(57)【要約】【課題】  凝固方向の強度が高く、かつ凝固方向に直角の方向の強度、つまり結晶粒界の強度も優れた両者のバランスがとれた一方向凝固用Ni基超合金を提供することにあり、さらに、それからなる鋳造物及び産業用ガスタービン用高温部品を提供することにある。【解決手段】  重量％で、C:0.05〜0.095％、B:0.01〜0.05%、Hf:0.55〜1.8％、Co:1.5〜16％、Ta:4.1〜12％、Cr:1.5〜16％、Mo:0〜3％、W:2〜12％、Ti:0〜1.1％、Al:3.5〜6.5％、Nb:0〜2％、V：0〜1％、Zr：0〜0.02％、Re:0.01〜9％、白金族元素の1種又は2種以上:0〜5％、希土類元素の1種又は2種以上：0〜2％、残部がNi及び不可避の不純物からなるNi基超合金である。【選択図】図６
2006045654.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、C:0.05〜0.095％、B:0.01〜0.05％、Hf:0.55〜1.8％、Co:1.5〜16％、Ta:4.1〜12％、Cr:1.5〜16％、Mo:0〜3％、W:2〜12％、Ti:0〜1.1％、Al:3.5〜6.5％、Nb:0〜2％、V：0〜1％、Zr：0〜0.02％、Re:0.01〜9％、白金族元素の1種又は2種以上:0〜5％、希土類元素の1種又は2種以上：0〜2％、残部がNi及び不可避の不純物からなることを特徴とする凝固方向強度と結晶粒界強度の優れた一方向凝固用Ni基超合金。
【請求項２】
重量％で、C:0.05〜0.095％、B:0.01〜0.03％、Hf:0.55〜1.15％、Co:3〜16％、Ta:4.1〜12％、Cr:1.5〜16％、Mo:0〜0.95％、W:2〜12％、Ti:0〜1.1％、Al:3.5〜6.5％、Nb:0〜2％、V：0〜1％、Zr：0〜0.02％、Re:0.01〜9％、白金族元素の1種又は2種以上:0〜2％、希土類元素の1種又は2種以上：0〜2％、残部がNi及び不可避の不純物からなることを特徴とする凝固方向強度と結晶粒界強度の優れた一方向凝固用Ni基超合金。
【請求項３】
重量％で、C:0.05〜0.095％、B:0.01〜0.03％、Hf:0.55〜1.15％、Co:3〜8.5％、Ta:4.1〜12％、Cr:1.5〜16％、Mo:0〜0.95％、W:2〜12％、Ti:0.55〜4％、Al:3.5〜6.5％、Nb:0〜2％、V：0〜1％、Zr：0〜0.02％、Re:0.01〜9％、白金族元素の1種又は2種以上:0〜2％、希土類元素の1種又は2種以上：0〜2％、残部がNi及び不可避の不純物からなることを特徴とする凝固方向強度と結晶粒界強度の優れた一方向凝固用Ni基超合金。
【請求項４】
重量％で、C:0.05〜0.095％、B:0.01〜0.03％、Hf:0.55〜1.15％、Co:9.5〜16％、Ta:4.1〜12％、Cr:1.5〜16％、Mo:0〜0.95％、W:2〜12％、Ti:0〜1.1％、Al:3.5〜6.5％、Nb:0〜2％、V：0〜1％、Zr：0〜0.02％、Re:0.01〜9％、白金族元素の1種又は2種以上:0〜2％、希土類元素の1種又は2種以上：0〜2％、残部がNi及び不可避の不純物からなることを特徴とする凝固方向強度と結晶粒界強度の優れた一方向凝固用Ni基超合金。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載のNi基超合金で鋳造されたNi基超合金鋳造物。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれかに記載のNi基超合金を用い、一方向凝固法で鋳造されたNi基超合金一方向凝固鋳造物。
【請求項７】
請求項１〜４のいずれかに記載のNi基超合金で鋳造されたNi基超合金鋳造物からなるガスタービン用高温部品。
【請求項８】
