した。耐高温腐食試験では、７５％Ｎａ
２ＳＯ４＋２５％ＮａＣｌの組成を有する温度９００℃
に加熱した溶融塩中に試験片を２０時間浸漬した後、脱
スケールを行い、腐食による質量減少量を測定した。な
お結果は質量減少量を腐食浸食量に換算した。また高温
時効試験では、１０００℃の温度で８００時間試験片を
保持した後、ＴＣＰ相析出の有無を調査して、合金の組
織安定性について評価を行った。これらの結果を表２〜
４および図２および図３に示す。
クリープ破断試験、耐高温腐食試験および高温時効試験
を行った。なお、クリープ破断試験では、大気中にて温
度１１００℃、応力１３８ＭＰａの条件で試験を行い、
破断寿命を測定した。耐高温腐食試験では、７５％Ｎａ
２ＳＯ４＋２５％ＮａＣｌの組成を有する温度９００℃
に加熱した溶融塩中に試験片を２０時間浸漬した後、脱
スケールを行い、腐食による質量減少量を測定した。な
お結果は質量減少量を腐食浸食量に換算した。また高温
時効試験では、１０００℃の温度で８００時間試験片を
保持した後、ＴＣＰ相析出の有無を調査して、合金の組
織安定性について評価を行った。これらの結果を表２〜
４および図２および図３に示す。
【００５７】表２に、実施例、比較例および従来例につ
いての合金のクリープ試験結果を示す。
いての合金のクリープ試験結果を示す。
【００５８】
【表２】
【００５９】表２に示すように、本発明の合金組成の範
囲内にある実施例の試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９では、１１
００℃、１３８ＭＰａでのクリープ破断寿命が２４４〜
３７８時間となり、従来例であるＣＭＳＸ−４に比べて
良好な特性を示した。
囲内にある実施例の試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９では、１１
００℃、１３８ＭＰａでのクリープ破断寿命が２４４〜
３７８時間となり、従来例であるＣＭＳＸ−４に比べて
良好な特性を示した。
【００６０】ところが、本発明の組成範囲にない比較例
の試料Ｎｏ．１０〜Ｎｏ．１５では、ＡｌおよびＲｅの
過剰添加により、クリープ強度が低下した。これは、Ｎ
ｉマトリックスの固溶限を超えて元素を添加すると、Ｒ
ｅ、ＣｒおよびＷなどの固溶強化元素が針状あるいは板
状になって析出し、クリープ特性に悪影響を及ぼすため
である。また同様に、試料Ｎｏ．１１の合金ではＣｒお
よびＴｉを過剰に添加し、試料Ｎｏ．１４の合金ではＣ
ｒおよびＣｏを過剰添加しているため、添加元素がＮｉ
マトリックス中の固溶限を超えて、Ｒｅ−Ｗ、Ｒｅ−Ｍ
ｏ、Ｒｅ−Ｃｒ−Ｗ、α−Ｗ、α−Ｍｏ等のＴＣＰ相が
析出することにより、クリープ破断寿命を低下させてい
た。さらに、試料Ｎｏ．１５の合金においても、Ｔａを
過剰添加しているため、クリープ破断寿命が低下した。
の試料Ｎｏ．１０〜Ｎｏ．１５では、ＡｌおよびＲｅの
過剰添加により、クリープ強度が低下した。これは、Ｎ
ｉマトリックスの固溶限を超えて元素を添加すると、Ｒ
ｅ、ＣｒおよびＷなどの固溶強化元素が針状あるいは板
状になって析出し、クリープ特性に悪影響を及ぼすため
である。また同様に、試料Ｎｏ．１１の合金ではＣｒお
よびＴｉを過剰に添加し、試料Ｎｏ．１４の合金ではＣ
ｒおよびＣｏを過剰添加しているため、添加元素がＮｉ
マトリックス中の固溶限を超えて、Ｒｅ−Ｗ、Ｒｅ−Ｍ
ｏ、Ｒｅ−Ｃｒ−Ｗ、α−Ｗ、α−Ｍｏ等のＴＣＰ相が
析出することにより、クリープ破断寿命を低下させてい
た。さらに、試料Ｎｏ．１５の合金においても、Ｔａを
過剰添加しているため、クリープ破断寿命が低下した。
【００６１】一方、本発明の合金組成範囲よりも添加元
素量が少ない場合には、試料Ｎｏ．１２および試料Ｎ
ｏ．１３の合金に見られるように、γ′の析出強化、あ
るいはＲｅ、ＭｏおよびＷなどの固溶強化が有効に作用
せず、従来合金のクリープ強度もしくはそれ以下の強度
となった。
素量が少ない場合には、試料Ｎｏ．１２および試料Ｎ
ｏ．１３の合金に見られるように、γ′の析出強化、あ
るいはＲｅ、ＭｏおよびＷなどの固溶強化が有効に作用
せず、従来合金のクリープ強度もしくはそれ以下の強度
となった。
【００６２】表３には、実施例、比較例および従来例に
ついての合金の高温腐食試験結果を示す。
ついての合金の高温腐食試験結果を示す。
【００６３】
【表３】
【００６４】表３に示すように、本発明の組成範囲内に
ある実施例の合金は良好な耐食性を示すのに対し、Ｃｒ
の添加量が４．７％以下の試料Ｎｏ．１２および試料Ｎ
ｏ．１３の合金については、腐食浸食量が４．７％以上
のＣｒ添加合金に比較し、多くなっており、耐高温腐食
性の劣る結果となった。
ある実施例の合金は良好な耐食性を示すのに対し、Ｃｒ
の添加量が４．７％以下の試料Ｎｏ．１２および試料Ｎ
ｏ．１３の合金については、腐食浸食量が４．７％以上
のＣｒ添加合金に比較し、多くなっており、耐高温腐食
性の劣る結果となった。
