(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏ、Ａｌ及びＴｉを各元素に応じ下記の範囲で含有し、
Ｃｒ １．５〜１４ｍａｓｓ％、Ｃｏ ２〜１０ｍａｓｓ％、Ｗ ４〜９ｍａｓｓ％、Ｔａ４〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ ０．２５〜２ｍａｓｓ％、Ａｌ ３〜７ｍａｓｓ％、Ｔｉ ０．１〜５ｍａｓｓ％
さらに、Ｐｒ、Νｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素を質量で、０．５〜５ｐｐｍ含有し、
残部がニッケル及び不可避的不純物からなることを特徴とするニッケル基単結晶耐熱超合金。
【請求項２】
Ｒｅ、Ｎｂ及びＨｆからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素を、各元素に応じ下記の範囲で含有すること
Ｒｅ ０．１〜７ｍａｓｓ％、Ｎｂ ０．０４〜０．２ｍａｓｓ％、Ηｆ ０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％を特徴とする請求項１記載のニッケル基単結晶耐熱超合金。
【請求項３】
ニッケル基単結晶合金を形成可能なＣｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏ、Ａｌ及びＴｉを各元素に応じ下記の範囲で含有し、
Ｃｒ １．５〜１４ｍａｓｓ％、Ｃｏ ２〜１０ｍａｓｓ％、Ｗ ４〜９ｍａｓｓ％、Ｔａ４〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ ０．２５〜２ｍａｓｓ％、Ａｌ ３〜７ｍａｓｓ％、Ｔｉ ０．１〜５ｍａｓｓ％、
残部がニッケル及び不可避的不純物からなるニッケル基合金に、Ｐｒ、Νｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素を質量で、０．５〜５ｐｐｍ添加して合金化する工程と、
前記所定の組成の合金を再溶解する工程と、
前記再溶解した所定の組成の溶湯を方向凝固させる工程と
を具備することを特徴とするニッケル基単結晶耐熱超合金の製造方法。
【請求項４】
ニッケル基単結晶合金を形成可能なＣｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏ、Ａｌ及びＴｉを各元素に応じ下記の範囲で含有し、
Ｃｒ １．５〜１４ｍａｓｓ％、Ｃｏ ２〜１０ｍａｓｓ％、Ｗ ４〜９ｍａｓｓ％、Ｔａ４〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ ０．２５〜２ｍａｓｓ％、Ａｌ ３〜７ｍａｓｓ％、Ｔｉ ０．１〜５ｍａｓｓ％、
残部がニッケル及び不可避的不純物からなるニッケル基合金を溶解する工程と、
前記溶解したニッケル基合金からなる溶湯にＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素を質量で、０．５〜５ｐｐｍ添加する工程と、
前記元素の添加された溶湯を所定形状の鋳型に注湯して方向凝固させる工程と
を具備することを特徴とするニッケル基単結晶耐熱超合金の製造方法。
【請求項５】
前記ニッケル基合金は、Ｒｅ、Ｎｂ及びＨｆからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素を、各元素に応じ下記の範囲で含有すること
Ｒｅ ０．１〜７ｍａｓｓ％、Ｎｂ ０．０４〜０．２ｍａｓｓ％、Ηｆ ０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％
を特徴とする請求項３または４記載のニッケル基単結晶耐熱超合金の製造方法。
【請求項６】
請求項１または２記載のニッケル基単結晶耐熱超合金から成るタービン翼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、産業用ガスタービンや航空機エンジン等に用いられるタービン翼に有用なニッケル基単結晶耐熱超合金とその製造方法並びにニッケル基単結晶耐熱超合金を用いたタービン翼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