請求項１〜４のいずれかに記載のNi基超合金を用い、一方向凝固法で鋳造されたNi基超合金一方向凝固鋳造物からなるガスタービン用高温部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ni基超合金とNi基超合金鋳造物およびガスタービン部品に関する。本発明のNi基超合金は、一方向凝固法で鋳造するのに適しており、また、ガスタービンの動翼或いは静翼に用いるのに好適である。
【背景技術】
【０００２】
ガスタービンの燃焼ガス温度は、熱効率の向上を目的に年々上昇する傾向にあり、ガスタービンの各高温部材には高温強度の優れた材料が必要とされている。そのため、ガスタービンの高温部材中で最も苛酷な環境に曝される動翼用の材料は、Ni基超合金の普通鋳造材から一方向凝固材へと変遷し、航空機エンジン用ガスタービンにおいては、さらにより高温強度の優れた単結晶材が実用化されつつある。
【０００３】
一方向凝固材用に開発されたNi基超合金として特許文献１に記載のものがある。
【０００４】
一方，単結晶材用に開発された合金は、一般にはC、B、Hf、Zrといった結晶粒界強化元素を含んでいないため、鋳物中に結晶粒界の存在を許容できない。従って、大型であるため鋳造中に結晶粒界の発生しやすい産業用ガスタービンへの実用は困難である。このような課題を克服するため、単結晶合金に微量の結晶粒界強化元素を添加したNi基超合金として特許文献２〜５に記載のものがある。このうち、特許文献２に記載の合金は、共晶合金の単結晶材として示されている。しかし、これらのNi基超合金は、非常に高い凝固方向強度に比べて凝固直角方向強度、つまり結晶粒界強度が低く、大型の複雑形状翼に適用する場合には、方位差の大きい結晶粒界を許容できないという問題がある。
【０００５】
【特許文献１】USP5,069,873号明細書
【特許文献２】USP4,849,030号明細書
【特許文献３】USP4,719,080号明細書
【特許文献４】USP4,878,965号明細書
【特許文献５】USP6,051,083号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
前述のように、Ni基超合金は、航空機エンジン用ガスタービンにおいては、Ni基超合金の普通鋳造材から一方向凝固材、単結晶材へと変遷してきた。一方、産業用ガスタービンにおいても、特許文献５に示されるように、C、B、Hf、Zrといった結晶粒界強化元素を添加して鋳造歩留まりを上げることで、単結晶材の実用化が図られている。
【０００７】
しかし、産業用ガスタービン翼は大型で、さらに内部の冷却構造も複雑であるため、鋳造中に結晶粒界が発生しやすく、単結晶翼の歩留まりは航空機エンジン用ガスタービン翼に比べると著しく低い。従って、高強度の一方向凝固材用のNi基超合金が開発されれば、コストの面からも、産業用ガスタービン翼のような大型翼には一方向凝固材の適用が好ましい。
【０００８】
一方向凝固材の凝固方向の強度は、析出強化相であるγ’相の体積率を増やし、W、Re、Ta等の耐火金属元素の添加量バランスを最適化することで向上させることができる。しかし、一方で結晶粒界の強度が相対的に低下してしまい、凝固方向の強度を高めた合金は、凝固方向に直角方向の強度、つまり結晶粒界の強度が著しく低くなってしまうという課題がある。上記の特許文献５に示される合金は、単結晶翼の鋳造歩留まりを向上させるために十分な結晶粒界強度を有しているが、大型複雑形状の産業用ガスタービン用の一方向凝固翼に適用するためには、結晶粒界強度がやや不足している。また、特許文献１に示される従来の一方向凝固材用合金は、結晶粒界強度は十分であるが、凝固方向の強度が低いという課題がある。
【０００９】