【００６５】表４には、実施例、比較例および従来例に
ついての合金の組織安定性評価試験結果を示す。
ついての合金の組織安定性評価試験結果を示す。
【００６６】また図２には、実施例の成分組成を有する
合金の１０００℃、１９６ＭＰａクリープ試験後の合金
組織の写真を示す。
合金の１０００℃、１９６ＭＰａクリープ試験後の合金
組織の写真を示す。
【００６７】図３には、比較例の成分組成を有する合金
の１０００℃、１９６ＭＰａクリープ試験後の合金組織
の写真を示す。
の１０００℃、１９６ＭＰａクリープ試験後の合金組織
の写真を示す。
【００６８】
【表４】
【００６９】表４に示すように、本発明の組成範囲内に
ある実施例の合金では、１０００時間保持後も図２に示
すようなＮｉマトリックス中に矩形のγ′相のみが析出
した良好な組織となるのに対し、本発明の組成範囲内に
ない、過剰に元素を添加した比較例の合金では、図３に
代表的に示されるように、板状あるいは針状のＴＣＰ相
が生成し、組織安定性を悪化させていることが判明し
た。
ある実施例の合金では、１０００時間保持後も図２に示
すようなＮｉマトリックス中に矩形のγ′相のみが析出
した良好な組織となるのに対し、本発明の組成範囲内に
ない、過剰に元素を添加した比較例の合金では、図３に
代表的に示されるように、板状あるいは針状のＴＣＰ相
が生成し、組織安定性を悪化させていることが判明し
た。
【００７０】本実施形態によれば、合金組成を本発明の
組成範囲内にすることにより、優れた高温強度、耐高温
腐食性および組織安定性を有するＮｉ基単結晶超合金を
得ることができる。
組成範囲内にすることにより、優れた高温強度、耐高温
腐食性および組織安定性を有するＮｉ基単結晶超合金を
得ることができる。
【００７１】第２実施形態（図４；表５〜７） 本実施形態においては、本発明の熱処理範囲にあるＮｉ
基単結晶超合金が優れたクリープ強度を有することを確
認した。
基単結晶超合金が優れたクリープ強度を有することを確
認した。
【００７２】表１に示す試料Ｎｏ．１の合金組成を目標
として、４０ｋｇのメルティングストックを作製した。
表５にその合金組成分析結果を示す。
として、４０ｋｇのメルティングストックを作製した。
表５にその合金組成分析結果を示す。
【００７３】
【表５】
【００７４】表５に示すように、メルティングストック
は、重量％で、Ｃｏ：７．８％、Ｃｒ：５．０％、Ｍ
ｏ：３．４％、Ｗ：８．７％、Ａｌ：５．２％、Ｔｉ：
０．５％、Ｔａ：４．４％、Ｒｅ２．４％、Ｈｆ：０．
１％を含有し、残部をＮｉおよび不可避的不純物とし
た。
は、重量％で、Ｃｏ：７．８％、Ｃｒ：５．０％、Ｍ
ｏ：３．４％、Ｗ：８．７％、Ａｌ：５．２％、Ｔｉ：
０．５％、Ｔａ：４．４％、Ｒｅ２．４％、Ｈｆ：０．
１％を含有し、残部をＮｉおよび不可避的不純物とし
た。
【００７５】次に、このメルティングストックを使用し
て、引抜き法により直径９ｍｍ×１００ｍｍの単結晶丸
棒試験片を作製した。
て、引抜き法により直径９ｍｍ×１００ｍｍの単結晶丸
棒試験片を作製した。
【００７６】この試験片に対して、塩酸および過酸化水
素水の混合液にてエッチングを行い、試験片全体が単結
晶化していることならびに成長方向が引き抜き方向に対
して１０°以内になっていることを目視により確認し
た。
素水の混合液にてエッチングを行い、試験片全体が単結
晶化していることならびに成長方向が引き抜き方向に対
して１０°以内になっていることを目視により確認し
た。
【００７７】実施例（図４；表６） 本実施例では、熱処理条件を本発明の温度範囲とした。
【００７８】図４は、本実施例において熱処理条件を変
化させた場合の熱処理シーケンスを示す図である。
化させた場合の熱処理シーケンスを示す図である。
【００７９】図４に示すように、本実施例においては、
熱処理条件である予備熱処理Ｉ、溶体化熱処理IIおよび
１段時効熱処理III を本発明の温度範囲とした。
熱処理条件である予備熱処理Ｉ、溶体化熱処理IIおよび
１段時効熱処理III を本発明の温度範囲とした。
【００８０】溶体化熱処理Ｉは１２１０℃から１３５０
℃までの温度範囲とし、１段時効熱処理III は１１００
から１２００℃までの温度範囲とした。また溶体化熱処
理III 前には、溶体化熱処理IIの温度よりも２０℃から
６０℃までの低温で、予備熱処理Ｉを施した。具体的に
は、表６に示す熱処理温度として、試験片Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．７を得た。
℃までの温度範囲とし、１段時効熱処理III は１１００
から１２００℃までの温度範囲とした。また溶体化熱処
理III 前には、溶体化熱処理IIの温度よりも２０℃から
６０℃までの低温で、予備熱処理Ｉを施した。具体的に
は、表６に示す熱処理温度として、試験片Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．７を得た。
【００８１】
【表６】
