JP2002194467A - 産業用タービンの単結晶ブレードのための高い耐高温腐食性をもつニッケル系超合金 - Google Patents
産業用タービンの単結晶ブレードのための高い耐高温腐食性をもつニッケル系超合金Info
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
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- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 産業用ガスタービンの固定式および可動式単
結晶ブレードを方向性凝固により製造するために使用す
るニッケル系超合金。 【解決手段】 ニッケル系超合金において、単結晶凝固
に好適な、質量比で以下の組成であるニッケル系超合
金。 Ｃｏ： ４．７５ 〜 ５．２５％ Ｃｒ：１１．５ 〜１２．５％ Ｍｏ： ０．８ 〜 １．２％ Ｗ ： ３．７５ 〜 ４．２５％ Ａｌ： ３．７５ 〜 ４．２５％ Ｔｉ： ４ 〜 ４．８％ Ｔａ： １．７５ 〜 ２．２５％ Ｃ ： ０．００６〜 ０．０４％ Ｂ ： ≦０．０１％ Ｚｒ： ≦０．０１％ Ｈｆ： ≦１％ Ｎｂ： ≦１％ Ｎｉおよび不純物：各成分に加えて１００％にする
結晶ブレードを方向性凝固により製造するために使用す
るニッケル系超合金。 【解決手段】 ニッケル系超合金において、単結晶凝固
に好適な、質量比で以下の組成であるニッケル系超合
金。 Ｃｏ： ４．７５ 〜 ５．２５％ Ｃｒ：１１．５ 〜１２．５％ Ｍｏ： ０．８ 〜 １．２％ Ｗ ： ３．７５ 〜 ４．２５％ Ａｌ： ３．７５ 〜 ４．２５％ Ｔｉ： ４ 〜 ４．８％ Ｔａ： １．７５ 〜 ２．２５％ Ｃ ： ０．００６〜 ０．０４％ Ｂ ： ≦０．０１％ Ｚｒ： ≦０．０１％ Ｈｆ： ≦１％ Ｎｂ： ≦１％ Ｎｉおよび不純物：各成分に加えて１００％にする
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、産業用ガスタービ
ンの固定式および可動式単結晶ブレードを方向性凝固に
より製造するために使用するニッケル系超合金に関す
る。
ンの固定式および可動式単結晶ブレードを方向性凝固に
より製造するために使用するニッケル系超合金に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】ニッケル系超合金は、産業用ガスタービ
ンの可動式および固定式ブレードの製造に現在利用され
ている性能の最も高い材料である。このような特定な用
途を対象とするこれら合金について現在要求されている
２つの主要な特徴は、８５０℃までの温度におけるすぐ
れた耐クリープ性と、非常にすぐれた耐高温腐食性であ
る。現在この分野に利用されているいくつかの合金は、
ＩＮ７３８、ＩＮ９３９およびＩＮ７９２である。
ンの可動式および固定式ブレードの製造に現在利用され
ている性能の最も高い材料である。このような特定な用
途を対象とするこれら合金について現在要求されている
２つの主要な特徴は、８５０℃までの温度におけるすぐ
れた耐クリープ性と、非常にすぐれた耐高温腐食性であ
る。現在この分野に利用されているいくつかの合金は、
ＩＮ７３８、ＩＮ９３９およびＩＮ７９２である。
【０００３】これらの合金を利用して製造されているブ
レードは、ロストワックス法を利用する通常の鋳造によ
り製造され、その組織は多結晶質である。すなわち、相
互にランダムに配向し、結晶粒子と呼ばれる結晶が併置
した組織である。これら結晶粒子それ自体は、ニッケル
をベースとするオーステナイト系ガンマ（γ）マトリッ
クスによって構成され、このマトリックスに、金属間化
合物Ｎｉ3Ａｌをベースとするガンマプライム（γ´）
相の硬化粒子が分散している。結晶粒子からなるこの組
織が、これら合金に８５０℃程度の温度で高いレベルの
耐クリープ性を付与し、一般に５０，０００〜１００，
０００時間の耐久性が求められているブレードの寿命を
保証する。また、合金ＩＮ９３９、ＩＮ７３８およびＩ
Ｎ７９２の化学的組成については、これら合金が燃焼ガ
ス環境に対してすぐれた耐性、特に産業用ガスタービン
の場合に激しい現象である高温腐食に対してすぐれた耐
性を示すように決定されている。したがって、対象とす
る用途においてこれら合金に必要な耐高温腐食性を付与
するためには、かなりの量の、例えば１２〜２２質量％
のクロムを添加する必要がある。耐クリープ性の点から
順位をつければ、ＩＮ９３９＜ＩＮ７３８＜ＩＮ７９２
である。耐高温腐食性の点から見た順位は逆である。す
なわち、ＩＮ７９２＜ＩＮ７３８＜ＩＮ９３９である。
レードは、ロストワックス法を利用する通常の鋳造によ
り製造され、その組織は多結晶質である。すなわち、相
互にランダムに配向し、結晶粒子と呼ばれる結晶が併置
した組織である。これら結晶粒子それ自体は、ニッケル
をベースとするオーステナイト系ガンマ（γ）マトリッ
クスによって構成され、このマトリックスに、金属間化
合物Ｎｉ3Ａｌをベースとするガンマプライム（γ´）
相の硬化粒子が分散している。結晶粒子からなるこの組
織が、これら合金に８５０℃程度の温度で高いレベルの
耐クリープ性を付与し、一般に５０，０００〜１００，
０００時間の耐久性が求められているブレードの寿命を
保証する。また、合金ＩＮ９３９、ＩＮ７３８およびＩ
Ｎ７９２の化学的組成については、これら合金が燃焼ガ
ス環境に対してすぐれた耐性、特に産業用ガスタービン
の場合に激しい現象である高温腐食に対してすぐれた耐
性を示すように決定されている。したがって、対象とす