産業用ガスタービンや航空機エンジン用タービンは高効率化、高出力化が求められており、その入口温度は、高くなる傾向にある。
【０００３】
タービン翼材料には一般的に、ニッケル基鍛造合金が用いられてきた。このようなニッケル基鍛造合金は、主強化相であるΝｉ3 （Ａｌ、Ｔｉ）の組成からなるγ' （ガンマプライム）析出物の体積率を増やすことにより、強度を改善することができる。そのため、主強化相の形成元素であるＡｌとＴｉの添加量を増加させ、さらに固溶強化のためにＷ、Ｍｏ、Ｔａ等も多量に添加することも行われている。
【０００４】
しかしながら、このような固溶強化により強度を改善したニッケル基鍛造合金は、鍛造により所定の形状に成形することが困難であるという問題があった。
【０００５】
さらに、タービン翼自体の高温化を抑制するため、タービン翼内部に冷媒を流すための複雑な冷却構造を設けることも行われるようになったが、このような複雑な内部冷却構造を鍛造によって製作するのは非常に困難であった。
【０００６】
一方、鋳造法では、合金の種類によらず容易に所定の形状のタービン翼を製作可能であり、内部冷却通路も形成することができるところから、タービン翼の形成に鋳造法が採用され、特に、ニッケル基単結晶耐熱超合金を用いた方向凝固プロセス（例えば、米国特許第3,260,505 号公報）によるタービン翼の製作が行われるようになってきている。
【０００７】
ニッケル基単結晶耐熱超合金を用いて方向凝固プロセスにより作製されたタービン翼には、高温破壊の起点となる遠心応力軸方向に垂直な結晶粒界がなく、これによって従来の鋳造合金タービン翼よりもクリープ強度等に優れたタービン翼が得られるようになっている。
【０００８】
このような方向凝固プロセスによる単結晶タービン翼は、チルプレート（冷却板）上に構築した鋳型を加熱炉内に設置し、高温に保持した鋳型中へニッケル基単結晶耐熱超合金の溶湯を注ぎ込んだ後、加熱炉から鋳型をチルプレートとともに一方向（翼長手方向）に沿って徐々に引抜くことにより溶湯をチルプレート側から凝固させることによって作製される。
【０００９】
この方法によれば、凝固開始部の単結晶セレクターと呼ばれる堰により一つの結晶のみが成長し、この結晶は鋳型内を一方向に整列しながら成長して柱状晶となり単結晶タービン翼が形成される。
【００１０】
方向凝固プロセスにおいては、化学的安定性、強度に優れるセラミックス製の鋳型や中子が用いられるが、鋳型や中子は１５００℃の溶湯と長時間接触するためタービン翼表面や冷却通路面に硬くて脆い反応硬化層が形成されるが、このような反応硬化層の形成されたタービン翼ではこの反応硬化層を起点として破壊が進行するという問題がある。
【００１１】
特に、反応硬化層の生成量は、溶湯との接触時間が長くなるほど多くなるため、大型翼ほど反応硬化層が生成され易く、従って、長尺タービン翼をニッケル基単結晶耐熱超合金による鋳造で製作する場合に大きな問題となる。
【００１２】
このような反応硬化層を除去するため、ケミカルあるいはメカニカルミーリングにより研削、研磨等が行われているが、このような機械的研削・研磨工程で反応硬化層を除去したのでは、高い寸法精度が得られず、歩留まりも低下してしまうという問題があった。
【００１３】
したがって、ニッケル基単結晶耐熱超合金の鋳造でタービン翼を製作する際の反応硬化層を抑制することが望まれていた。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
上述した通り、従来のニッケル基単結晶耐熱超合金の鋳造によるタービン翼の製作においては、破壊の起点となる反応硬化層をいかに抑制するかが大きい課題となっていた。
【００１５】
従って、本発明の目的は、従来の単結晶合金と同程度の高温強度を保持しつつ、反応硬化層を除去したニッケル基単結晶耐熱超合金を提供することにある。
【００１６】
また本発明の他の目的は、上記のニッケル基単結晶耐熱超合金の製法を提供することにある。
【００１７】
本発明のさらに他の目的は、上記ニッケル基単結晶耐熱超合金の鋳造により製作されるタービン翼を提供することにある。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
