JPH0153339B2

JPH0153339B2 -

Info

Publication number: JPH0153339B2
Application number: JP59242551A
Authority: JP
Inventors: Kan Tasajuuku; Karon Pieeru; Rafuesutan Jannrui
Original assignee: Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Current assignee: Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Priority date: 1983-11-18
Filing date: 1984-11-19
Publication date: 1989-11-14
Also published as: FR2555204A1; EP0143694A1; JPH01127639A; EP0143694B1; JPS60125342A; US4777017A; FR2555204B1; DE3464937D1

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、低密度ニツケル超合金及びそれから
なるターボ装置ブレードに関する。本発明は、現在入手しうる最高の性能の超合金
に比較して、低密度でかつ、この超合金よりも、
すぐれた耐クリープ性を有する合金を提供するも
のである。耐クリープ性とは、加熱した時の、単
位密度当たりのクリープに対する抵抗を言う。（従来の技術）現在得られる最高の超合金は、PWA（DS200＋
Hf）である。その密度は、8.55ｇ／cm⁹である。
この合金は、粒子の境界線に平行な方向への力に
対し、強い抵抗を与える直接的な凝固により得ら
れた柱状粒子よりなつている。直接的な凝固により、単結晶よりなるブレード
を作る好適な組成物を作るために、数多くの試み
がなされた。現在ある最上の合金の一つは、PWA1480、即
ち合金454であり、その密度は8.7ｇ／cm⁹である。上記の柱状粒子合金（PWA1480）に比較して、
本発明による合金の耐クリープ性は、温度範囲に
おいて、20℃から50℃の改良を与える。単結晶凝固を施した後に、部材を作る合金
PWAの組成及び析出熱処理の性質は、同一出願
人によるフランス国特許第2503188号明細書に開
示されている。このフランス国特許は、特開昭57
−179100号（特願昭57−55949号）公報に対応す
るものである。この発明には、 5.4％乃至6.2％のアルミニウムと、４％乃至７％のコバルトと、６％乃至９％のクロムと、 2.5％以下のモリブテンと、 5.5％乃至８％のタンタルと、０乃至１％のチタンと、７％乃至９％のタングステンと、残余量のニツケルとを、それぞれ重量％をもつて含む単結晶スーパーア
ロイから作られた部材のクリープ強度を増すため
の方法であつて、前記部材を、そのNi₃Alタイプ
のγ′相を全て溶解する温度にまで加熱し、次い
で、1000℃を越える温度をもつて、γ′相をγ固溶
体から析出させることを特徴とする方法が開示さ
れている。この明細書には、γ′相は、5000Åの平
均粒子の大きさで析出する。しかし、ターボ装置の可動ブレードを作るため
の合金にとつて、ターボ装置の可動ブレードの遠
心方向の応力を最小にするべく、合金の密度は出
来る限り、小さくしなくてはならないことを考慮
にいれると、実際上、耐クリープ性を選択するこ
とが、とても重要である。密度が約10％増加する
と、ブレードを取り付けたデイスクの寿命が約1/
３に減少してしまう。逆に、密度を減少させると、ブレードのデイス
クをより軽くすることによつて、ターボ装置の性
能を改良することが出来る。しかし、現在、公知の低クリープ単結晶超合金
の密度は、約8.6ｇ／cm⁹だつた。（発明の目的）本発明の目的は、合金454として知られる合金
よりもすぐれた耐クリープ性を有する単結晶部材
を構成し、かつ密度が8.25ｇ／cm⁹以下であつて、
上記の公知の合金に対し約５％の改良をなした合
金を提供することにある。普通、加熱した時の耐クリープ性は、Ta、Ｗ
及びMo又はReのような耐火部材を多量に添加し