る用途においてこれら合金に必要な耐高温腐食性を付与
するためには、かなりの量の、例えば１２〜２２質量％
のクロムを添加する必要がある。耐クリープ性の点から
順位をつければ、ＩＮ９３９＜ＩＮ７３８＜ＩＮ７９２
である。耐高温腐食性の点から見た順位は逆である。す
なわち、ＩＮ７９２＜ＩＮ７３８＜ＩＮ９３９である。
【０００４】産業用ガスタービンの出力特性および消耗
特性を改善する一つの方法として、タービン出口のガス
温度を高くすることがある。このためには、タービンブ
レード用の合金は、同じ機械的特長、特に耐クリープ性
を維持した状態で、ますます高くなる動作温度に耐え得
る必要があり、こうしなければ同じ耐久性を実現するこ
とはできない。
特性を改善する一つの方法として、タービン出口のガス
温度を高くすることがある。このためには、タービンブ
レード用の合金は、同じ機械的特長、特に耐クリープ性
を維持した状態で、ますます高くなる動作温度に耐え得
る必要があり、こうしなければ同じ耐久性を実現するこ
とはできない。
【０００５】同じ問題は過去にも、航空用途におけるタ
ーボジェット用ガスタービンやターボエンジン用ガスタ
ービンで認められていた。この場合、通常の鋳造によっ
て製作されていた多結晶ブレードとして知られているブ
レードを単結晶ブレードとして知られているブレード、
すなわち冶金学的単結晶粒子によって構成されたブレー
ドに変更して問題を解決していた。
ーボジェット用ガスタービンやターボエンジン用ガスタ
ービンで認められていた。この場合、通常の鋳造によっ
て製作されていた多結晶ブレードとして知られているブ
レードを単結晶ブレードとして知られているブレード、
すなわち冶金学的単結晶粒子によって構成されたブレー
ドに変更して問題を解決していた。
【０００６】これら単結晶ブレードは、ロストワックス
鋳造法を利用する方向性凝固によって製造されている。
高温でクリープ変形の起こりやすい位置である粒界を取
り除くと、ニッケル系超合金の特性が飛躍的に改善す
る。また、単結晶凝固を適用すると、単結晶成分の好適
な成長方向を選択することができる。すなわち、耐クリ
ープ性および熱疲労からみて最適な＜００１＞配向を選
択できる。タービンブレードにとって最もよくない応力
はこれら２種類の機械的応力である。
鋳造法を利用する方向性凝固によって製造されている。
高温でクリープ変形の起こりやすい位置である粒界を取
り除くと、ニッケル系超合金の特性が飛躍的に改善す
る。また、単結晶凝固を適用すると、単結晶成分の好適
な成長方向を選択することができる。すなわち、耐クリ
ープ性および熱疲労からみて最適な＜００１＞配向を選
択できる。タービンブレードにとって最もよくない応力
はこれら２種類の機械的応力である。
【０００７】しかしながら、航空用途の単結晶タービン
ブレードを対象として開発された化学的超合金化合物
は、産業用途して知られている地上・海上用途のブレー
ドには不向きである。これら合金の場合、１１００℃以
上の温度における機械抵抗の改善を目的としているが、
これは耐高温腐食性にとっては有害である。この場合、
航空用単結晶タービンブレードを対象とする超合金のク
ロム濃度は一般に８質量％未満であり、換言すればγ´
相の容量％が７０％程度であり、この水準は高温におけ
る耐クリープ性には有利である。
ブレードを対象として開発された化学的超合金化合物
は、産業用途して知られている地上・海上用途のブレー
ドには不向きである。これら合金の場合、１１００℃以
上の温度における機械抵抗の改善を目的としているが、
これは耐高温腐食性にとっては有害である。この場合、
航空用単結晶タービンブレードを対象とする超合金のク
ロム濃度は一般に８質量％未満であり、換言すればγ´
相の容量％が７０％程度であり、この水準は高温におけ
る耐クリープ性には有利である。
【０００８】クロム分に富み、かつ産業用ガスタービン
の成分の単結晶凝固に好適なニッケル系超合金として知
られている合金には、ＳＣ１６があり、ＦＲ２，６４
３，０８５Ａに記載されている。クロム濃度は、１６重
量％である。合金ＳＣ１６の耐クリープ性に関する特性
については、多結晶合金ＩＮ７３８と比較した場合、動
作温度がほぼ３０℃（８００℃ではなく８３０℃）から
ほぼ５０℃（９００℃ではなく９５０℃）に上昇する程
度である。８５０℃空気中において大気圧下でＮａ2Ｓ
Ｏ4を使用して行なった比較腐食サイクル試験から、合
金ＳＣ１６の耐高温腐食性が基準多結晶合金ＩＮ７３８
と少なくとも等価であることがわかった。
の成分の単結晶凝固に好適なニッケル系超合金として知
られている合金には、ＳＣ１６があり、ＦＲ２，６４
３，０８５Ａに記載されている。クロム濃度は、１６重
量％である。合金ＳＣ１６の耐クリープ性に関する特性
については、多結晶合金ＩＮ７３８と比較した場合、動
作温度がほぼ３０℃（８００℃ではなく８３０℃）から
ほぼ５０℃（９００℃ではなく９５０℃）に上昇する程
度である。８５０℃空気中において大気圧下でＮａ2Ｓ
Ｏ4を使用して行なった比較腐食サイクル試験から、合
金ＳＣ１６の耐高温腐食性が基準多結晶合金ＩＮ７３８
と少なくとも等価であることがわかった。
【０００９】また、産業用タービンの製造業者も自身の
テストベンチを使用して、ＳＣ１６について高温腐食試
験を行なっている。極端な動作条件を示す非常に厳格な
環境で、合金ＳＣ１６の耐高温腐食性は合金ＩＮ７３８
よりも劣っていることがわかった。さらに、製造業者の
ガスタービンの動作温度改善に対する需要が高く、従っ
てより高い耐クリープ性をもつブレード用超合金の必要
性も高い。
テストベンチを使用して、ＳＣ１６について高温腐食試