【００８２】表６に示す熱処理条件により得られた試験
片Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７を、平行部４ｍｍ×２０ｍｍ、全
長６０ｍｍのクリープ試験片に加工した。
片Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７を、平行部４ｍｍ×２０ｍｍ、全
長６０ｍｍのクリープ試験片に加工した。
【００８３】比較例（図４；表６） 本比較例では、熱処理条件を本発明の温度範囲以外と
し、熱処理条件である予備熱処理Ｉ、溶体化熱処理IIお
よび１段時効熱処理III を表６に示す熱処理温度とし
て、試験片Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１３を得た。
し、熱処理条件である予備熱処理Ｉ、溶体化熱処理IIお
よび１段時効熱処理III を表６に示す熱処理温度とし
て、試験片Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１３を得た。
【００８４】試験片Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１３はそれぞれの
熱処理を実施した後、平行部４ｍｍ×２０ｍｍ、全長６
０ｍｍのクリープ試験片に加工した。
熱処理を実施した後、平行部４ｍｍ×２０ｍｍ、全長６
０ｍｍのクリープ試験片に加工した。
【００８５】このようにして得られたクリープ試験片Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．１３を用いて、クリープ破断試験を行っ
た。なお、クリープ破断試験では、大気中にて温度１１
００℃、応力１３８ＭＰａの条件でクリープ破断試験を
行い、破断寿命を測定した。その試験結果を表７に示
す。
ｏ．１〜Ｎｏ．１３を用いて、クリープ破断試験を行っ
た。なお、クリープ破断試験では、大気中にて温度１１
００℃、応力１３８ＭＰａの条件でクリープ破断試験を
行い、破断寿命を測定した。その試験結果を表７に示
す。
【００８６】
【表７】
【００８７】表７に示すように、１２１０℃〜１３２０
℃にて溶体化処理を実施した実施例における試験片Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．７は、比較例における試験片Ｎｏ．８〜
Ｎｏ．１３に対し、良好なクリープ強度を示す。特に、
１２１０℃以下の溶体化熱処理を施した場合には、合金
中の元素の偏析ならびにγ′相のＮｉマトリックスへの
溶解が十分でなく、γ′が強度向上に有効な形状となり
得なかったため、クリープ強度が低下していた。一方、
溶体化熱処理の温度が、１３５０℃以上では融点の低い
γ−γ′共晶が局部溶解して穴となり、クリープ破壊の
起点となったため、クリープ強度が低下した。
℃にて溶体化処理を実施した実施例における試験片Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．７は、比較例における試験片Ｎｏ．８〜
Ｎｏ．１３に対し、良好なクリープ強度を示す。特に、
１２１０℃以下の溶体化熱処理を施した場合には、合金
中の元素の偏析ならびにγ′相のＮｉマトリックスへの
溶解が十分でなく、γ′が強度向上に有効な形状となり
得なかったため、クリープ強度が低下していた。一方、
溶体化熱処理の温度が、１３５０℃以上では融点の低い
γ−γ′共晶が局部溶解して穴となり、クリープ破壊の
起点となったため、クリープ強度が低下した。
【００８８】さらに、溶体化温度を１３２０℃として１
段時効温度を１１００℃〜１１８０℃とした試験片Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．３は、実施例のなかでも特に、優れたク
リープ破断特性を示した。しかし、溶体化温度を１３２
０℃として１段時効温度を９００℃とした試験片Ｎｏ．
１２は、析出γ′量が少なく、また１２５０℃とした試
験片Ｎｏ．１３では、γ′の粗大化が生じてしまいクリ
ープ強度が低下していた。
段時効温度を１１００℃〜１１８０℃とした試験片Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．３は、実施例のなかでも特に、優れたク
リープ破断特性を示した。しかし、溶体化温度を１３２
０℃として１段時効温度を９００℃とした試験片Ｎｏ．
１２は、析出γ′量が少なく、また１２５０℃とした試
験片Ｎｏ．１３では、γ′の粗大化が生じてしまいクリ
ープ強度が低下していた。
【００８９】本実施形態によれば、予備熱処理、溶体化
熱処理および時効熱処理における温度条件を本発明の範
囲内とすることにより、クリープ強度が優れるＮｉ基単
結晶超合金を得ることができる。
熱処理および時効熱処理における温度条件を本発明の範
囲内とすることにより、クリープ強度が優れるＮｉ基単
結晶超合金を得ることができる。