た時に得られる。現在、工業的に使用されている最強の単結晶合
金、即ち合金454は、12％のTaと４％のＷを含ん
でいる。また、合金DS200＋Hfは、12％のＷを含んで
いる。これらの耐火部材は、クリープ率を減少させ、
かつ寿命を伸ばすのに重要な役割がある。高温でさえ、これらの部材は、非常に低い拡散
率である。そこで、γ′相、すなわち、加熱したた
時の耐クリープ性の硬化相のNi⁹（Al、Ti…）の
融合率を緩慢にさせる。これらの耐火部材は大変重量があるが、加熱し
た時に耐クリープ性を増大させる。しかし、合金
の密度を増大させるという欠点がある。アルミニウムのような、軽量部材を多量に添加
することによつて、合金の密度を減少させること
が出来るが、γ′相をほぼ析出させるので、好適な
耐クリープ性を得ることが出来ない。本出願人によるターボ装置用の超合金について
の製造作業によれば、耐火部材に関する合計S₁に
ついて次のような関係に導く。 S₁＝0.5W＋Ta＋Mo ここで、文字は、対応する元素の重量百分率を
示している。また、合計S₂は、硬化γ′相の形成に
おいて、析出する元素に関係している。 S₂＝Al＋Ti＋Ta＋Nb＋Ｖここで、文字は、対応する元素の原子数を示し
ている。本出願人は、合金に最適の性質を与えるため
に、低密度と高耐クリープ性とを考慮して、S₁と
S₂を適当な値に定めた。これらの条件は次の通りである。 S₁は、４重量％から９重量％であり、好ましく
は5.5％から９％である。 S₂は、原子数で14.9％から20.6％で、16.5％か
ら18.5％の間であるのが好ましい。 S₁は耐火性を与えるための成分であり、S₂は硬
化γ′相を析出するためのものである。上記のよう
な組成範囲は、耐火性並びにγ′相の形成のために
好適な値を示している。合計S₂におけるバナジウムは熱処理範囲を広く
する。この熱処理範囲とは、溶融状態へのγ′相の
端部と、合金が溶融し始める点との間の温度ギヤ
ツプのことを云う。この熱処理範囲は、工業的な
条件下における熱処理において有用である。Ｃ、Ｂ及びZrが合金に含まれていると、合金
の溶融温度を低下させる。そのためγ′相及びγ／
γ′共融混合物が固溶体に変化する温度と、合金の
溶融温度との間の幅、即ち熱処理範囲を小さくし
てしまう。この理由で、Ｃ、Ｂ及びZrが含まれ
ていない方が有利である。 S₁とS₂が上記の条件に適うように、本発明によ
る合金は、次表に示された組成物を含んでいる。
全ての単位は、重量％である。 Co：５％から７％ Cr：５％から７％ Mo：0.5％から2.5％Ｗ：３％から５％ Al：６％から7.5％ Ti：1.5％から2.25％ Nb：０％から0.5％ Ta：２％から４％Ｖ：0.3％から0.6％ Ni：100％の残りここで、Ｂ、Ｃ又はZrは自発的に加えない。各成分をこのような組成範囲にしたことについ
て、その理由を更に説明する。一般的に云えば、超合金の組成は矛盾する要件
の妥協により選択される。と云うのは、各成分の
含有率の増加は、ある観点からは好ましく、他の
観点からは好ましくない。また、１つの成分の含
有率による超合金の性質に対する影響は、他の成
分の含有率によつても影響されるからである。そこで、組成範囲の選択は、大変に難かしく、
数多くの実験を必要とし、各成分の含有率の範囲
について、正確に理論付けることは困難である。
もしも組成範囲を正確に理論付けることが可能な
らば、各成分の範囲を選択することは容易であ
り、発明は不要となるであろう。しかし、各成分の組成範囲について次のように
云うことは可能である。もし、下限以下ならば、
その成分は超合金の性質に何ら寄与しないであろ
うし、上限以上ならば、悪い影響が現われる。こ
のような欠点については後述する。本発明の主要な目的は、有用な性質に対し影響
を与えずに、公知の超合金における密度を小さく
することにある。以下に述べる理由を理解するためのもう１つの
重要な要素は、本発明による超合金の最初の凝固
の間に、γ相とγ′相の並列した小さな粒子よりな
る共融成分が生成するが、これは合金の強度に寄
与しないことである。硬化γ′粒子の生成による利
点のためには、この共融成分は、次の熱処理の間
に固溶体に入れることが必要である。この共融成
分が増加しすぎると、固溶体に完全に戻すことは