験を行なっている。極端な動作条件を示す非常に厳格な
環境で、合金ＳＣ１６の耐高温腐食性は合金ＩＮ７３８
よりも劣っていることがわかった。さらに、製造業者の
ガスタービンの動作温度改善に対する需要が高く、従っ
てより高い耐クリープ性をもつブレード用超合金の必要
性も高い。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、産業
用タービンの腐食性の強い燃焼ガス環境内における耐高
温腐食性が少なくとも参照する多結晶超合金ＩＮ７９２
に匹敵し、かつ耐クリープ性が１０００℃までの温度で
合金ＩＮ７９２に匹敵するかそれ以上のニッケル系超合
金を提供することである。この超合金は、指向性凝固に
よる、産業用ガスタービンの（高さが数十ｃｍかそれ以
下の）寸法の大きい固定式および可動式単結晶ブレード
の製造に特に好適である。
用タービンの腐食性の強い燃焼ガス環境内における耐高
温腐食性が少なくとも参照する多結晶超合金ＩＮ７９２
に匹敵し、かつ耐クリープ性が１０００℃までの温度で
合金ＩＮ７９２に匹敵するかそれ以上のニッケル系超合
金を提供することである。この超合金は、指向性凝固に
よる、産業用ガスタービンの（高さが数十ｃｍかそれ以
下の）寸法の大きい固定式および可動式単結晶ブレード
の製造に特に好適である。
【００１１】さらに、この超合金は、高温で長期間維持
した場合に、クロム分に富む脆い金属間相の析出に関し
てすぐれた微細組織安定性を示す必要がある。さらに具
体的には、本発明は、以下の諸特性をもつ合金化合物を
得ることを課題とする。
した場合に、クロム分に富む脆い金属間相の析出に関し
てすぐれた微細組織安定性を示す必要がある。さらに具
体的には、本発明は、以下の諸特性をもつ合金化合物を
得ることを課題とする。
【００１２】最適化された耐高温腐食性。いずれにせ
よ、この耐高温腐食性は、産業用タービンの燃焼ガス環
境を表す各環境内で多結晶超合金ＩＮ７９２に少なくと
も匹敵する。最大容量比のγ´相の硬化析出物。目的
は、高温における耐クリープ性の改善である。１０００
℃までの温度における耐クリープ性が基準多結晶合金Ｉ
Ｎ７９２よりすぐれている。
よ、この耐高温腐食性は、産業用タービンの燃焼ガス環
境を表す各環境内で多結晶超合金ＩＮ７９２に少なくと
も匹敵する。最大容量比のγ´相の硬化析出物。目的
は、高温における耐クリープ性の改善である。１０００
℃までの温度における耐クリープ性が基準多結晶合金Ｉ
Ｎ７９２よりすぐれている。
【００１３】γ/γ´共融相を含むγ´相の固溶粒子中
への完全固溶による均質性の実現である。高温において
長時間維持した場合に生じる、γマトリックスからの、
クロム分に富む脆い金属間層析出の防止である。
への完全固溶による均質性の実現である。高温において
長時間維持した場合に生じる、γマトリックスからの、
クロム分に富む脆い金属間層析出の防止である。
【００１４】８．４ｇ・ｃｍ-3未満の密度。目的は、単
結晶ブレードの質量を最小限に抑制し、ブレード、およ
びブレードを固定するタービンディスクへ作用する遠心
応力を制限することである。高さが数十ｃｍに達し、か
つ質量が数ｋｇのタービンブレードのすぐれた単結晶凝
固性である。
結晶ブレードの質量を最小限に抑制し、ブレード、およ
びブレードを固定するタービンディスクへ作用する遠心
応力を制限することである。高さが数十ｃｍに達し、か
つ質量が数ｋｇのタービンブレードのすぐれた単結晶凝
固性である。
【００１５】
【課題を解決するための手段】本発明の単結晶凝固に好
適な超合金は、重量比で以下の組成からなる。 Ｃｏ： ４．７５ 〜 ５．２５％ Ｃｒ：１１．５ 〜１２．５％ Ｍｏ： ０．８ 〜 １．２％ Ｗ ： ３．７５ 〜 ４．２５％ Ａｌ： ３．７５ 〜 ４．２５％ Ｔｉ： ４ 〜 ４．８％ Ｔａ： １．７５ 〜 ２．２５％ Ｃ ： ０．００６〜 ０．０４％ Ｂ ： ≦０．０１％ Ｚｒ： ≦０．０１％ Ｈｆ： ≦１％ Ｎｂ： ≦１％ Ｎｉおよび不純物：各成分に加えて１００％にする。
適な超合金は、重量比で以下の組成からなる。 Ｃｏ： ４．７５ 〜 ５．２５％ Ｃｒ：１１．５ 〜１２．５％ Ｍｏ： ０．８ 〜 １．２％ Ｗ ： ３．７５ 〜 ４．２５％ Ａｌ： ３．７５ 〜 ４．２５％ Ｔｉ： ４ 〜 ４．８％ Ｔａ： １．７５ 〜 ２．２５％ Ｃ ： ０．００６〜 ０．０４％ Ｂ ： ≦０．０１％ Ｚｒ： ≦０．０１％ Ｈｆ： ≦１％ Ｎｂ： ≦１％ Ｎｉおよび不純物：各成分に加えて１００％にする。
【００１６】本発明の合金は、耐クリープ性と耐高温腐
食性とをきわめて均衡をとった合金である。この合金
は、単結晶成分、すなわち冶金学的単結晶粒子からなる
成分を製造するのに好適である。この特定な組織は、例
えば、結晶粒子または単結晶核を選択する螺旋型装置ま
たはシケイン（ｃｈｉｃａｎｅ）型装置を使用する、熱
勾配を適用した従来の方向性凝固法によって製造する。
本発明は、上記超合金の単結晶凝固によって製造した産
業用タービンブレードにも関する。
食性とをきわめて均衡をとった合金である。この合金
は、単結晶成分、すなわち冶金学的単結晶粒子からなる
成分を製造するのに好適である。この特定な組織は、例
えば、結晶粒子または単結晶核を選択する螺旋型装置ま
たはシケイン（ｃｈｉｃａｎｅ）型装置を使用する、熱
勾配を適用した従来の方向性凝固法によって製造する。
本発明は、上記超合金の単結晶凝固によって製造した産
業用タービンブレードにも関する。
【００１７】
【発明の実施の形態】表１に挙げた公称組成で、本明細
書でＳＣＢ４４４と呼ぶ本発明合金を製造した。表１に