【００９０】第３実施形態（図５；表８） 本実施形態においては、熱処理として、多段階による温
度変化を与えることにより、９００℃以上の温度かつ２
００ＭＰａ以下の応力域においても優れたクリープ強度
を有することを確認した。
度変化を与えることにより、９００℃以上の温度かつ２
００ＭＰａ以下の応力域においても優れたクリープ強度
を有することを確認した。
【００９１】実施例（図５；表８） 本実施例においては、第２実施形態における実施例のメ
ルティングストックを使用して、引抜き法により直径９
ｍｍ×１００ｍｍの単結晶丸棒試験片を作製した。試験
片は塩酸および過酸化水素水の混合液にてエッチングを
行い、試験片全体が単結晶化していることならびに成長
方向が引き抜き方向に対して１０°以内になっているこ
とを目視により確認した。
ルティングストックを使用して、引抜き法により直径９
ｍｍ×１００ｍｍの単結晶丸棒試験片を作製した。試験
片は塩酸および過酸化水素水の混合液にてエッチングを
行い、試験片全体が単結晶化していることならびに成長
方向が引き抜き方向に対して１０°以内になっているこ
とを目視により確認した。
【００９２】その後、真空炉にて熱処理を実施した。熱
処理条件として、まず１０-4Ｔｏｒｒまで真空に引いた
後、１３００℃まで１０℃／ｍｉｎにて昇温を行った。
１３００℃の温度で１時間保持した後、１３２０℃まで
１℃／ｍｉｎの速度で昇温し、１３２０℃の温度で５時
間保持した後、Ａｒガスを試験片に吹き付け強制冷却を
行うＡｒガスファンクーリングを行った。
処理条件として、まず１０-4Ｔｏｒｒまで真空に引いた
後、１３００℃まで１０℃／ｍｉｎにて昇温を行った。
１３００℃の温度で１時間保持した後、１３２０℃まで
１℃／ｍｉｎの速度で昇温し、１３２０℃の温度で５時
間保持した後、Ａｒガスを試験片に吹き付け強制冷却を
行うＡｒガスファンクーリングを行った。
【００９３】続いて１０℃／ｍｉｎにて１１５０℃まで
昇温し、１１５０℃の温度で４時間保持して後、Ａｒガ
スファンクーリングにて室温まで冷却した。その後、１
０℃／ｍｉｎにて８７０℃まで昇温し、８７０℃の温度
で２０時間保持した後、Ａｒガスファンクーリングによ
り室温まで冷却した。
昇温し、１１５０℃の温度で４時間保持して後、Ａｒガ
スファンクーリングにて室温まで冷却した。その後、１
０℃／ｍｉｎにて８７０℃まで昇温し、８７０℃の温度
で２０時間保持した後、Ａｒガスファンクーリングによ
り室温まで冷却した。
【００９４】熱処理後、丸棒試験片４本を使用し、平行
部直径４ｍｍ、標点間距離２０ｍｍ、全長６０ｍｍのつ
ば付きクリープ試験片Ｎｏ．１４〜Ｎｏ．１７を作製し
た。
部直径４ｍｍ、標点間距離２０ｍｍ、全長６０ｍｍのつ
ば付きクリープ試験片Ｎｏ．１４〜Ｎｏ．１７を作製し
た。
【００９５】このようにして得られた試験片Ｎｏ．１４
〜Ｎｏ．１７に対してクリープ試験を行った。なお、ク
リープ試験条件として、試験片Ｎｏ．１４は９００℃の
温度で３９２ＭＰａとし、試験片Ｎｏ．１５は１０００
℃の温度で１９６ＭＰａとした。また、試験片Ｎｏ．１
６は、１１００℃の温度で１３８ＭＰａとし、試験片Ｎ
ｏ．１７は、１１００℃の温度で９６ＭＰａという条件
によりクリープ試験を実施した。これらの結果を表８お
よび図５に示す。
〜Ｎｏ．１７に対してクリープ試験を行った。なお、ク
リープ試験条件として、試験片Ｎｏ．１４は９００℃の
温度で３９２ＭＰａとし、試験片Ｎｏ．１５は１０００
℃の温度で１９６ＭＰａとした。また、試験片Ｎｏ．１
６は、１１００℃の温度で１３８ＭＰａとし、試験片Ｎ
ｏ．１７は、１１００℃の温度で９６ＭＰａという条件
によりクリープ試験を実施した。これらの結果を表８お
よび図５に示す。
【００９６】
【表８】
【００９７】従来例（図５） 本従来例においては、実施例の試験片Ｎｏ．１４〜Ｎ
ｏ．１７と比較するために、従来例としてのＣＭＳＸ−
４についてのデータを用いた。なお、ＣＭＳＸ−４のデ
ータは、”DSAND SX SUPERALLOYS FOR INDUSTRIALGASTU
RBINES”；G .L.Erickson and K.Harris :Materials fo
r Advanced PowerEngineering 1994 に記載する表４お
よび図１２より読みとった値を使用した。そのデータを
図５に併記した。
ｏ．１７と比較するために、従来例としてのＣＭＳＸ−
４についてのデータを用いた。なお、ＣＭＳＸ−４のデ
ータは、”DSAND SX SUPERALLOYS FOR INDUSTRIALGASTU
RBINES”；G .L.Erickson and K.Harris :Materials fo
r Advanced PowerEngineering 1994 に記載する表４お
よび図１２より読みとった値を使用した。そのデータを
図５に併記した。
【００９８】図５は、試験片Ｎｏ．１４〜Ｎｏ．１７お
よびＣＭＳＸ−４のクリープ特性を比較する図である。