本発明の目的は、凝固方向の強度が高く、かつ凝固方向に直角の方向の強度、つまり結晶粒界の強度も優れた、両者のバランスがとれた一方向凝固材用Ni基超合金を提供することにあり、さらに、それからなる鋳造物及び産業用ガスタービン用の高温部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、一方向凝固材の凝固方向の強度に及ぼす、Ni基超合金の母相であるγ相を主に強化する元素Cr、Mo、W及びReと、析出強化相であるγ’相を主に強化する元素Ta、Ti及びNbの影響について検討した。その結果、凝固方向強度を最大にするような添加元素の組成範囲を明らかにした。次に、その組成範囲に対し、結晶粒界を強化する元素であるC、B、Hf及びZrを添加した合金及びCo量を増加させた合金を作製し、凝固方向の強度を低下させることなく、結晶粒界の強度を高くできる結晶粒界強化元素及びCoの添加量の範囲を明らかにした。以上より、上記課題を解決するための組成範囲として、以下の組成範囲が適当であることを明らかにした。
【００１１】
本発明は、重量％で、C:0.05〜0.095％、B:0.01〜0.05％、Hf:0.55〜1.8％、Co:1.5〜16％、Ta:4.1〜12％、Cr:1.5〜16％、Mo:0〜3％、W:2〜12％、Ti:0〜1.1％、Al:3.5〜6.5％、Nb:0〜2％、V：0〜1％、Zr：0〜0.02％、Re:0.01〜9％、白金族元素の1種又は2種以上:0〜5％、希土類元素の1種又は2種以上：0〜2％、残部がNi及び不可避の不純物からなることを特徴とする凝固方向強度と結晶粒界強度の優れた一方向凝固用Ni基超合金である。
【００１２】
さらに、凝固方向強度と結晶粒界強度のバランスが良くとれた合金を得るためには、重量％で、C:0.05〜0.095％、B:0.01〜0.03％、Hf:0.55〜1.15％、Co:3〜16％、Ta:4.1〜12％、Cr:1.5〜16％、Mo:0〜0.95％、W:2〜12％、Ti:0〜1.1％、Al:3.5〜6.5％、Nb:0〜2％、V：0〜1％、Zr：0〜0.02％、Re:0.01〜9％、白金族元素の1種又は2種以上:0〜2％、希土類元素の1種又は2種以上：0〜2％、残部がNi及び不可避の不純物からなるNi基超合金が適当である。
【００１３】
また、耐食性を重視する場合は、重量％で、C:0.05〜0.095％、B:0.01〜0.03％、Hf:0.55〜1.15％、Co:3〜8.5％、Ta:4.1〜12％、Cr:1.5〜16％、Mo:0〜0.95％、W:2〜12％、Ti:0.55〜4％、Al:3.5〜6.5％、Nb:0〜2％、V：0〜1％、Zr：0〜0.02％、Re:0.01〜9％、白金族元素の1種又は2種以上:0〜2％、希土類元素の1種又は2種以上：0〜2％、残部がNi及び不可避の不純物からなるNi基超合金が好ましい。
【００１４】
800〜900℃付近のクリープ強度を重視する場合は、重量％で、C:0.05〜0.095％、B:0.01〜0.03％、Hf:0.55〜1.15％、Co:9.5〜16％、Ta:4.1〜12％、Cr:1.5〜16％、Mo:0〜0.95％、W:2〜12％、Ti:0〜1.1％、Al:3.5〜6.5％、Nb:0〜2％、V：0〜1％、Zr：0〜0.02％、Re:0.01〜9％、白金族元素の1種又は2種以上:0〜2％、希土類元素の1種又は2種以上：0〜2％、残部がNi及び不可避の不純物からなるNi基超合金が好ましい。
【００１５】
また、本発明は、上記の凝固方向強度と結晶粒界強度のバランスに優れた一方向凝固用合金で鋳造されたNi基超合金鋳造物であり、この合金は一方向凝固法で鋳造された、Ni基超合金一方向凝固鋳造物に好適であり、特にガスタービン用高温部材として最適である。
【００１６】
次に、個々の元素の効果及び適正範囲について述べる。なお、％表示は重量％を示している。
【００１７】
Cは、Hf、Ta、Nb、Ti等とMC型炭化物、Cr、W、Mo等とM23C6及びM6C型炭化物を形成し、高温での結晶粒界の移動を阻害することで結晶粒界を強化する。この効果のためには最低でも0.05％以上添加する必要がある。Cの添加量が増えると、γ相及びγ’相の固溶強化に有効な元素が炭化物にとられることで高温強度が低下する。従って、Cの上限は0.095％に規制することが好ましい。