は、参照する合金ＩＮ９３９、ＩＮ７３８、ＩＮ７９２
およびＳＣ１６における主要元素の公称濃度も併記す
る。
書でＳＣＢ４４４と呼ぶ本発明合金を製造した。表１に
は、参照する合金ＩＮ９３９、ＩＮ７３８、ＩＮ７９２
およびＳＣ１６における主要元素の公称濃度も併記す
る。
【００１８】
【表１】 表１: 主な元素の質量による濃度（％）合金 Ｎｉ Ｃｏ Ｃｒ Ｍｏ Ｗ Ａｌ Ｔｉ Ｔａ Ｎｂ ＩＮ９３９ 残部 19 22.5 − 2 1.9 3.7 1.4 1 ＩＮ７３８ 残部 8.5 16 1.7 2.6 3.4 3.4 1.7 0.9 ＩＮ７９２ 残部 9 12.4 1.9 3.8 3.1 4.5 3.9 - ＳＣ１６ 残部 - 16 3 - 3.5 3.5 3.5 - ＳＣＢ４４４ 残部 5 12 1 4 4 4.4 2 -
【００１９】クロムは、ニッケル系超合金の耐高温腐食
性に有利で、かつ支配的な効果をもつ元素である。試験
によれば、以下に説明する高温腐食試験の条件であっ
て、ある種の産業用タービンの燃焼ガスによって生じる
環境を表す条件下で合金ＩＮ７９２の耐高温腐食性に匹
敵する耐高温腐食性を得るためには、本発明の合金には
１２質量％程度のクロムを添加することが必要十分条件
である。クロム濃度がより高くなると、１０００℃まで
の温度における合金の優れた耐クリープ性に必要なγ´
相の容量比が実現できず、実現した場合には、γマトリ
ックスにおいてクロム分に富む脆い金属間化合物が析出
し、合金が不安定になる。クロムは、この元素が優先的
に分布するγマトリックスの硬化に寄与する元素でもあ
る。
性に有利で、かつ支配的な効果をもつ元素である。試験
によれば、以下に説明する高温腐食試験の条件であっ
て、ある種の産業用タービンの燃焼ガスによって生じる
環境を表す条件下で合金ＩＮ７９２の耐高温腐食性に匹
敵する耐高温腐食性を得るためには、本発明の合金には
１２質量％程度のクロムを添加することが必要十分条件
である。クロム濃度がより高くなると、１０００℃まで
の温度における合金の優れた耐クリープ性に必要なγ´
相の容量比が実現できず、実現した場合には、γマトリ
ックスにおいてクロム分に富む脆い金属間化合物が析出
し、合金が不安定になる。クロムは、この元素が優先的
に分布するγマトリックスの硬化に寄与する元素でもあ
る。
【００２０】モリブデンは、この元素が優先的に分布す
るγマトリックスの硬化に大きな作用をもつ元素であ
る。なお、合金に配合できるモリブデンの量には制限が
ある。というのは、モリブデンは、ニッケル系超合金の
耐高温腐食性に不利な作用を示す元素だからである。本
発明合金に１質量％程度の濃度で配合するモリブデンは
耐腐食性に影響がなく、硬化に大きく寄与する元素であ
る。
るγマトリックスの硬化に大きな作用をもつ元素であ
る。なお、合金に配合できるモリブデンの量には制限が
ある。というのは、モリブデンは、ニッケル系超合金の
耐高温腐食性に不利な作用を示す元素だからである。本
発明合金に１質量％程度の濃度で配合するモリブデンは
耐腐食性に影響がなく、硬化に大きく寄与する元素であ
る。
【００２１】コバルトも、γマトリックスの固溶体とし
ての硬化に寄与する元素である。コバルトの濃度は、γ
´硬化相の固溶温度（γ´ソルバス温度）に影響する。
従って、γ´相のソルバス温度を低くし、固溶が開始す
る恐れのない状態で、熱処理によって合金の均質化を促
進するためには、コバルトの濃度を高くすることが有利
である。さらに、γ´相のソルバス温度を高くし、そし
て耐クリープ性の促進につながる、高温におけるγ´相
のより大きな安定性をよりよく利用するためには、コバ
ルトの濃度を低くすることも有利である。本発明合金に
５質量％程度の濃度で配合すると、すぐれた均質化能力
とすぐれた耐クリープ性との均衡を最適化することがで
きる。
ての硬化に寄与する元素である。コバルトの濃度は、γ
´硬化相の固溶温度（γ´ソルバス温度）に影響する。
従って、γ´相のソルバス温度を低くし、固溶が開始す
る恐れのない状態で、熱処理によって合金の均質化を促
進するためには、コバルトの濃度を高くすることが有利
である。さらに、γ´相のソルバス温度を高くし、そし
て耐クリープ性の促進につながる、高温におけるγ´相
のより大きな安定性をよりよく利用するためには、コバ
ルトの濃度を低くすることも有利である。本発明合金に
５質量％程度の濃度で配合すると、すぐれた均質化能力
とすぐれた耐クリープ性との均衡を最適化することがで
きる。
【００２２】本発明の合金に４質量％程度の濃度で配合
するタングステンは、γ相とγ´相との間に実質的に等
しく分布し、従ってそれぞれの硬化プロセスに寄与する
元素である。なお、合金に配合するタングステン濃度に
は、この元素が重く、かつ耐高温腐食性に比否定的な影
響をもつため、制限がある。
するタングステンは、γ相とγ´相との間に実質的に等
しく分布し、従ってそれぞれの硬化プロセスに寄与する
元素である。なお、合金に配合するタングステン濃度に
は、この元素が重く、かつ耐高温腐食性に比否定的な影
響をもつため、制限がある。
【００２３】本発明合金におけるアルミニウムの濃度
は、４質量％程度である。この元素が存在すると、γ´
硬化相が析出する。アルミニウムは、耐酸化性を促進す
る元素でもある。γ´相を強化するために、本発明合金
に元素チタンおよびタンタルを添加してもよい。この場
合、元素アルミニウムをこれら２つの元素が置換するこ
とになる。本発明合金におけるこれら２つの元素の濃度
は、チタンについては４．４質量％程度で、タンタルに
ついては２質量％程度である。意図する用途に対応す
る、以下に説明する高温腐食試験条件で行なった試験に
