JPS63118037A - Ｎｉ基単結晶耐熱合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明はＮｉ基単結晶耐熱合金に関する。更に詳しくは
ガスタービンやジェットエンジンの高圧タービンの動翼
や静翼材料として適するＮ！基単結晶耐熱合金に関する
。

従来技術 ガスタービンやジェットエンジンにおけるタービン動・
静翼の材料の使用限界温度は、エンジンの熱効率を決定
する重要な因子である。また特にタービン動翼は高速回
転に伴う大きな遠心力を受けるため、クリープ強度の高
いことが要求されている。

従来のＮｉ基耐熱合金の組成は、γ′相構成元素のＡＩ
、Ｔｉ、固溶強化元素のＣｏ、　Ｗ、　Ｍｏ、Ｔａ、Ｎ
ｂ、耐食用元素のＣｒ及び粒界強化元素のＣ，Ｂ、Ｚｒ
等からなり、Ｎｉ母相（γ相）中にｒ′粉粒子析出させ
ることにより高温強度を保っていた。

この場合、γ′量の増加き固溶強化量の増加に伴い強度
は上昇したが、その反面延性は低下した。

この欠点を解消する方法として、多結晶体の高温におけ
る割れ発生源である応力軸に垂直な結晶粒界を消去し、
細長い結晶の束からなる柱状晶を作る一方向凝固技術が
開発された。その後、Ｈｆを添加して柱状晶粒界を強化
した合金が開発され、ＰＷＡ−１４２２として実用化さ
れた〇その後、柱状晶の熱処理に関する研究により溶体
化熱処理温度を上げ凝固組織の再固溶量を多くすると、
時効析出処理による微細γ′粒子の量が増しクリープ強
度が上昇するが、粒界強化元素を含んでいるため凝固組
織の完全溶体化が得られず、強度上昇にも限界のあるこ
とが明らかにされた。

そこで、粒界強化元素（Ｈｆ、　Ｃ，Ｂ、　Ｚｒ　）　
ｉｋを不純物程度に押え、部分溶融開始温度がγ′粒子
がγ相中に固溶する温度よりも高く、かつγ′の固溶温
度が拡散が速く、元素の凝固偏析の解消が十分可能な温
度となるような合金が単結晶妨 専用の合金として開発され衿めた。

最初の単結晶合金としてＡｌ　ｌｏｙ　４４４、Ａ１１
ｏｙ４５４（ユナイテッドテクノロジー社製組成後記）
が開発され、クリープ強度が大幅に１ζ炬甲耐用温度が
柱状晶合金（ＰＷＡ　−１４２２）に比べて約３０℃の
上昇を示した。

その後、ＣＭＳＸ−２、ＣＭＳＸ−３（キャノン・マス
ケゴン社製、組成後記）が開発されたが、Ａ１１ｏｙ４
５４に比べて強度の上昇は小さかった。

強度を上げるためにはＣｏ、Ｗ量を増すことが必要であ
るが、有害相の析出が起るため、Ｃｏは７重量％以下、
Ｗは８．４重量％以下に押えられていた。

発明の目的 本発明の目的は、前記従来のＮｉ基単結晶耐熱合金の高
温強度よりも高い高温強度を有し、かつ組織安定性に優
れたＮｉ基単結晶耐熱合金を提供するにある。

発明の構成 本発明者らは前記目的を達成すべく鋭意研究の結果、従
来の知見では組織安定性１こ欠けると考えられていたＣ
Ｏ及びＷの濃度の高い、即ち固溶強化量の大きいＮｉ基
単結晶耐熱合金へＭｏを添加すると、組織安定性に優れ
、かつ高温強度が高く、延性も優れたものとなることを
究明し得た。この知見に基いて本発明を完成した。

本発明の要旨は、重量％で、Ｃｏ　５〜１０．Ｃｒ５〜
１０．Ｗ９〜１５、Ｍｏ１〜５、Ａｌ４．５〜６、Ｔａ
５〜１０を含み残部は実質的にＮｉからなり、同時にＷ
＋Ｍｏ＋Ｔａ＝１７〜２４を満たす組成からなり、これ
を一方向凝固を行って単結晶とし、溶体化処理及び時効
析出処理を行ったものからなるＮｉ基単結晶耐熱合金に
ある〇 本発明の合金における組成成分の作用、組成割合ならび
にその合金の熱処理条件等の限定理由は次の通りである
。