【００１８】
Bは結晶粒界の非整合部を埋め、結晶粒界の結合力を増加させる効果がある。本合金においては、最低でも0.01％のBの添加が必要である。しかし、BはNi基超合金の融点を著しく低下させるため、最大でも0.05％とする必要があり、さらに、凝固方向強度を安定させるためには、Bは0.03％以下とすることが好ましい。
【００１９】
Hfは結晶粒界に偏析し、結晶粒界の延性を向上させる効果があり、本発明において特に重要な役割を果たす元素である。合金の凝固方向強度の向上は、合金の結晶粒内の強度が向上することにより達成される。しかし、合金の結晶粒内の強度が向上し、結晶粒界の強度を大幅に上回ると、相対的に結晶粒界の強度が低下し、結晶粒界に対して直角方向となる凝固直角方向の延性が著しく低下し、結果として凝固直角方向の強度が低下する。Hfは、このような現象を防止するための必須元素であり、最低でも0.55％以上の添加が必要である。しかし、過度の添加はBと同様に合金の融点を低下させるので、1.8％以下に規制するのがよく、より好ましくは1.15％以下の添加量にすべきである。
【００２０】
Coはγ’相の固溶温度を低下させ、溶体化熱処理を容易にさせる効果があり、特に本発明合金のように、部分溶体化で使用される場合には低い熱処理温度でも溶体化率を大きくすることが可能となる。その効果を得るためには、最低でも1.5％以上の添加が必要である。さらに凝固方向強度を重視する場合は、3％以上の添加が有効である。また、Coは800〜900℃付近でγ’相の体積率を増加させる効果があり、その結果、Coの添加量が増えるに従って、800〜900℃付近のクリープ強度が増加することが明らかになった。この効果を得るためには、Coの添加量は9.5％以上とすることが望ましい。しかし、Coの過度の添加は、γ’相を不安定化し、むしろ強度低下につながる。従って、Coは最大でも16％以下とする必要がある。さらに、Coは耐食性を低下させるため、耐食性が要求される場合は、添加量を8.5％以下とし、耐食性に有効なTiを0.55〜4％複合添加することが好ましい。
【００２１】
Taはγ’相の固溶強化元素として最も有効な元素である。凝固方向強度を向上させるためには、その添加量は多いほど良く、最低でも4.1％の添加が必要である。しかし、過度の添加は合金の相安定性を悪化させ、かえって強度低下につながるため、最大でも12％以下に規制する必要がある。
【００２２】
WはTaと反対に主にγ相を固溶強化する元素である。凝固方向強度を向上させるためには、その添加量は多いほど良く、最低でも2％以上添加する必要がある。しかし、Wの過度の添加は、合金の相安定性を悪化させTCP相等の有害相の析出につながり、かつ耐食性を著しく低下させるため、最大でも12％に規制する必要がある。
【００２３】
MoはWと同属であり、Ni基超合金の様々な特性に対する効果もWとほぼ同様である。しかしながら、本発明者らは、MoはWと比べ、燃焼環境中の耐食性を著しく悪化させることを見出した。従って、本発明合金ではMoの添加量は最大でも3％、さらに耐食性を重視する場合は、0.95％以下とすることが好ましい。
【００２４】
ReもW及びMoと同様に主にγ相を固溶強化する元素である。MoあるいはWと比べ、燃焼環境中の耐食性を低下させる効果が小さいことから、耐食性と高温強度を両立させるためには非常に有効な元素である。WあるいはMoの添加量と置き換えることで、耐食性を改善すると同時に、合金を有効に強化する。しかし、Reはγ’相側への分配率が著しく低いため、相安定性に影響を及ぼし易い。従って、添加量は最大でも9％以下とする必要がある。一方、Reは非常に高価な元素であるため、大型の産業用ガスタービンに好適な合金としては、添加量を必要最低限とすることが好ましく、コストを重視し、かつWによる有効な強化が得られた場合は、Reの添加量を0.01％程度としてもよい。