よれば、チタンよりもタンタルのほうが耐高温腐食性に
は有利であるが、チタンの濃度には、一方では、この元
素が耐酸化性に否定的な影響をもつ傾向がある事実によ
り、また他方では、チタンの濃度があまりにも高いと、
γ´相が不安定になる理由により制限がある。γ´硬化
相の容量比については、これはおおまかにいえば、タン
タル、チタンおよびアルミニウムの合計濃度によって決
まるものである。γおよびγ´相を高温で長期間維持し
た場合に安定化し、かつ望む耐腐食性を得るためにほぼ
１２質量％にクロム濃度を固定した事実を考慮にいれた
状態で、γ´相の容量比が最適化するようにこれら３つ
の元素の濃度を調整することができる。
は、４質量％程度である。この元素が存在すると、γ´
硬化相が析出する。アルミニウムは、耐酸化性を促進す
る元素でもある。γ´相を強化するために、本発明合金
に元素チタンおよびタンタルを添加してもよい。この場
合、元素アルミニウムをこれら２つの元素が置換するこ
とになる。本発明合金におけるこれら２つの元素の濃度
は、チタンについては４．４質量％程度で、タンタルに
ついては２質量％程度である。意図する用途に対応す
る、以下に説明する高温腐食試験条件で行なった試験に
よれば、チタンよりもタンタルのほうが耐高温腐食性に
は有利であるが、チタンの濃度には、一方では、この元
素が耐酸化性に否定的な影響をもつ傾向がある事実によ
り、また他方では、チタンの濃度があまりにも高いと、
γ´相が不安定になる理由により制限がある。γ´硬化
相の容量比については、これはおおまかにいえば、タン
タル、チタンおよびアルミニウムの合計濃度によって決
まるものである。γおよびγ´相を高温で長期間維持し
た場合に安定化し、かつ望む耐腐食性を得るためにほぼ
１２質量％にクロム濃度を固定した事実を考慮にいれた
状態で、γ´相の容量比が最適化するようにこれら３つ
の元素の濃度を調整することができる。
【００２４】合金ＳＣＢ４４４は、配向＜００１＞をも
つ単結晶として製造した。この合金の密度は、測定によ
れば、８．２２ｇ・ｃｍ-3であった。
つ単結晶として製造した。この合金の密度は、測定によ
れば、８．２２ｇ・ｃｍ-3であった。
【００２５】方向性凝固後、合金の構成相は２つの相、
すなわちニッケル系固溶体であるオーステナイト系γマ
トリックスと、金属間化合物であるγ´相の二つであ
る。なお、この金属間化合物は、基本式がＮｉ3Ａｌ で
あり、固体状態への冷却中に、１μｍ未満の微細粒子と
して主にγマトリックス内に析出する。γ´相は少ない
容量で、いちど凝固が終了した後に液体共融変態 →
γ＋γ´から生じる固体粒子内部にも存在する。なお、
γ／γ´共融相の容量比は１．４％程度である。
すなわちニッケル系固溶体であるオーステナイト系γマ
トリックスと、金属間化合物であるγ´相の二つであ
る。なお、この金属間化合物は、基本式がＮｉ3Ａｌ で
あり、固体状態への冷却中に、１μｍ未満の微細粒子と
して主にγマトリックス内に析出する。γ´相は少ない
容量で、いちど凝固が終了した後に液体共融変態 →
γ＋γ´から生じる固体粒子内部にも存在する。なお、
γ／γ´共融相の容量比は１．４％程度である。
【００２６】合金ＳＣＢ４４４に１２７０℃の温度で３
時間均質化熱処理を行ない、空気中で冷却した。この温
度は、１２５３℃であるガンマ´相の析出物のソルバス
温度（γ´相析出物の固溶温度）より高いが、１２８５
℃であるソリダス温度より低い。この処理の意図は、方
向性凝固の粗い状態では分布サイズが非常に広いγ´相
の析出物のすべてを固溶し、固体γ／γ´共融粒子を排
除し、かつ樹枝状凝固組織に伴う化学的な不均質性を抑
制することである。
時間均質化熱処理を行ない、空気中で冷却した。この温
度は、１２５３℃であるガンマ´相の析出物のソルバス
温度（γ´相析出物の固溶温度）より高いが、１２８５
℃であるソリダス温度より低い。この処理の意図は、方
向性凝固の粗い状態では分布サイズが非常に広いγ´相
の析出物のすべてを固溶し、固体γ／γ´共融粒子を排
除し、かつ樹枝状凝固組織に伴う化学的な不均質性を抑
制することである。
【００２７】合金ＳＣＢ４４４のγ´ソルバス温度とそ
のソリダス温度との差が非常に広いため、融解の恐れの
ない状態で均質化処理を容易に実施でき、また確実に均
質な微細組織を得ることができ、従って耐クリープ性を
最適化することができる。上記の均質化処理に続いて、
空気中硬化により冷却を行なった。実際に適用する場
合、この冷却の速度を高速にする必要があり、冷却処理
中に析出した粒子のサイズは５００ｎｍ未満である。
のソリダス温度との差が非常に広いため、融解の恐れの
ない状態で均質化処理を容易に実施でき、また確実に均
質な微細組織を得ることができ、従って耐クリープ性を
最適化することができる。上記の均質化処理に続いて、
空気中硬化により冷却を行なった。実際に適用する場
合、この冷却の速度を高速にする必要があり、冷却処理
中に析出した粒子のサイズは５００ｎｍ未満である。
【００２８】以上説明した均質化熱処理は、意図した結
果が得られる実例である。すなわち、粒子サイズが５０
０ｎｍを超えないγ´相の微細粒子の均質な分布が得ら
れる実例である。なお、これは、温度をγ´ソルバス温
度とソリダス温度との間に設定する条件で行なう、異な
る処理温度の適用により同様な結果を得る可能性を排除
するものではない。
果が得られる実例である。すなわち、粒子サイズが５０
０ｎｍを超えないγ´相の微細粒子の均質な分布が得ら
れる実例である。なお、これは、温度をγ´ソルバス温
度とソリダス温度との間に設定する条件で行なう、異な