本発明のニッケル基単結晶耐熱超合金は、Ｐｒ、Νｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素を質量で、０．５〜５ｐｐｍ、好ましくは０．７〜４．８ｐｐｍ含有することを特徴とするものである。
【００１９】
上記元素を上記の範囲で添加することによって、溶湯と鋳型および中子との反応を抑制し、高温強度の低下を招く反応硬化層の生成を抑制することができる。本発明のニッケル基単結晶耐熱超合金において、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈの含有量を質量で０．５〜５ｐｐｍとしたのは、次のような理由によるものである。
【００２０】
すなわち、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈの含有量が０．５ｐｐｍ未満の場合、これらの元素は溶湯と鋳型あるいは中子の界面に吸着し、両者の界面自由エネルギーを低下させて濡れ性を向上させるため、反応硬化層の生成を促進してしまう。一方、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈの含有量が、５ｐｐｍを越える場合、Ｍ2 Ｎｉ17の金属間化合物を生成するため、高温強度が低下する原因となる。
【００２１】
これらＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈは、合計量が０．５〜５ｐｐｍの範囲内であれば、複数の元素を添加してもよい。
【００２２】
本発明のニッケル基単結晶耐熱超合金は、上記のＰｒ、Νｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ又はＴｈの他に、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏ、Ａｌ及びＴｉを含むものである。
【００２３】
これらの元素の含有量は次の範囲である。
【００２４】
Ｃｒ １．５〜１４ｍａｓｓ％、Ｃｏ ２〜１０ｍａｓｓ％、Ｗ ４〜９ｍａｓｓ％、Ｔａ４〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ ０．２５〜２ｍａｓｓ％、Ａｌ ３〜７ｍａｓｓ％、Ｔｉ ０．１〜５ｍａｓｓ％。
【００２５】
Ｃｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏ、Ａｌ及びＴｉの添加量を上記のように限定したのは次の理由による。
【００２６】
Ｃｒは耐食性を向上させる成分であり、Ｃｒをニッケル基単結晶耐熱超合金に添加することによって、反応硬化層の生成を抑制するだけでなく耐食性も向上させることができる。しかし、Ｃｒは過剰に添加すると高温強度の低下を引き起こし、添加量が足りない場合には所定の耐食性を得ることができないため、添加量は、質量％で１．５〜１４％の範囲で含有させることが好ましい。
【００２７】
Ｃｏは基地であるγ層中に固溶して高温強度を向上させる効果がある。しかし、過剰に添加すると主強化層であるγ' 層の析出を抑制し、添加量が足りない場合には強度の向上が図れないため、２〜１０ｍａｓｓ％の範囲で含有させることが好ましい。Ｗ、Ｍｏはγ層を固溶強化する元素である。しかし、過剰に添加すると金属間化合物やＷ、Ｍｏの一次固溶体を析出して高温強度を低下させ、添加量が足りない場合には固溶強化の向上が図れない。従って、Ｗ ４〜９ｍａｓｓ％、Ｍｏ ０．２５〜２ｍａｓｓ％の範囲で含有させることが好ましい。
【００２８】
Ｔａは主として、γ' 層を固溶強化して高温強度を向上させる。しかし、過剰な添加は共晶γ' 層の固溶を困難にし、かえって高温強度を低下させてしまう。また、添加量が足りない場合にはγ' 層の固溶強化を図れない。従って、Ｔａの含有量は４〜１０ｍａｓｓ％であることが好ましい。
【００２９】
ＡｌとＴｉは主強化層であるγ' 層を生成するための主要合金元素であり、タービン翼等に必要な高温強度の向上に寄与するものである。しかし、添加量が少ないと主強化層であるγ' 層の生成が少なく、所定の強度が得られず、添加量が多すぎると高温強度の低下をもたらす。従って、Ａｌ ３〜７ｍａｓｓ％、Ｔｉ ０．１〜５ｍａｓｓ％の範囲で含有することが好ましい。