【００２５】
CrはCr2O3の保護皮膜を形成し、Ni基超合金の耐食性を維持するための必須元素である。従って、最低でも1.5％以上の添加が必要であり、産業用ガスタービン用として必要な耐食性を得る為には、6％以上の添加が望ましい。しかし、過度の添加は、Wと同様に合金の相安定性を悪化させTCP相等の有害相の析出につながるため、16％以下に規制する必要がある。さらに凝固方向強度を向上させるため、WやReの添加量を増やす必要がある場合は、Crの添加量を9％以下とすることが好ましい。
【００２６】
Alはγ’相(Ni3Al)を形成するための必須元素であり、最低でも3.5％以上の添加が必要であり、γ’相の体積率を高くし、凝固方向強度を重視する場合は5％以上添加することが好ましい。また、AlはAl2O3保護皮膜を形成することで、耐酸化性及び耐食性を向上させるための必須元素でもある。しかし、過度に添加するとγ’相の固溶強化度が低下し、かえって高温強度が低下することから、添加量は最大6.5％とする必要がある。
【００２７】
TiはCrとAlの複合酸化物の形成を防止し、合金の耐食性を向上させる効果がある。耐食性を重視する場合は0.55％以上の添加が効果的である。しかし、過度に添加するとγ’相の安定性を阻害し、かつ高温耐酸化性を低下させるため最大4％以下とする必要がある。また，TiはTaと同様に主にγ’相側に固溶し、γ’相を固溶強化する。しかし、γ’相を固溶強化する効果は、Taの方が大きいため、凝固方向の強度を特に重視する場合、Tiの添加量は必要最低限とすることが好ましく、凝固方向の強度を特に重視する場合はTiの添加量は最大でも1.1％とする必要がある。
【００２８】
NbはTiよりも効果は小さいが、CrとAlの複合酸化物の形成を防止し、合金の耐食性を改善する効果がある。一方、γ’相を固溶強化する効果は、Taよりは小さいが、Tiよりも高い。従って、Nbは高温強度を落とさずに耐食性を改善できる有効な元素である。γ’相の相安定性を保つために、Nbの添加量は2％以下とする必要がある。一方，耐食性を特に重視する場合は、0.5％以上の添加が好ましい。
【００２９】
Zrは、従来はHfと同様に、結晶粒界の強度を向上させる効果があると考えられてきたが、本発明者らの研究により、結晶粒界強度向上に及ぼす影響はHfと比べて著しく小さいことがわかった。Zrの添加量が増えると、Zrと同じく合金の初期溶融温度を低下させるHfの添加量を減らす必要が生じる。そこで、本発明合金ではZrを不純物レベルの0.02％以下に規制することとした。これによりHfの添加量を増やすことができ、結晶粒界強度の向上を図ることが可能となった。
【００３０】
Vを添加するとTa及びNbの固溶限度が低下し、高温強度の低下につながる。また、Vは耐食性を著しく低下させることから、本発明合金では添加量を不純物レベルの1％以下とした。
【００３１】
希土類元素は、Al2O3保護皮膜の密着性を改善し、耐酸化性を大幅に改善する。しかし、Ni基超合金の融点を著しく低下させることから、添加量は2％以下とすることが好ましい。希土類元素とは、周期律表の3A族に属する元素を意味し、Yのほか、Sc，La，Ce等のランタノイド、Ac等のアクチノイドが含まれる。これらの元素の効果はほぼ同等であり、また、単独又は2種以上の混合物にて添加してもその効果はほぼ同等であることから、これらの元素の総量を2％以下とする必要がある。
【００３２】
白金族元素は合金中のWあるいはRe等の高温強度に有効な元素の固溶限度を広げる作用があるが、非常に高価な元素であるため、添加量は2％以下とすることが好ましい。この白金族元素は、Ru,Rh,Pd,IrおよびPtから選ばれることが望ましく、１種又は２種以上を添加することができる。
【００３３】