なお、横軸は温度と時間のパラメータであるラーソンミ
ラパラメータ（ＬＭＰ）とし、縦軸を応力（Ｓｔｒｅｓ
ｓ）として結果を示している。
よびＣＭＳＸ−４のクリープ特性を比較する図である。
なお、横軸は温度と時間のパラメータであるラーソンミ
ラパラメータ（ＬＭＰ）とし、縦軸を応力（Ｓｔｒｅｓ
ｓ）として結果を示している。
【００９９】表８および図５に示すように、処理条件が
９００℃以上の温度で、２００ＭＰａ以下の応力域であ
る試験片Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１７においては、従来例で
あるＣＭＳＸ−４よりもクリープ破断寿命が向上してい
る。
９００℃以上の温度で、２００ＭＰａ以下の応力域であ
る試験片Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１７においては、従来例で
あるＣＭＳＸ−４よりもクリープ破断寿命が向上してい
る。
【０１００】本実施形態によれば、９００℃以下の温
度、２００ＭＰａ以上の応力においてはＣＭＳＸ−４と
ほぼ同等のクリープ強度を示すが、９００℃以上の温度
かつ２００ＭＰａ以下の応力域においては、第２世代の
単結晶合金よりもクリープ破断寿命が向上していること
が判明した。
度、２００ＭＰａ以上の応力においてはＣＭＳＸ−４と
ほぼ同等のクリープ強度を示すが、９００℃以上の温度
かつ２００ＭＰａ以下の応力域においては、第２世代の
単結晶合金よりもクリープ破断寿命が向上していること
が判明した。
【０１０１】従って、本実施形態によれば、温度を多段
階として熱処理を施すことにより、優れた高温強度、耐
高温腐食性および組織安定性を有するＮｉ基単結晶超合
金を得ることができる。
階として熱処理を施すことにより、優れた高温強度、耐
高温腐食性および組織安定性を有するＮｉ基単結晶超合
金を得ることができる。
【０１０２】
【発明の効果】以上のように本発明に係るＮｉ基単結晶
超合金およびその製造方法によれば、優れた高温強度、
耐高温腐食性および組織安定性が得られる。また、本発
明に係るガスタービン部品によれば、このＮｉ基単結晶
超合金をガスタービン動翼および静翼などに適用するこ
とにより、ガスタービンの効率向上に大きく寄与するこ
とができる。
超合金およびその製造方法によれば、優れた高温強度、
耐高温腐食性および組織安定性が得られる。また、本発
明に係るガスタービン部品によれば、このＮｉ基単結晶
超合金をガスタービン動翼および静翼などに適用するこ
とにより、ガスタービンの効率向上に大きく寄与するこ
とができる。
【図１】第１実施形態における、実施例および比較例の
熱処理シーケンスを示す図。
熱処理シーケンスを示す図。
【図２】第１実施形態における、実施例の１０００℃、
１９６ＭＰａクリープ試験後の合金組織を示す写真。
１９６ＭＰａクリープ試験後の合金組織を示す写真。
【図３】第１実施形態における、比較例の１０００℃、
１９６ＭＰａクリープ試験後の合金組織を示す写真。
１９６ＭＰａクリープ試験後の合金組織を示す写真。
【図４】第２実施形態における、熱処理条件を変化させ
た場合の熱処理シーケンスを示す図。
た場合の熱処理シーケンスを示す図。
【図５】第３実施形態における、試験片および従来例の
クリープ特性を比較する図。
クリープ特性を比較する図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５１Ｂ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ Ｆ０２Ｃ 7/00 Ｆ０２Ｃ 7/00 Ｃ (72)発明者 中澤 静夫 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁 金属材料技術研究所内 (72)発明者 原田 広史 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁 金属材料技術研究所内 (72)発明者 山縣 敏博 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁 金属材料技術研究所内 (72)発明者 日野 武久 神奈川県横浜市鶴見区末広町二丁目４番地 株式会社東芝京浜事業所内 (72)発明者 吉岡 洋明 神奈川県横浜市鶴見区末広町二丁目４番地 株式会社東芝京浜事業所内
Claims (9)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃｏ：５〜１０％、Ｃｒ：
４．７〜６％、Ｍｏ：２．０％を超え３．５％以下、
Ｗ：７．５〜１０％、Ａｌ：５〜６％、Ｔｉ：０．１〜
２％、Ｔａ：４〜５．５％、Ｒｅ１〜４％、Ｈｆ：０．
０１〜０．２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不