【００３０】
本発明のニッケル基単結晶耐熱超合金には、さらにＲｅ、Ｎｂ及びＨｆからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素が含まれていてもよい。
【００３１】
これらの元素の含有量は次の範囲であることが望ましい。
【００３２】
Ｒｅ ０．１〜７ｍａｓｓ％、Ｎｂ ０．０４〜０．２ｍａｓｓ％、Ηｆ ０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％。
【００３３】
上記Ｒｅ、Ｎｂ及びＨｆの添加量を上記の範囲としたのは次の理由による。
【００３４】
Ｒｅはγ層を固溶強化する元素である。しかし、過剰に添加すると金属間化合物やＲｅの一次固溶体を析出して高温強度を低下させ、添加量が足りない場合にはγ層の固溶強化が図れないため、含有量は０．１〜７ｍａｓｓ％であることが好ましい。 Ｎｂは主にγ' 層を固溶強化して高温強度を向上させるものである。しかし、過剰な添加は共晶γ' 層の固溶を困難にし高温強度をかえって低下させてしまい、添加量が少ない場合にはγ' 層の固溶強化が図れないため、含有量は０．０４〜０．２ｍａｓｓ％が好ましい。
【００３５】
Ｈｆは耐酸化性および耐食保護被膜の密着性を向上させるものである。しかし、過剰な添加は合金の融点を下げてγ' 層の固溶を困難にして高温強度低下の原因となり、添加量が足りない場合には上記効果を向上させることができないため、０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲とすることが好ましい。
【００３６】
本発明のニッケル基単結晶耐熱超合金は、ニッケル基単結晶合金を形成可能なＣｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏ、Ａｌ及びＴｉを各元素に応じ下記の範囲で含有し、Ｃｒ １．５〜１４ｍａｓｓ％、Ｃｏ ２〜１０ｍａｓｓ％、Ｗ ４〜９ｍａｓｓ％、Ｔａ４〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ ０．２５〜２ｍａｓｓ％、Ａｌ ３〜７ｍａｓｓ％、Ｔｉ ０．１〜５ｍａｓｓ％、残部がニッケル及び不可避的不純物からなるニッケル基合金に、Ｐｒ、Νｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素を質量で、０．５〜５ｐｐｍ添加して合金化する工程と、前記所定の組成の合金を再溶解する工程と、前記再溶解した所定の組成の溶湯を方向凝固させる工程を含む製造方法により製作することができる。
【００３７】
また、本発明のニッケル基単結晶耐熱超合金は、ニッケル基単結晶合金を形成可能なＣｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏ、Ａｌ及びＴｉを各元素に応じ下記の範囲で含有し、Ｃｒ １．５〜１４ｍａｓｓ％、Ｃｏ ２〜１０ｍａｓｓ％、Ｗ ４〜９ｍａｓｓ％、Ｔａ４〜１０ｍａｓｓ％、Ｍｏ ０．２５〜２ｍａｓｓ％、Ａｌ ３〜７ｍａｓｓ％、Ｔｉ ０．１〜５ｍａｓｓ％、残部がニッケル及び不可避的不純物からなるニッケル基合金を溶解する工程と、前記溶解したニッケル基合金からなる溶湯にＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素を質量で、０．５〜５ｐｐｍ添加する工程と、前記元素の添加された溶湯を方向凝固させる工程とを含む製造方法によっても製造することができる。
【００３８】
具体的には、本発明のタービン翼は、チルプレート（冷却板）上に構築した鋳型を加熱炉内に設置し、高温に保持した前記鋳型中へニッケル基単結晶耐熱超合金の溶湯を注ぎ込み、加熱炉から鋳型をチルプレートとともに一方向（翼長手方向）に沿って徐々に引抜くことにより溶湯をチルプレート側から凝固させる方向凝固プロセスによって製造することができる。
【００３９】
本発明のニッケル基単結晶耐熱超合金に添加される、Ｐｒ、Νｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素は、所定の範囲の量を含有させることにより、溶湯と鋳型又は中子との反応により生じる反応硬化層の生成を抑制する作用をする。