ＣＯはγ相及びγ′相中に固溶して、これらの相を固溶
強化する作用をする。特に低温側の強度を上げる作用が
太きい。その量が５重量％（以下％は重量％を示す）よ
り少ないと十分な強度が得られず、１０％を超えるとσ
相等の有害相が生成し、すべての温度領域でクリープ破
断強度が低下する。従って５〜１０％であることが必要
である。好ましい範囲は７．８〜８．６％であるＯ Ｃｒは合金の耐硫化腐食性を良好にする作用をする。そ
の量が５％より少ないとその作用が十分に得られず、１
０％を超えるとσ相やμ相等の有害相が生成してクリー
プ破断強度が低下する。従りて、５〜１０％であること
が必要である。好ましい範囲は５．３〜５．９％である
。

Ｗはγ相及びγ′相中に固溶して、これらの相を強化す
る作用をする。十分な固溶強化を得る；ためには９％以
上を必要とするが、１５％を超、；えるとμ相、α−Ｗ
相等の有害析出物が生成し２てクリープ破断強度を低下
させる。従って９〜１５％であることが必要である。好
ましい範囲は１０．５〜１１．３％である。

Ｍｏはγ相及びγ′相に固溶して、これらの相を固溶強
化する作用をすると同時にＷを９％以上含みかつＣｏを
５％以上含む合金に生成するμ相を消滅させ組織を安定
にする作用をする。その量が１％より少ないとμ相を消
滅させる作用が十分でなく、５％を超えるとその作用が
なくなり、μ相が生成しクリープ破断強度が低下する。

従って１〜５％であることが必要である。

好ましい範囲は１．７〜２．１％である。

Ａ１はγ′相を生成するために必要な元素であり、γ′
相を十分に析出させるためには４．５％以上含有させる
ことが必要である。しかし、６％を超えると共晶γ′と
呼ばれる粗大なγ′相の量が過多となり、溶体化処理が
不可能となる。その結果、クリープ破断強度を低下させ
る欠点が生ずる。従って、４．５〜６％であることが必
要である。好ましい範囲は４．９〜５．３％である。

Ｔａはγ′相を固溶強化させると共にγ′相の量を増加
するために必要な元素である。その量が５％より少ない
と固溶強化量が小さく、かつγ′相の童が少ないため十
分な強度が得られない。

その量が１０％を超えると共晶γ′量が過多となり溶体
化処理を十分行うことができなくなる。

その結果、クリープ破断強度を低下させる欠点が生ずる
。従って５〜１０％であることが必要である。好ましい
範囲は７．２〜８．２％である〇以上各元素の組成割合
について説明したが、本発明合金で優れたクリニブ破断
強度を得るには、複数の元素（こ関連した条件が必要で
ある。

即ちγ相またはγ′相の固溶強化に有効な元素であるＷ
　、　Ｍｏ　、Ｔａの合計量が１７〜２４％であること
が必要である。この合計量が１７％未満であると固溶強
化量が不足し、十分なりリープ破断強度が得られない。

逆（こ２４％を超えるとα−Ｗ相、μ相などの有害析出
物が生成し、クリープ破断強度が低下する欠点が生ずる
。その合計量の好ましい範囲は、１９．４〜２１６％で
ある。

これらの組成を五するものを、一方向凝固を行って単結
晶とする。

この単結晶中に存在するγ′相及び共晶γ′域を母相で
あるγ相中に固溶させるために高温に加熱する溶体化処
理を行う。この温度は１３１５℃より低いとγ′粒子、
共晶γ′域を完全に固溶させることができないので、後
の時効析出処理によって微細γ′粒子の均一に析出分散
した組織を得ることができない。その結果十分なりリー
プ破断強度を得ることができない。またその温度が１３
５０℃を超えると部分溶融が生じ易くなり、クリープ破
断強度が大幅に低下する。従って１３１５〜１３５０℃
で行うことが好ましい。加熱温度が長いと合金の凝固偏
析が小さくなり、組成的に均質となり、クリープ破断強
度も向上するので、長いことが好ましい。好ましい加熱
時間は３〜５時間である。