純物からなることを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃｏ：６〜９％、Ｃｒ：４．
９〜５．５％、Ｍｏ：２．５〜３．５％、Ｗ：８〜９．
５％、Ａｌ：５．１〜５．５％、Ｔｉ：０．１〜１％、
Ｔａ：４〜５％、Ｒｅ２〜３．５％、Ｈｆ：０．０１〜
０．２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物か
らなることを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。 - 【請求項３】 Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔ
ｉ、Ｔａ、ＲｅおよびＨｆを含む材料を、溶融および冷
却してＮｉ基単結晶超合金素体を形成し、そのＮｉ基単
結晶超合金素体を真空または不活性雰囲気内の環境下、
１２１０℃から１３５０℃までの温度範囲において溶体
化熱処理した後急冷し、その後、１１００から１２００
℃までの温度範囲において１段時効熱処理した後、１段
時効熱処理よりも低温で２段時効熱処理を施すことを特
徴とするＮｉ基単結晶超合金の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３記載のＮｉ基単結晶超合金の製
造方法において、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、
Ｔｉ、Ｔａ、ＲｅおよびＨｆを含む材料を用いて、請求
項１あるいは２記載の成分組成を有するＮｉ基単結晶超
合金を得ることを特徴とするＮｉ基単結晶超合金の製造
方法。 - 【請求項５】 請求項３または４記載のＮｉ基単結晶超
合金の製造方法において、溶体化熱処理は１０時間以内
とし、時効熱処理は３０時間以内とすることを特徴とす
るＮｉ基単結晶超合金の製造方法。 - 【請求項６】 請求項３から５までのいずれかに記載の
Ｎｉ基単結晶超合金の製造方法において、溶体化熱処理
は、２段から４段までのいずれかの温度変化を施し、時
効熱処理は、１段から２段までの温度変化を施すことを
特徴とするＮｉ基単結晶超合金の製造方法。 - 【請求項７】 請求項３から６までのいずれかに記載の
Ｎｉ基単結晶超合金の製造方法において、溶体化熱処理
前に、溶体化熱処理温度よりも２０℃から６０℃までの
低温にて、２時間以内で予備熱処理を施すことを特徴と
するＮｉ基単結晶超合金の製造方法。 - 【請求項８】 構成材料が請求項１あるいは２記載のＮ
ｉ基単結晶超合金により構成されたガスタービン部品。 - 【請求項９】 請求項３から７までに記載の製造方法で
作成されたＮｉ基単結晶超合金により構成されたガスタ
ービン部品。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06767198A JP3820430B2 (ja) | 1998-03-04 | 1998-03-04 | 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 |
| US09/261,230 US6159314A (en) | 1998-03-04 | 1999-03-03 | Nickel-base single-crystal superalloys, method for manufacturing the same, and gas turbine parts prepared therefrom |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06767198A JP3820430B2 (ja) | 1998-03-04 | 1998-03-04 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11246924A true JPH11246924A (ja) | 1999-09-14 |
| JP3820430B2 JP3820430B2 (ja) | 2006-09-13 |
Family
ID=13351705
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06767198A Expired - Lifetime JP3820430B2 (ja) | 1998-03-04 | 1998-03-04 | 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 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6159314A (ja) |
| JP (1) | JP3820430B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011019018A1 (ja) * | 2009-08-10 | 2011-02-17 | 株式会社Ihi | Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 |