る処理温度の適用により同様な結果を得る可能性を排除
するものではない。
【００２９】上記のように均質化処理を行なった後、γ
´相の析出物のサイズおよび容量比を安定化する２つの
アニーリング温度で合金ＳＣＢ４４４を試験した。第１
アニーリング処理では、合金を１１００℃に４時間加熱
し、その後空気中で冷却して、γ´相の析出物の大きさ
を安定化する。そして、８５０℃で２４時間第２のアニ
ーリング処理を行なってから、空気中で冷却し、γ´相
の容量比を最適化する。合金ＳＣＢ４４４の場合、γ´
相の容量比は評価によれば、５７％である。すべての熱
処理を終えた後は、粒子の大きさが２００ｎｍと５００
ｎｍとの間にある立方形粒子としてγ´相が析出した。
´相の析出物のサイズおよび容量比を安定化する２つの
アニーリング温度で合金ＳＣＢ４４４を試験した。第１
アニーリング処理では、合金を１１００℃に４時間加熱
し、その後空気中で冷却して、γ´相の析出物の大きさ
を安定化する。そして、８５０℃で２４時間第２のアニ
ーリング処理を行なってから、空気中で冷却し、γ´相
の容量比を最適化する。合金ＳＣＢ４４４の場合、γ´
相の容量比は評価によれば、５７％である。すべての熱
処理を終えた後は、粒子の大きさが２００ｎｍと５００
ｎｍとの間にある立方形粒子としてγ´相が析出した。
【００３０】バーナーを備えた産業用腐食ベンチで、合
金ＳＣＢ４４４の高温腐食サイクル試験を９００℃で行
なった。使用したサイクルは次の通りである。バーナー
により作り出した腐食性雰囲気中試験片を９００℃で１
時間保持してから、オーブンから取り出し、周囲温度に
１５分間保持する。バーナーの燃料には、０．２０％の
イオウを含有させた。試験片上で２．２ｍ3・ｈ-1 の速
度で０．５ｇ・ｌ-1ＮａＣｌの食塩水を蒸発させた。１
００時間おきに０．５ｍｇ・ｃｍ-2Ｎａ2ＳＯ4を試験片
に付着させた。比較のために、合金ＩＮ７３８およびＩ
Ｎ７９２を同時に試験した。耐腐食性の基準は、最初の
腐食ピットが試験片表面に現れるまでのサイクル数であ
る。
金ＳＣＢ４４４の高温腐食サイクル試験を９００℃で行
なった。使用したサイクルは次の通りである。バーナー
により作り出した腐食性雰囲気中試験片を９００℃で１
時間保持してから、オーブンから取り出し、周囲温度に
１５分間保持する。バーナーの燃料には、０．２０％の
イオウを含有させた。試験片上で２．２ｍ3・ｈ-1 の速
度で０．５ｇ・ｌ-1ＮａＣｌの食塩水を蒸発させた。１
００時間おきに０．５ｍｇ・ｃｍ-2Ｎａ2ＳＯ4を試験片
に付着させた。比較のために、合金ＩＮ７３８およびＩ
Ｎ７９２を同時に試験した。耐腐食性の基準は、最初の
腐食ピットが試験片表面に現れるまでのサイクル数であ
る。
【００３１】腐食試験の結果を図１のグラフに示す。９
００℃における腐食開始は、合金ＳＣＢ４４４とＩＮ７
９２と同じサイクル数にあり、初期の目的を達成するも
のである。
００℃における腐食開始は、合金ＳＣＢ４４４とＩＮ７
９２と同じサイクル数にあり、初期の目的を達成するも
のである。
【００３２】配向＜００１＞の単結晶棒としての機械切
断試験片を使用して、引っ張り応力クリープ試験を実施
した。単結晶棒を予め均質化処理してから、上記の手順
に従ってアニーリングした。異なるレベルの応力を負荷
した状態における７５０℃、８００℃および９５０℃で
の破断時間値を表２に示す。
断試験片を使用して、引っ張り応力クリープ試験を実施
した。単結晶棒を予め均質化処理してから、上記の手順
に従ってアニーリングした。異なるレベルの応力を負荷
した状態における７５０℃、８００℃および９５０℃で
の破断時間値を表２に示す。
【００３３】
【表２】 合金ＳＣＢ４４４のクリープ試験における耐久性温度（℃） 応力（ＭＰａ） 破断時間（ｈ） ７５０ ７２５ １３４ ７５０ ６５０ ６１２ ７５０ ６００ １１５２ ８５０ ５００ ４３．１ ８５０ ４２５ １６８．５ ８５０ ３００ ３５４５／＞３４５６ ９５０ ２５０ １１５／１３５ ９５０ ２００ ５５１／５４４ ９５０ １８０ ５７８ ９５０ １４０ ２１０９ ９５０ １２０ ３８７２
【００３４】図２のグラフにより、合金ＳＣＢ４４４、
ＩＮ７３８およびＳＣ１６について得たクリープ破断時
間を比較できる。負荷応力を横軸とする。縦軸が、ラル
ソン−ミラー（Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ）パラメー
タの値である。このパラメータを表す式は次の通りであ
る。 Ｐ ＝ Ｔ(２０＋ｌｏｇｔ)×１０-3 なお、Ｔはクリープ温度（ケルビン）、ｔは破断時間
（ｈ）である。このグラフ合金ＳＣＢ４４４の耐クリー
プ性が合金ＩＮ７９２よりはるかにすぐれていることが
わかる。
ＩＮ７３８およびＳＣ１６について得たクリープ破断時
間を比較できる。負荷応力を横軸とする。縦軸が、ラル
ソン−ミラー（Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ）パラメー
タの値である。このパラメータを表す式は次の通りであ
る。 Ｐ ＝ Ｔ(２０＋ｌｏｇｔ)×１０-3 なお、Ｔはクリープ温度（ケルビン）、ｔは破断時間
（ｈ）である。このグラフ合金ＳＣＢ４４４の耐クリー
プ性が合金ＩＮ７９２よりはるかにすぐれていることが
わかる。
【００３５】クリープ試験の最後で合金ＳＣＢ４４４試
験片の微細組織を調べたところ、クロム分に富み、かつ
γマトリックスが添加元素で過飽和しているニッケル系
超合金の場合、高温で長期間維持した場合に発現の可能
性がある脆い金属間粒子の析出が認められないことがわ
かった。
験片の微細組織を調べたところ、クロム分に富み、かつ