なお、不可避不純物には、Mg、Ca、Si、Ge及びFeなどが含まれる。これらのうち、MgとCaは、いずれも0.1％以下に規制されることが望ましい。また、Si、Ge及びFeは、各５％以下に抑えられることが望ましい。
【発明の効果】
【００３４】
本発明によれば、高価な単結晶材と同等の凝固方向強度を有し、かつ歩留まりが高く低コストな一方向凝固材用合金と同等の結晶粒界強度を有する新規な一方向凝固用Ni基超合金が得られる。本発明のNi基超合金を用いたガスタービンは、低コストで、大幅な熱効率向上が図れ、省資源、CO2及びNOX等の排出量低減に伴う環境効果等、その産業上及び社会的効果は大きい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３５】
本発明によるＮｉ基超合金と、特許文献１〜5に記載されたＮｉ基超合金について、合金の化学成分と組成範囲の比較したものを表１に示す。
【００３６】
【表１】
2006045654.tif 000003
【００３７】
以下、Ｎｉ基超合金を一方向凝固法により鋳造し、凝固方向並びに凝固方向と直角方向の高温強度を測定した結果について説明する。
【実施例】
【００３８】
本発明によるＮｉ基超合金及び本発明をなす過程で実験に供したＮｉ基超合金の組成と熱処理条件及び試験結果を表２に示す。
【００３９】
【表２】
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【００４０】
評価に用いた鋳物は100mm×15mm×230mmの一方向凝固平板で、表２記載の組成に予め調製したマスターインゴットを用い、鋳型引出し式一方向凝固法で鋳造した。鋳造後、表２記載の条件で熱処理を施し、その後に、各々の評価用試験片を機械加工で採取した。図１にYH64よりなる一方向凝固平板のマクロエッチング後の外観図（写真）を示す。図１には、一方向凝固平板に重要な、凝固方向、結晶粒界、凝固垂直方向も記載した。クリープ破断強度は、凝固方向については、850℃-40kgf/mm2又は1040℃-14kgf/mm2の条件、凝固直角方向については982℃-14kgf/mm2の条件で評価した。耐食性は、900℃のバーナリグ試験で評価した。腐食重量変化量が20mg/cm2に到達する時間の長短で耐食性の優劣を判断した。試験は、1サイクル10時間とし、1サイクル毎に重量変化量を測定した。燃料は硫黄を0.06重量％含む重油を用い、腐食を加速する目的で1重量％NaCl溶液を30cc/minで燃焼ガス中に噴霧した。
【００４１】
試験合金の組成は、特許文献５の組成範囲に含まれるYH161をベースに、各々の元素の効果を検討する目的で選定した。まず、最初にHfの効果を検討する目的でYH159とYH160を作製し、評価した。YH159とYH160は、YH161に対し、その他の元素の添加量をほぼ一定に保ったまま、Hfを単独添加した組成に相当する。合金の融点を低下させるHfを添加することで、合金の初期溶融温度が低下し、溶体化熱処理温度をYH161の1280℃から1250℃まで下げなくてはならなくなったため、1040℃-14kgf/mm2のクリープ破断時間もYH161の615時間から、YH159の152時間、YH160の113時間に大幅に低下した。このことから、YH161へのHfの単純添加は、凝固直角方向の強度向上は期待できるが、ガスタービン部材、特に動翼に重要な凝固方向の強度が大幅に低下してしまい、実用上適当でないことが明らかになった。
【００４２】