| JP2015517028A (ja) * | 2012-03-27 | 2015-06-18 | アルストム テクノロジー リミテッドＡＬＳＴＯＭ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ Ｌｔｄ | 単結晶（ｓｘ）または一方向凝固（ｄｓ）ニッケル基超合金製の部品を製造するための方法 |
| JP2015178671A (ja) * | 2014-02-28 | 2015-10-08 | 大同特殊鋼株式会社 | 自動車用ターボチャージャのタービンホイール及びその製造方法 |
| CN112226648A (zh) * | 2020-09-08 | 2021-01-15 | 中国科学院金属研究所 | 一种低Re、低S耐热腐蚀镍基单晶高温合金 |
| KR20230136728A (ko) * | 2021-02-10 | 2023-09-26 | 창원대학교 산학협력단 | 대형 초내열합금 잉곳의 단조 특성 향상을 위한 균질화 열처리 방법 |
| CN118957468A (zh) * | 2024-10-18 | 2024-11-15 | 天目山实验室 | 一种块体钛铝单晶合金及其制备方法 |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| US20080240926A1 (en) * | 2005-03-28 | 2008-10-02 | Toshiharu Kobayashi | Cobalt-Free Ni-Base Superalloy |
| US20060219758A1 (en) * | 2005-03-29 | 2006-10-05 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Welding of gamma'-strengthened superalloys |
| US20090317287A1 (en) * | 2008-06-24 | 2009-12-24 | Honeywell International Inc. | Single crystal nickel-based superalloy compositions, components, and manufacturing methods therefor |
| 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 |
| US8216509B2 (en) * | 2009-02-05 | 2012-07-10 | Honeywell International Inc. | Nickel-base superalloys |
| US20160214350A1 (en) | 2012-08-20 | 2016-07-28 | Pratt & Whitney Canada Corp. | Oxidation-Resistant Coated Superalloy |
| US10293437B2 (en) * | 2012-10-12 | 2019-05-21 | United Technologies Corporation | Method of working a gas turbine engine airfoil |
| JP6746457B2 (ja) * | 2016-10-07 | 2020-08-26 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | タービン翼の製造方法 |
| EP4012061A1 (de) * | 2020-12-09 | 2022-06-15 | MTU Aero Engines AG | Nickelbasislegierung und bauteil aus dieser |
| CN119500977B (zh) * | 2024-11-22 | 2026-01-30 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种四联导向叶片单晶完整性的控制方法 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4388124A (en) * | 1979-04-27 | 1983-06-14 | General Electric Company | Cyclic oxidation-hot corrosion resistant nickel-base superalloys |
| US4643782A (en) * | 1984-03-19 | 1987-02-17 | Cannon Muskegon Corporation | Single crystal alloy technology |