不可能になり、合金の強度を弱めてしまう。以下、各成分に付き、範囲限定理由について述
べる。 Coが上記のような組成範囲である場合、共融
成分の増加を抑える。含有率が大き過ぎると、δ
相及びμ相のようなもろい相を形成する。Ｗは、母相及びγ′相の両方のための硬化成分で
ある。重量があるので、低密度の合金を得るに
は、含有率は小さい方が好ましい。 Nbは、γ′相に入り、合金の強度を高める。含
有率が大きいと、耐酸化性を損うとともに、環境
に悪い影響を及ぼす。 Crは、母相を硬化させるとともに、耐腐食性
に必要である。含有率が多過ぎると、γ′相の体積
を減少させ、合金の強度を弱める。 Alは、耐酸化性を改良するとともに、γ′相の体
積を増加させる軽量成分である。γ′相は、Ni₃Al
なる式で示され、このAlは、部分的にTi、Ta及
びNbで置換される。Al含有率が余りに大きい
と、γ′相中のAl原子は、これらの原子により置換
されないので、合金の強度を弱めてしまう。 Taは、γ′相の主要な重量成分であり、合金の
強度を高める。γ′析出相の積層欠陥エネルギーを
増大させることにより強度を高めるには、少なく
とも２％の含有率が必要である。含有率が大きい
と、合金の密度を大きくさせる。 Moは、機械的強度、特に高温における強度に
大変重要である。このために、最低、0.5％の含
有率が必要である。この成分は、γ相に入る。も
し、含有率が大きすぎると、μ相を形成して、合
金を不安定にしてしまう。2.5％以上になると、
10％以下のCrと結合して耐腐食性を弱めてしま
う。Crの含有率が約15％の場合には、このよう
な現象は起らない。 Tiは、γ′相に入る軽量成分である。余りに大き
な含有率であると、比較的大きな含有率のAlと
結合して、共融成分を増加させる。Ｖは、共融成分を固溶体中に入れるのを助ける
点で好ましい。含有率が大き過ぎると、耐腐食性
を損う。以上の事を考慮して、実験の結果、本発明によ
る、超合金の組成範囲が定められた。単結晶ブレードは、作られた後に熱処理を受
け、γ′相を溶融状態に置く。この処理法は、部材
を、30分から４時間の間、その組成に応じ1290℃
から1325℃までの範囲の温度まで加熱する段階よ
りなるものである。次に、この部材を、空気中で冷却する。更に、
1981年４月３日に出願されたフランス国特許第
2503188号明細書に開示されたγ′相析出熱処理法
を実施する。 0.5μｍの平均粒子の大きさを有するγ′粒子の規
則的分配が確保される。これらの粒子は、＜100＞型結晶軸に沿つて、配
置される。（実施例）実施例１この合金の組成は、次の通りである。 Co：５％ Cr：７％ Mo：2.25％Ｗ：４％ Al：６％ Ti：２％ Nb：０％ Ta：４％Ｖ：0.5％ Ni：100％の残りこの合金の密度は、8.23ｇ／cm³である。 γ′の全溶解温度は、約1295℃である。合金が溶融し始める温度は、約1317℃である。これら２つの温度の間の比較的大きな差、22℃
即ち熱処理範囲は、従来の単結晶合金のものよ
り、はるかに大きい。他の元素に対するバナジウムの存在は、0.5％
位の極小量であつても、非常な高温における耐ク
リープ性を増加させる。実施例２この合金の組成は、次の通りである。 Co：５％ Cr：７％ Mo：2.25％Ｗ：４％ Al：６％ Ti：２％ Nb：0.5％ Ta：３％Ｖ：0.5％ Ni：100％の残りこの合金の密度は、8.20ｇ／cm³である。γ′相の
全溶解温度は、約1290℃である。合金が溶融し始
める温度は、約1310℃である。熱処理範囲は20℃
である。本発明による他の実施例では、熱処理範囲は、
いつも10℃以上だつた。第１図と第２図は、実施例１と２の合金を加熱
した時の耐クリープ性を従来技術で製造された最
上の合金と比較したグラフである。この従来技術
による合金は、次の通りである。合金Ｅ＝PWA1480又は合金454、及び合金Ｆ＝PWA1422又はDS200Hf 第１図は、比応力、即ち1000時間後に１％の伸
びを得るのに必要とされ、密度で割つた応力を、
４つの上記合金について、温度℃の関数として表
したものである。第２図には、1000時間で、破壊
に必要とされる比応力が示されている。これらの図において、曲線１は、前記フランス
国特許第2503188号明細書に開示された熱処理を