【００４０】
本発明における上記の添加元素による、反応硬化層の抑制原理は、以下のように考えられる。
【００４１】
すなわち、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ、Ｔｈは、Νｉ中にほとんど固溶限を持っていない。従って、これらの元素は溶湯中では液相領域よりも固液界面に逃れ、単一相として合金溶湯と鋳型あるいは中子間の界面で相分離し、溶湯と鋳型あるいは中子との接触を遮断する。このように、溶湯と鋳型等が接触しないため、これらが反応することもなく、このため反応硬化層の生成が抑制され、本発明のニッケル基単結晶耐熱超合金により製作されたタービン翼は高温強度が改善されるのである。
【００４２】
本発明のタービン翼は、鋳造によって表面に反応硬化層が形成されないので、高温強度に優れた特性を有している。
【００４３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を実施するための形態について説明する。
【００４４】
まず、本発明のニッケル基単結晶耐熱超合金を用いたタービン翼について説明する。
【００４５】
本発明のタービン翼は、図９に示されるように、一般に、シュラウド部分１、ブレード部分２、及び根元部分３から構成されている。
【００４６】
このような本発明のタービン翼において、単結晶はブレード部分２の縦軸線方向に［００１］配向を有することが好ましい。しかし、単結晶の［００１］配向とブレード部分２の縦軸線方向とは必ずしも正確に一致する必要はなく、２０°程度のずれが許容できる。
【００４７】
このような本発明のタービン翼は、公知技術である方向凝固プロセス等を用いて本発明のニッケル基単結晶耐熱超合金で製造することができる。
【００４８】
本発明のタービン翼は、発電用タービン等のタービン翼に用いることによって、タービンの高温での運用を可能にして発電効率を一層向上させることができる。  また、従来は高温強度に課題があった長尺タービン翼の作製も、本発明のニッケル基単結晶耐熱超合金を用いることにより可能となる。
【００４９】
【実施例】
次に、本発明の具体的な実施例について述べる。
【００５０】
実施例１
米国特許第 4,582,548において開示されたＣＭＳＸ−２合金（Ｃｒ ８ｍａｓｓ ％，Ｃｏ ５ｍａｓｓ ％，Ｍｏ ０．６ｍａｓｓ ％，Ｗ ８ｍａｓｓ ％，Ｔａ ６ｍａｓｓ ％，Ａｌ ５．６ｍａｓｓ ％，Ｔｉ １ｍａｓｓ ％，残部はＮｉ）を基準合金として用い、所定の量のＰｒ、Νｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈからなる群から選ばれた少なくとも１種の元素（以下、溶湯反応抑制元素という。）を添加してニッケル基単結晶耐熱超合金を作製し評価を行った。
【００５１】
基準合金の組成ならびにこの基準合金に所定の量の添加元素を添加した、本発明の実施例及び比較例の化学組成を表１に示す。
【００５２】
【表１】
0004223627.tif 000002
表１に示すように、本発明の実施例は基準合金に溶湯反応抑制元素を０．５〜５ｐｐｍの範囲で添加した。比較例は、前記範囲外で溶湯反応抑制元素を添加したもので本発明との比較のために示したものである。
【００５３】
次に本発明の実施例、比較例の製造について説明する。
【００５４】
基準合金ＣＭＳＸ−２を溶解し、溶湯反応抑制元素を添加した後、冷却して所定の組成の合金を作製した。さらに、この合金を再溶解して溶湯を作製し、この溶湯を、中空部を形成するための中子を設置した鋳型に注湯し、［００１］の結晶方位に方向凝固させた。鋳型は合金と接する第１層をジルコン（ＺｒＳｉＯ4 ）、バックアップ層をアルミナ（Ａｌ2 Ｏ3 ）、中子をジルコニア（ＺｒＯ2 ）とした。
【００５５】
表２、図１に反応硬化層厚さの測定結果を示す。反応硬化層厚さとは、鋳造時に鋳型あるいは中子のいずれかに生成した反応硬化層の最大厚さのことである。
【表２】
0004223627.tif 000003