次に、YH62とYH63を作製し、YH161にCoを添加した場合の効果を検討した。Coを添加することでYH161と同じ溶体化処理温度1280℃でありながら、溶体化率、つまり凝固時に粗大に析出したγ'相が溶体化処理温度に保持中にγ相に一旦固溶し、冷却時に微細に析出し、高温強度向上に寄与する領域の面積率が増加した。一般に溶体化率が増加すると凝固方向のクリープ強度は向上する。YH62とYH63の場合は、Co量の増加に伴い、溶体化率は増加したが、1040℃-14kgf/mm2のクリープ破断時間は、YH161の615時間から、YH62の522時間、YH62の428時間へと若干低下した。これはCoが高温のクリープ強度を下げるためと考えられる。一方、凝固直角方向のクリープ破断時間は、YH161の20時間に対し、YH62は26時間、YH62の54時間と若干向上したが、他の試験合金に比べ、凝固直角方向のクリープ強度向上に及ぼすCo単独添加の影響は非常に小さかった。
【００４３】
次に、CoとHfの複合添加の影響を評価するために、さらにYH64〜67、74、75、162〜166、172および173を作製し評価した。図２と図３にHf量が約1％、約1.5％と一定の場合の1040℃-14kgf/mm2のクリープ破断時間に及ぼすCo量の影響を示す。これらの図から、どちらの場合でも約5〜10％のCoの添加が1040℃-14kgf/mm2のクリープ破断時間向上に有効であることがわかる。同時に、Co量が約1％の時は溶体化熱処理温度を高くできないためクリープ破断時間が短く、さらに、Co量が約10％を超えた場合も、1040℃-14kgf/mm2のクリープ破断時間は低下する傾向が認められた。
【００４４】
一方、図４にHf量が約1％の場合の850℃-40kgf/mm2の定常クリープ速度に及ぼすCo量の影響を示す。この図から、Co量が増えるに従い、850℃-40kgf/mm2の定常クリープ速度は小さくなる傾向が認められ、850℃のクリープ強度向上にはCo添加量の増加が有効であることが明らかになった。
【００４５】
図５には、Co量が約9.6％の際の1040℃-14kgf/mm2のクリープ破断時間に及ぼすHfの影響を示す。この図から、Co量が約9.6％の場合、Hf量が約0.5〜1.0％の領域で1040℃-14kgf/mm2のクリープ破断時間が最大になることがわかる。YH63のクリープ破断時間が短いのは、凝固方向においても、Hf添加による結晶粒界強度の向上が必要なことを意味していると考えられる。一方、YH164よりHf添加量の多い合金でクリープ破断時間が低下したのは、Hfを添加することで、合金の初期溶融温度が低下し、溶体化熱処理温度を低くする必要が生じ、溶体化率が低下したためと考えられる。
【００４６】
図６にCo量が約9.6％の際の凝固直角方向の982℃-14kgf/mm2のクリープ破断時間に及ぼすHfの影響を示す。この図から凝固直角方向のクリープ破断強度はHf量の増加とともに向上することがわかる。
【００４７】
以上の結果から、Co量が約1.0％と低い場合、Hfの添加量を増やすと溶体化熱処理温度を下げる必要が生じ、凝固方向のクリープ破断強度は低下するが、Co量が約5〜10％の範囲では、Hf添加量を約1％まで増加させても溶体化熱処理温度を下げる必要がなく、CoとHfの複合添加により一方向凝固材の凝固方向及び凝固直角方向の両方のクリープ強度を向上できることが明らかになった。
【００４８】
次に、Hfと同属元素であるZrの効果について検討した。図７にCo量が約9.7％の場合の凝固直角方向のクリープ強度に及ぼすZrの影響を示す。この図からZrは添加量約0.06％で凝固直角方向のクリープ強度、つまり結晶粒界の強度を最大にすることがわかった。しかし、その効果はHfに比べると著しく小さく、また、0.1％以上の添加ではかえって凝固直角方向のクリープ強度は低下した。また、Zrを添加することで、結晶粒界強度の向上に有効なHfの添加量を増やすことができなくなるという悪影響もある。
【００４９】