| US4719080A (en) * | 1985-06-10 | 1988-01-12 | United Technologies Corporation | Advanced high strength single crystal superalloy compositions |
| US5100484A (en) * | 1985-10-15 | 1992-03-31 | General Electric Company | Heat treatment for nickel-base superalloys |
| JP3012652B2 (ja) * | 1986-12-30 | 2000-02-28 | ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ | 単結晶生成品を製造するための改良された、特性の均衡したニッケルをベースとする超合金 |
| US5240518A (en) * | 1990-09-05 | 1993-08-31 | General Electric Company | Single crystal, environmentally-resistant gas turbine shroud |
| WO1993024683A1 (en) * | 1992-05-28 | 1993-12-09 | United Technologies Corporation | Oxidation resistant single crystal superalloy castings |
| US5820700A (en) * | 1993-06-10 | 1998-10-13 | United Technologies Corporation | Nickel base superalloy columnar grain and equiaxed materials with improved performance in hydrogen and air |
-
1998
- 1998-03-04 JP JP06767198A patent/JP3820430B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1999
- 1999-03-03 US US09/261,230 patent/US6159314A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011019018A1 (ja) * | 2009-08-10 | 2011-02-17 | 株式会社Ihi | Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 |
| CN102471833A (zh) * | 2009-08-10 | 2012-05-23 | 株式会社Ihi | Ni基单晶超合金和涡轮叶片 |
| JP5133453B2 (ja) * | 2009-08-10 | 2013-01-30 | 株式会社Ｉｈｉ | Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 |
| US9932657B2 (en) | 2009-08-10 | 2018-04-03 | Ihi Corporation | Method of making a Ni—based single crystal superalloy and turbine blade incorporating same |
| JP2015517028A (ja) * | 2012-03-27 | 2015-06-18 | アルストム テクノロジー リミテッドＡＬＳＴＯＭ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ Ｌｔｄ | 単結晶（ｓｘ）または一方向凝固（ｄｓ）ニッケル基超合金製の部品を製造するための方法 |
| JP2015178671A (ja) * | 2014-02-28 | 2015-10-08 | 大同特殊鋼株式会社 | 自動車用ターボチャージャのタービンホイール及びその製造方法 |
| CN112226648A (zh) * | 2020-09-08 | 2021-01-15 | 中国科学院金属研究所 | 一种低Re、低S耐热腐蚀镍基单晶高温合金 |
| KR20230136728A (ko) * | 2021-02-10 | 2023-09-26 | 창원대학교 산학협력단 | 대형 초내열합금 잉곳의 단조 특성 향상을 위한 균질화 열처리 방법 |
| CN118957468A (zh) * | 2024-10-18 | 2024-11-15 | 天目山实验室 | 一种块体钛铝单晶合金及其制备方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
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