溶湯反応抑制元素の添加量が０．５ｐｐｍ未満の比較例（ＣＰｒ１、ＣＮｄ１、ＣＳｍ１、ＣＤｙ１、ＣＥｒ１、ＣＴｈ１）には添加元素が溶湯と鋳型又は中子の界面に吸着して、濡れ性が向上したため、基準合金ＣＭＳＸ−２だけの場合よりも厚い反応硬化層を生成した。これに対して、溶湯反応抑制元素を０．５ｐｐｍ以上添加した本発明の実施例、比較例（ＣＰｒ２、ＣＮｄ２、ＣＳｍ２、ＣＤｙ２、ＣＥｒ２、ＣＴｈ２）では、反応硬化層はほとんど生成されなかった。
【００５６】
続いて、反応硬化層がほとんど生成されなかった本発明の実施例、比較例（ＣＰｒ２、ＣＮｄ２、ＣＳｍ２、ＣＤｙ２、ＣＥｒ２、ＣＴｈ２）について、試験温度  １０５０℃、負荷応力  １３６ＭＰａでクリープ破断試験を行った。
【００５７】
試験結果を表２、図２に示す。なお、基準合金ＣＭＳＸ−２については、純粋に材料自身の高温強度を比較するため、反応硬化層を除去した試験材で試験を行った。溶湯反応抑制元素の添加量が５ｐｐｍ以上の比較例（ＣＰｒ２、ＣＮｄ２、ＣＳｍ２、ＣＤｙ２、ＣＥｒ２、ＣＴｈ２）では、添加元素と基材のニッケルがＭ2 Ｎｉ17の金属間化合物を生成するためにクリープ破断時間が基準合金よりも低下した。一方、溶湯反応抑制元素の添加量が５ｐｐｍ以下である本発明の実施例は基準合金ＣＭＳＸ−２と同等の破断時間を有していた。
【００５８】
これらの結果より、溶湯反応抑制元素を質量％で０．５〜５ｐｐｍで添加することにより、合金の高温強度を維持したまま溶湯反応を抑制することができることが分かる。
【００５９】
実施例２
米国特許第 5,489,346において開示されたＣＭＳＸ−１１Ｂ（Ｃｒ １２．５ｍａｓｓ ％，Ｃｏ ７ｍａｓｓ ％，Ｍｏ ０．５ｍａｓｓ ％，Ｗ ５ｍａｓｓ ％，Ｔａ ５ｍａｓｓ ％，Ｒｅ ０．１ｍａｓｓ ％，Ａｌ ３．６ｍａｓｓ ％，Ｔｉ ４．２ｍａｓｓ ％，Ｈｆ ０．０４ｍａｓｓ％，残部はＮｉ）を基準合金として用い、本発明の実施例、比較例を作製し評価を行った。
【００６０】
本発明の実施例、比較例及び基準合金の化学組成を表３に示す。
【００６１】
【表３】
0004223627.tif 000004
本発明の実施例、比較例は、溶湯を作製するため基準合金を再溶解した際に、溶湯反応抑制元素を添加し、この溶湯を鋳型に注湯し、［００１］結晶方位の単結晶中空丸棒の形状に方向凝固させて作製した。
【００６２】
表４、図３に反応硬化層厚さの測定結果を示す。
【００６３】
【表４】
0004223627.tif 000005
溶湯反応抑制元素を０．５ｐｐｍ以上添加した本発明の実施例、比較例（ＣＰｒ４、ＣＮｄ４、ＣＳｍ４、ＣＤｙ４、ＣＥｒ４、ＣＴｈ４）は基準合金と比較して、ほとんど反応硬化層を生成していなかった。
【００６４】
続いて、反応硬化層が生成していない本発明の実施例と比較例（ＣＰｒ４、ＣＮｄ４、ＣＳｍ４、ＣＤｙ４、ＣＥｒ４、ＣＴｈ４）から得た試験片で実施例１と同条件でクリープ破断試験を行った。ＣＭＳＸ−１１のクリープ破断寿命は実施例１と同じく反応硬化層を除去した試験材で評価した。
【００６５】
クリープ破断試験の結果を表４、図４に示す。
【００６６】
溶湯反応抑制元素を５ｐｐｍ以上添加した比較例（ＣＰｒ４、ＣＮｄ４、ＣＳｍ４、ＣＤｙ４、ＣＥｒ４、ＣＴｈ４）は全て金属間化合物Ｍ2 Ｎｉ17を形成し、クリープ破断寿命が低下した。これに対して、溶湯反応抑制元素Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈの含有量が０．５〜５ｐｐｍの本発明の実施例では基準合金の高温強度を変化させることなく、反応硬化層を抑制していた。
【００６７】
実施例３
米国特許第 4,643,782において開示されたＣＭＳＸ−４Ｂ（Ｃｒ ６．５ｍａｓｓ ％，Ｃｏ ９ｍａｓｓ ％，Ｍｏ ０．６ｍａｓｓ ％，Ｗ ６ｍａｓｓ ％，Ｔａ ６．５ｍａｓｓ ％，Ｒｅ ３ｍａｓｓ ％，Ａｌ ５．６ｍａｓｓ ％，Ｔｉ １ｍａｓｓ ％，Ｈｆ ０．１ｍａｓｓ％，残部はＮｉ）を基準合金として用い、本発明の実施例、比較例を作製し評価を行った。
【００６８】
本発明の実施例、比較例及び基準合金の化学組成を表５に示す。
【００６９】
【表５】
0004223627.tif 000006
次に本発明の実施例、比較例の作製について説明する。
【００７０】