次に結晶粒界強化元素であるCの添加量について検討した。図８にCo量が約9.6％、Hf量が約1.0％の場合の凝固方向のクリープ強度に及ぼすCの影響を示す。C量が約0.05％以下の場合、結晶粒界強度が不十分なため、凝固方向のクリープ破断時間も短いものと考えられる。その後、C量約0.07％でクリープ破断時間が最大になった後、クリープ破断時間が低下するのは、C量増加によりTa等の固溶強化に有効な元素が炭化物形成に消費されたことが原因と考えられる。図９にCo量が約9.6％、Hf量が約1.0％の場合の凝固直角方向のクリープ強度、つまり結晶粒界強度に及ぼすCの影響を示す。C量が約0.05％以下の場合、結晶粒界強度が不十分なためクリープ破断時間が短くなった。その後、C量約0.07％でクリープ破断時間が最大となった後、クリープ破断時間が低下した。これは、凝固方向の場合と同様に、C量増加によりTa等の固溶強化に有効な元素が炭化物形成に消費されたためと考えられる。
【００５０】
次に耐食性及ぼすTiの影響を検討した。図１０に耐食性に及ぼすTiの効果を示す。図１０の縦軸は900℃のバーナリグ試験において、腐食重量変化が20mg/cm2に到達する時間を示しており、この時間が長いほど耐食性が優れていることを示す。この結果、Ti量が増加するほど耐食性が向上し、特に、Co量を8％以下に低減したYH178とYH179が優れた耐食性を示した。これらの合金は強度評価に供しなかったが、Ti量が1％を超えるYH176〜179では溶体化熱処理温度の低下が認められ、高温強度上は好ましくないと考えられる。
【００５１】
上記の実験合金の中からYH163を選び、図１１に示す形状の中実一方向凝固のガスタービン動翼１（全長170mm)を鋳造し、溶体化熱処理温度1280℃、それに続く1080℃/4時間及び871℃/20時間の時効処理後にクリープ試験片を採取した。この実体強度評価試験片は、1040℃-14kgf/mm2の条件のクリープ試験において、一方向凝固平板から採取した試験片とほぼ同等の521時間の破断時間を示し、実体強度特性も問題ないことが確認された。また、これは特許文献１に示される組成範囲に含まれる合金YH186の同条件のクリープ破断時間197時間と比べても十分長い。
【産業上の利用可能性】
【００５２】
本発明により、凝固方向強度及び結晶粒界強度のバランスがとれた一方向凝固用Ni基超合金が開発された。これにより、産業用ガスタービンの動翼及び静翼を一方向凝固部材により製造することが可能になった。
【図面の簡単な説明】
【００５３】
【図１】一方向凝固法で鋳造された、本発明の一実施例による鋳造品のマクロエッチング後の外観を示す図。
【図２】Hf量が1.0重量％であるNi基超合金について、Co量とクリープ破断時間との関係を示した線図。
【図３】Hf量が1.5重量％であるNi基超合金について、Co量とクリープ破断時間との関係を示した線図。
【図４】Hf量が1.0重量％であるNi基超合金について、Co量と定常クリープ速度との関係を示した線図。
【図５】Co量が9.6重量％である一方向凝固Ni基超合金について、Hf量と凝固方向のクリープ破断時間との関係を示した線図。
【図６】Co量が9.6重量％である一方向凝固Ni基超合金について、Hf量と凝固直角方向のクリープ破断時間との関係を示した線図。
【図７】Co量が9.7重量％である一方向凝固Ni基超合金について、Zr量と凝固直角方向のクリープ破断時間との関係を示した線図。
【図８】Co量が9.6重量％、Hf量が1.0重量％である一方向凝固Ni基超合金について、C量と凝固方向のクリープ破断時間との関係を示した線図。
【図９】Co量が9.6重量％、Hf量が1.0重量％である一方向凝固Ni基超合金について、C量と凝固直角方向のクリープ破断時間との関係を示した線図。
【図１０】一方向凝固Ni基超合金について、Ti量と腐食重量変化量が20ｍｇ/ｃｍ２に到達する時間との関係を示した線図。
【図１１】ガスタービン動翼の斜視図。
【符号の説明】
【００５４】
１…ガスタービン動翼。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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