γマトリックスが添加元素で過飽和しているニッケル系
超合金の場合、高温で長期間維持した場合に発現の可能
性がある脆い金属間粒子の析出が認められないことがわ
かった。
【００３６】また、超合金ＳＣＢ４４４の単結晶成分に
ついて製造試験したところ、質量が数グラムから１０ｋ
ｇ以上の広範囲にあり、しかも各種の複雑化水準にある
成分を鋳造できることがわかった。結晶配向＜００１＞
における成分の成長が促進され、かつ支配的であり、ま
たランダム配向した結晶粒子の存在が最小限まで減少す
る。鋳型の製造に通常使用する材質と反応しないという
意味で、液体金属は安定である。高温での均質化処理時
に発生する傾向がある再結晶化現象も、ＳＣＢ４４４合
金の場合認められない。
ついて製造試験したところ、質量が数グラムから１０ｋ
ｇ以上の広範囲にあり、しかも各種の複雑化水準にある
成分を鋳造できることがわかった。結晶配向＜００１＞
における成分の成長が促進され、かつ支配的であり、ま
たランダム配向した結晶粒子の存在が最小限まで減少す
る。鋳型の製造に通常使用する材質と反応しないという
意味で、液体金属は安定である。高温での均質化処理時
に発生する傾向がある再結晶化現象も、ＳＣＢ４４４合
金の場合認められない。
【図１】図１は、異なる超合金の特性を説明する図であ
る。
る。
【図２】図２は、異なる超合金の特性を説明する図であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (71)出願人 501462826 Ｋｅｓｔｒｅｌ Ｗａｙ Ｅｘｔｅｒ，Ｄ ｅｖｏｎ ＥＸ２ ７ＬＧ ＧＲＥＡＴ− ＢＲＩＴＡＩＮ (72)発明者 キャロン ピエール フランス 91940 レ・ウリ アレ ゴヤ ３ レジダンス エルミタージュ (72)発明者 ブラックラー ミッシェル イギリス イーエックス２ ５アールエル ユーケー エクセター グレンジェー クローズ 1591940 レウリ アレ ゴヤ ３ レジデン エルミタージュ (72)発明者 マルコム マクコルビン ゴードン イギリス エルエヌ６ ８ディーピー リ ンカーン ノースハイケハム ブロードウ エイ 41 (72)発明者 バヒ ラエシュバル プラサド ドイツ 14167 ベルリン ニーンケムパ ーシュトラーセ 42ビー (72)発明者 エスカーレ アンドレ マルセル フランス 65100 オメックス リュ カ レール ド・バツルゲール ７ (72)発明者 ルレ ローレン フランス 77140 ダーバール リュ ド・ラ・バローデリ 50 Ｆターム(参考） 3G002 BA06 BA10 BB04 BB05 CA11 CA15
Claims (2)
- 【請求項１】 ニッケル系超合金において、単結晶凝固
に好適な、質量比で以下の組成であることを特徴とする
ニッケル系超合金。 Ｃｏ： ４．７５ 〜 ５．２５％ Ｃｒ：１１．５ 〜１２．５％ Ｍｏ： ０．８ 〜 １．２％ Ｗ ： ３．７５ 〜 ４．２５％ Ａｌ： ３．７５ 〜 ４．２５％ Ｔｉ： ４ 〜 ４．８％ Ｔａ： １．７５ 〜 ２．２５％ Ｃ ： ０．００６〜 ０．０４％ Ｂ ： ≦０．０１％ Ｚｒ： ≦０．０１％ Ｈｆ： ≦１％ Ｎｂ： ≦１％ Ｎｉおよび不純物：各成分に加えて１００％にする - 【請求項２】 請求項１の超合金の単結晶凝固によって
製造した産業用タービンブレード。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| EP00403362A EP1211336B1 (fr) | 2000-11-30 | 2000-11-30 | Superalliage à base de nickel pour aubes monocristallines de turbines industrielles ayant une résistance élevée à la corrosion à chaud |
| EP00403362 | 2000-11-30 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002194467A true JP2002194467A (ja) | 2002-07-10 |
Family
ID=8173964
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001365810A Pending JP2002194467A (ja) | 2000-11-30 | 2001-11-30 | 産業用タービンの単結晶ブレードのための高い耐高温腐食性をもつニッケル系超合金 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
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| EP (1) | EP1211336B1 (ja) |
| JP (1) | JP2002194467A (ja) |
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| US20060182649A1 (en) * | 2005-02-16 | 2006-08-17 | Siemens Westinghouse Power Corp. | High strength oxidation resistant superalloy with enhanced coating compatibility |