基準合金ＣＭＳＸ−４Ｂを溶解し、溶湯反応抑制元素を添加した後、冷却して所定の組成の合金を作製した。さらに、この合金を再溶解して溶湯を作製し、この溶湯を、初層イットリアの鋳型に注湯して、結晶方位［００１］の中空翼に方向凝固させた。
【００７１】
表６、図５に反応硬化層厚さの測定結果を示す。
【００７２】
【表６】
0004223627.tif 000007
溶湯反応抑制元素を０．５ｐｐｍ以下添加した比較例（ＣＰｒ５、ＣＮｄ５、ＣＳｍ５、ＣＤｙ５、ＣＥｒ５、ＣＴｈ５）では反応硬化層の生成を抑制することはできなかった。溶湯反応抑制元素を５ｐｐｍ以上添加した比較例（ＣＰｒ６、ＣＮｄ６、ＣＳｍ６、ＣＤｙ６、ＣＥｒ６、ＣＴｈ６）は、表６、図６のクリープ破断試験結果（試験条件：１０５０℃、１３６ＭＰａ）に示されるように、金属間化合物Ｍ2 Ｎｉ17の生成により、クリープ破断寿命が低下していた。これに対して、溶湯反応抑制元素を０．５〜５ｐｐｍの範囲で含有する本発明の実施例では、反応硬化層の生成もほとんどなく、高温強度も基準合金並に確保されていることが分かる。
【００７３】
実施例４
米国特許第 5,366,695において開示されたＣＭＳＸ−１０（Ｃｒ ２ｍａｓｓ ％，Ｃｏ ３ｍａｓｓ ％，Ｍｏ ０．４ｍａｓｓ ％，Ｗ ５ｍａｓｓ ％，Ｔａ ８ｍａｓｓ ％，Ｒｅ６ｍａｓｓ ％，Ｎｂ ０．１ｍａｓｓ ％，Ａｌ ５．７ｍａｓｓ ％，Ｔｉ ０．２ｍａｓｓ ％，Ｈｆ ０．０３ｍａｓｓ％，残部はＮｉ）を基準合金として用い、本発明の実施例、比較例を作製し評価を行った。
【００７４】
本発明の実施例、比較例及び基準合金の化学組成を表７に示す。
【００７５】
【表７】
0004223627.tif 000008
本発明の実施例及び比較例は、溶湯を作製するため基準合金を再溶解した際に、溶湯反応抑制元素のうちいずれか１種を添加して溶湯を作製し、この溶湯を実施例３と同様の鋳型を用いて、中空丸棒の形状に形成することによって作製した。
【００７６】
本発明の実施例、比較例の反応硬化層厚さの測定結果及びクリープ破断試験
（試験条件：１０５０℃、１３６ＭＰａ）の試験結果をそれぞれ図７、図８そして表８に示す。
【００７７】
【表８】
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溶湯反応抑制元素を０．５〜５ｐｐｍで添加した本発明の実施例、比較例は、基準合金が有する高温強度を低下させることなく、反応硬化層の生成を抑制していたのに対し、その範囲以外の含有量を有する比較合金は反応硬化層の生成や高温強度の低下が生じていた。
【００７８】
【発明の効果】
ニッケル基単結晶耐熱超合金にΡｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｄｙ、Ｅｒ及びＴｈのうち少なくとも１種以上を質量で０．５〜５ｐｐｍの範囲内で添加することにより、基材合金の高温強度特性を損なうことなく、鋳造時の反応硬化層の生成を防止し、健全な単結晶鋳物を提供することができる。
【００７９】
また、このようなニッケル基単結晶耐熱超合金を用いてタービン翼を作製することによって、高温・高効率ガスタービンでの運用が可能となり、発電等の効率向上に大きく寄与することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  実施例１の反応硬化層の最大厚さの計測結果を示す図である。
【図２】  実施例１のクリープ破断試験結果の破断寿命を示す図である。
【図３】  実施例２の反応硬化層の最大厚さの計測結果を示す図である。
【図４】  実施例２のクリープ破断試験結果の破断寿命を示す図である。
【図５】  実施例３の反応硬化層の最大厚さの計測結果を示す図である。
【図６】  実施例３のクリープ破断試験結果の破断寿命を示す図である。
【図７】  実施例４の反応硬化層の最大厚さの計測結果を示す図である。
【図８】  実施例４のクリープ破断試験結果の破断寿命を示す図である。
【図９】  本発明のタービン翼の一例を示す図である。
【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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