ｍ体化処理の後、７６０℃以下まで急速に冷却しなけれ
ばならない。冷却速度が小さいと冷却中にγ′粒子が析
出粗大化し、後の時効析出処理による微細析出組織が得
られないので、７６０℃まで３分以内に冷却することが
望ましい。

溶体化処理後急冷したものを時効析出処理する。この時
効析出処理は微細析出組織を得るためのものであり、８
００〜１１００℃で加熱する０８００℃より低いとγ′
相を十分析出させるのに長時間を要し製造上不利である
。１１００℃を超えると、析出したγ′相の粗大化現象
が顕著になり、クリープ破断強度が低下する。そのため
、８００〜１１００℃であることが好ましい。γ′粒子
を微細にかつ十分な量析出させるには１時効析出処理の
時間は３〜４８時間が望ましい。処理温度が９５０〜１
１００℃のような比較的高い温度では８時間以内である
ことが好ましい。それはγ′粒子の極度の粗大化を防ぐ
ためである。これより低温側では８時間を超過した時間
であることが望ましい。時効析出処理は比較的高温と低
温の処理を組合せて行ってもよい。

実施例及び比較例 表１に示す組成を有する本発明合金と比較合金を一方向
凝固を行って単結晶からなる試験片を次の方法によって
製造した。合金の溶解は、高周波真空溶解炉で行い、水
冷銅板上で別途グラファイトヒーター１こより加熱され
た単結晶鋳型に注湯した。次に鋳型を２００　ｍｍ　／
　ｈの速度でヒーター下方に引き抜くことにより鋳型内
にある溶けた金属を水冷銅板から上方に向けて一方向凝
固させた。

得られた単結晶を用いて、先ず凝固組織の溶体化可能温
度範囲（ｗｉｎｄｏｗ）を明らか番こするために、１３
００〜１３６０Ｃで４時間加熱した後空冷して組織観察
を行った。結果は第１図の通りであった。

本発明合金のベース合金であるＴＭＳ−２５のｗｉｎｄ
ｏｗは１３３０〜１３５０℃で２００と狭いが、これに
Ｍｏを添加した本発明合金ＴＭＳ−２６ではγ′の固溶
温度が下がりｗｉｎｄｏｗは１３１５〜１３５０℃で３
５℃と大幅に広くなった。

ＴＭＳ−２５にＴｉを添加した合金ＴＭｓ−２７でもγ
′の固溶温度が下がるが、部分溶融開始温度も低下する
ので、ｗｉｎｄｏｗは本発明合金ＴＭＳ−２６のｗｉｎ
ｄｏｗより狭い。ＴＭＳ−２７にさらにＭｏを添加した
合金ＴＭＳ−２８では、γ′固溶温度がさらに下がり、
ｗｉｎｄｏｗが低温側に広がった。

このことから、Ｃｏ、Ｗ濃度が既存合金に比べて高いベ
ース合金へのＭｏの添加はｗｉｎｄｏｗを広げる効果を
有することが分った０本発明合金のｗｉｎｄｏｗは既存
合金に比べて十分広く実用上非常に有利である〇 また、ｗｉｎｄｏｗの温度範囲が１３１５〜１３５０℃
と既存合金の温度範囲と比べて高温であるため、一方向
凝固時の成分元素の偏析の解消が容易となり、γ′粒子
の析出分散の均−性及び安定性が向上する。

凝固組織の溶体化処理中、第２図の顕微鏡写真に示すよ
うに、ベース合金においてはγ′相及び共晶γ′域の完
全溶体化のほかに針状のμ相の析出が観察されたが、Ｍ
ｏ、Ｔｉを添加した合金゛−こおいてはμ相の析出は観
察されなかった。このことからも既存合金に比べてＣｏ
、Ｗ濃度の高い合金へのＭｏｌＴｉの添加により組織の
安定性が大きく向上することがわかる。

各試料合金の単結晶からゲージ部直径６ｍ、長さ３０ｍ
、肩部半径５■、全長７０■の単結晶試験片、を作り、
これらを表２に示す熱処理条件による溶体化処理と時効
析出処理を施した後、８００℃、７５　ｋｇｆ／−及び
１０４０℃、１４ｋｇｆ／−の条件下でクリープ破断試
験を行った。その結果は表２に示す通りであった。