受けた後における実施例１の合金の試験片につい
て得られた結果を示している。Ｘ点２は、同様な処理を受けた後における実施
例２の合金について同様な結果を示している。曲線Ｅは、合金454の試験片について得られた
結果を示し、曲線Ｆは、カラム粒合金DS200＋
Hfの試験片について得られた結果を示している。使用中に発見された温度全範囲において、両方
の実施例の合金は、従来技術の合金に比べ優れた
性質を示している。第１図から、実施例１の合金は、約900℃の温
度において、合金200＋Hfに比し、22℃の改良を
与えることがわかる。約1000℃の温度で、80℃の
改良を与える。実施例１の合金は、更に、8.23ｇ／cm³のような
非常な低密度であるという利点がある。これに対
し、合金DS200＋Hfの密度は、8.55ｇ／cm³であ
る。 8.70ｇ／cm³なる密度の単結晶合金454に比べて、
合金１は、850℃以下の温度で非常にすぐれた耐
クリープ性を示し、950℃以上の温度で、多少優
れた性質を示す。このように、本発明による合金は、従来の合金
に比べ、よりすぐれた合金特性を示すことがわか
る。第１表は、種々の温度と比応力における結果を
１％の伸びと破壊に達するのに要する時間で示す
ことにより、前記の従来の合金と、本発明による
２個の実施例を比較したものである。本発明による合金の低密度による利点を考慮に
入れなくても、実施例１の合金は、950℃までの
中間温度で、合金454と同様な耐クリープ性を示
し、高温において、非常に好適な耐クリープ性を
示す。さらに、低い密度により、ブレードデイスク部
材の重さまたは体積を節約することができる。そ
こで、軽いブレードデイスクを備えたターボ装置
の性能を改良すること可能である。本発明の組成物のように、密度を５％減少させ
ると、このように優れた効果を示すことが明らか
である。【表】

【図面の簡単な説明】

第１図は、温度を横軸に、1000時間後の１％の
伸びのための比応力を縦軸に取り、公知の合金
と、本発明による合金とを比較したグラフであ
り、第２図は、温度を横軸に、1000時間後の破壊
のための比応力を縦軸に取り、公知の合金と、本
発明による合金とを比較したグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】１単結晶凝固により、ターボ装置部材を作るの
に使用され、加熱した時にすぐれた耐クリープ性
を示し、次の成分を、重量％で含む低密度ニツケ
ル超合金。 Co：５％から７％ Cr：５％から10％ Mo：0.5％から2.5％Ｗ：３％から５％ Al：６％から7.5％ Ti：1.5％から2.25％ Ta：２％から４％Ｖ：0.3％から0.6％ Ni：100％の残り２次の成分を、重量％で含むことを特徴とする
特許請求の範囲第１項に記載の低密度ニツケル超
合金。 Co：５％ Cr：７％ Mo：2.25％Ｗ：４％ Al：６％ Ti：２％ Ta：４％Ｖ：0.5％ Ni：100％の残り３単結晶凝固により、ターボ装置部材を作るの
に使用され、加熱した時にすぐれた耐クリープ性
を示し、次の成分を、重量％で含む低密度ニツケ
ル超合金。 Co：５％から７％ Cr：５％から10％ Mo：0.5％から2.5％Ｗ：３％から５％ Al：６％から7.5％ Ti：1.5％から2.25％ Nb：0.5％以下 Ta：２％から４％Ｖ：0.3％から0.6％ Ni：100％の残り４次の成分を、重量％で含むことを特徴とする
特許請求の範囲第３項に記載の低密度ニツケル超
合金。 Co：５％ Cr：７％ Mo：2.25％Ｗ：４％ Al：６％ Ti：２％ Nb：0.5％ Ta：３％Ｖ：0.5％ Ni：100％の残り５ Co：５％から７％ Cr：５％から10％ Mo：0.5％から2.5％Ｗ：３％から５％ Al：６％から7.5％ Ti：1.5％から2.25％ Ta：２％から４％Ｖ：0.3％から0.6％ Ni：100％の残りをそれぞれ重量％で含む低密度ニツケル超合金
を、1000℃以上の温度で、数時間、γ′相が析出す
る迄、熱処理して作られたターボ装置ブレード。６熱処理段階において、1290℃から1325℃まで
の温度で、γ′相を固溶体に変化させ、また1000℃
以上の温度で、γ′相が析出する前に、空気により
冷却することを特徴とする特許請求の範囲第５項
に記載のターボ装置ブレード。