| EP2103700A1 (en) * | 2008-03-14 | 2009-09-23 | Siemens Aktiengesellschaft | Nickel base alloy and use of it, turbine blade or vane and gas turbine |
| FR3057880B1 (fr) * | 2016-10-25 | 2018-11-23 | Safran | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3109293C2 (de) * | 1980-03-13 | 1985-08-01 | Rolls-Royce Ltd., London | Verwendung einer Nickellegierung für einkristalline Gußstücke |
| US5399313A (en) * | 1981-10-02 | 1995-03-21 | General Electric Company | Nickel-based superalloys for producing single crystal articles having improved tolerance to low angle grain boundaries |
| US5154884A (en) * | 1981-10-02 | 1992-10-13 | General Electric Company | Single crystal nickel-base superalloy article and method for making |
| US4885216A (en) * | 1987-04-03 | 1989-12-05 | Avco Corporation | High strength nickel base single crystal alloys |
| GB2234521B (en) * | 1986-03-27 | 1991-05-01 | Gen Electric | Nickel-base superalloys for producing single crystal articles having improved tolerance to low angle grain boundaries |
| US5403546A (en) * | 1989-02-10 | 1995-04-04 | Office National D'etudes Et De Recherches/Aerospatiales | Nickel-based superalloy for industrial turbine blades |
| US5395584A (en) * | 1992-06-17 | 1995-03-07 | Avco Corporation | Nickel-base superalloy compositions |
| US6355117B1 (en) * | 1992-10-30 | 2002-03-12 | United Technologies Corporation | Nickel base superalloy single crystal articles with improved performance in air and hydrogen |
| JPH07286503A (ja) * | 1994-04-20 | 1995-10-31 | Hitachi Ltd | 高効率ガスタービン |
| EP1038982A1 (en) * | 1999-03-26 | 2000-09-27 | Howmet Research Corporation | Single crystal superalloy articles with reduced grain recrystallization |
| EP1054072B1 (de) * | 1999-05-20 | 2003-04-02 | ALSTOM (Switzerland) Ltd | Nickel-Basis-Superlegierung |
| EP1204776B1 (de) * | 1999-07-29 | 2004-06-02 | Siemens Aktiengesellschaft | Hochtemperaturbeständiges bauteil und verfahren zur herstellung des hochtemperaturbeständigen bauteils |
-
2000
- 2000-11-30 DE DE60035052T patent/DE60035052T2/de not_active Expired - Lifetime
- 2000-11-30 EP EP00403362A patent/EP1211336B1/fr not_active Expired - Lifetime
-
2001
- 2001-11-30 US US10/008,745 patent/US20030047252A1/en not_active Abandoned
- 2001-11-30 JP JP2001365810A patent/JP2002194467A/ja active Pending
-
2003
- 2003-08-07 US US10/636,024 patent/US20040069380A1/en not_active Abandoned
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|---|---|
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