ベース合金（ＴＭＳ−２５）にＭｏを添加すると（ＴＭ
Ｓ−２６）、ＳＯＯ℃及び１０４０℃の両温度で破断寿
命が増加した。特に高温側での増加が著しい。

ベース合金（ＴＭＳ−２５）へＴｉを添加すると（ＴＭ
Ｓ−２７）、破断寿命は１０４０℃では増加したが、８
００℃では短くなった。これにさらにＭｏを添加すると
（ＴＭＳ−２８）破断寿命は高低温ともに増加し、ＴＭ
Ｓ−２６の値に近づいた。

しかし、この合金の破断伸びはＴＭＳ−２６の破断伸び
よりも小さく、特に１０４０℃での破断伸びはＴＭＳ−
２６の破断伸びの糧にまで低下した・また、本発明合金
（ＴＭＳ−２６）と比較合金の高温強度を７５ｋｇｆ／
−の応力に２００時間耐える温度及び１４ｋｇｆ／−の
応力に１０００時間耐える温度で表わすと表２に示す通
りであった。

ベース合金（ＴＭＳ−２５）へのＭｏの添加（ＴＭｓ−
２６）により、耐用温度は７　ｓ　ｋｇｆ／ｒｒｒｒｌ
の場合５℃、１４ｋｇｆ／−の場合２７℃上昇した。

以上に示した本発明合金の庫温特性を既存合金の高温特
性と比べると、８００℃、７５　ｋｇｆ／＝２の条件で
破断寿命、破断伸びともに約３倍、１０４０℃、１４　
ｋｇｆ／ＩＩの条件で破断寿命が３倍以上、破断伸びが
２倍と優れている。

また、７５ｋｇし−の応力に２００時間、１４ｋｇｆ〜
の応力に１０００時間耐えられる耐用温度は、それぞれ
２３℃、３１〜３７℃と犬帰に上昇しているＯ 既存合金ではμ相、α−Ｗ相等の有害相が析出すると避
けられていた高Ｃｏ、Ｗ濃度のＮｉ基耐熱合金ζこおい
ても、Ｍｏを添加することにより組織が安定化し、熱処
理ｗｉｎｄｏｗが広がり、かつ高温から低温までの広い
温度領域で強度と延性等の高温特性において既存合金の
それよりも優れた特性を有する合金となる優れた効果を
奏し得られる。

発明の効果 本発明の合金は従来のＮｉ基単結晶耐熱合金番こ比べて
、熱処理ｗｉｎｄｏｗが広（、その温度範囲が凝固に伴
う成分偏析の解消が容易な高温で、かつ高温から低温の
広い温度範囲における強度と延性の全ての特性において
優れている。従って、この合金で造った単結晶動翼を使
用することをこより、ジェットエンジンの高圧タービン
のガス入口温度を高くすることができ、エンジンの高効
率化が可能になる優れた効果を有する。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明合金、比較合金を１３００〜１３６０℃
で４時間熱処理したものの組織観察結果を示す。第２図
は本発明合金とベース合金（ＴＭＳ−２５）の１３３６
℃で４時間熱処理した状態を５００倍に拡大した顕微鏡
写真である。 特許出願人　科学技術庁金属材料技術研究所長中　　川
　　龍　　− ’＄　　１　１’ｎ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）重量％で、Ｃｏ５〜１０、Ｃｒ５〜１０、Ｗ９〜１
   ５、Ｍｏ１〜５、Ａｌ４．５〜６、Ｔａ５〜１０を含み
   残部は実質的にＮｉからなり、同時にＷ＋Ｍｏ＋Ｔａ＝
   １７〜２４を満たす組成からなり、これを一方向凝固を
   行って単結晶とし、溶体化処理及び時効析出処理を行っ
   たものからなるＮｉ基単結晶耐熱合金。 ２）単結晶の溶体化処理及び時効析出処理が、単結晶を
   １３１５〜１３５０℃で３〜５時間加熱し凝固組織の完
   全溶体化を行った後、７６０℃以下の温度まで急冷し、
   再び８００〜１１００℃に加熱する処理である特許請求
   の範囲第１項記載のＮｉ基単結晶耐熱合金。