JPH028016B2

JPH028016B2 -

Info

Publication number: JPH028016B2
Application number: JP56199450A
Authority: JP
Inventors: Uorutaa Kaa Sho Suchuwaato
Original assignee: Inco Europe Ltd
Current assignee: Inco Europe Ltd
Priority date: 1980-12-10
Filing date: 1981-12-10
Publication date: 1990-02-22
Also published as: EP0053948B1; CA1202505A; EP0053948A1; ATE9598T1; DE3166370D1; JPS57123950A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は改善された鋳造可能なニツケル−クロ
ム−コバルト基合金に関する。チタンおよびアルミニウムを含むニツケル−ク
ロム基合金およびニツケル−クロム−コバルト基
合金は、適当な熱処理によつて、高温度で大きな
クリープ破断強さを示し、昇温下で高いストレス
の引きおこされるものに広く応用されている。こ
の例として、たとえばガスタービンエンジンの回
転子翼および羽根がある。しかしながら、陸上に
すえられた或は海上での推力タービンにデイーゼ
ルオイルおような純粋でない燃料を用いると硫黄
による悪影響の問題が生じる。海上や他の塩化物
含有雰囲気でも、深刻な腐食の問題が生じる。多くのガスタービンや他の部品、とくに複雑な
設計のものは、焼流し精密鋳造によつて最も適切
に作られる。それゆえ、合金は鋳造されて形成さ
れること、および、鋳造された状態で、(1)昇温下
での大きな強度、(2)硫黄含有雰囲気および塩化物
含有雰囲気での耐食性、(3)構造安定性すなわち昇
温下で伸張されて用いられた後でシグマ相が生じ
ないことが要求される。すでに英国特許第1367661号明細書に、上記の
特性を兼ねそろえて示す合金を開示し、またクレ
ームした。この合金は、0.02〜0.25％の炭素；20
〜25％のクロム；５〜25％のコバルト；％Ｗ＋
0.5（％Mo）が0.5〜５％を満足する量のモリブデ
ン（3.5％まで）もしくはタングステン（５％ま
で）またはその双方；アルミニウム含量とチタン
含量の和が４〜７％で、かつアルミニウムに対す
るチタンの比が0.75：１〜４：１という条件で
1.7〜５％のチタンおよび１〜４％のアルミニウ
ム；0.5〜３％のタンタル；０〜３％のニオブ；
％Zr＋0.5（％Hf）が0.01〜１％という条件での
0.005〜1.0％のジルコニウムおよび０〜1.99％の
ハフニウム；0.001〜0.05％のホウ素；および０
〜0.2％のイツトリウム、もしくはランタンまた
はランタンまたはその双方（双方含む場合も合計
で０〜0.2％）含み、残部が不純物を除き少なく
とも30％のニツケルである。この組成範囲及び本
明細書の他の個所、特許請求の範囲のパーセント
及び比較はすべて重量による。この明細書に従う一つの合金は1N−939の名称
で市場から入手することができ、それは以下の名
目組成を持つている。Ｃ：0.15％、Cr：22.5％、Co：19％、Ｗ：２
％、Ti：3.7％、Al：1.9％、Ta：1.4％、Nb：
1.0％、Zr：0.1％、Ｂ：0.01％、Ni：残部 1150℃で４時間の溶体化処理、空冷及び850℃
で16時間の時効からなる熱処理の後で、合金IN
−939の等軸の鋳造品（真空溶融次いで真空下で
再溶融及び鋳造によつて作られた）は典型的には
185N／mm²（19Kgｆ／mm²）のストレス下で870℃の
温度で約1250時間のクリープ破断期間を持つてお
り、これは同温度で200N／mm²というより高いス
トレス下での約850時間に相当する。合金を方向
性凝固して円柱状の結晶構造を生じせしめるとク
リープ破断期間は、主結晶軸に沿つてストレスを
かけた場合、200N／mm²、870℃で約1170に長くな
る。英国特許第1367661号明細書では、ハフニウ
ムを添加した場合と、しない場合の２つの合金組
成に関してクリープ破断テストの結果が示されて
いる。ハフニウムを含む場合と、含まない場合の
結果の比較によれば、0.75％のハフニウムの存在
は破断時の伸張に関していくらか増加を生き出す
もののクリープ破断期間には影響がないか、また
はほとんどない。ニツケル、クロム、コバルト、タングステン、
タンタル、炭素、ホウ素及びジルコニウムを含む
合金組成の範囲に於いてチタン、アルミニウム、
ニオブ及びハフニウム含量の特定の相関によつ
て、合金の鋳造品のクリープ破断期間が、特に方
向性凝固された状態で、実質状更に長くなるとい
う発見に基ずいて本発明はなされた。本発明によれば、ニツケル−クロム−コバルト
合金は、20〜23％のクロム、17〜23％のコバル
ト、１〜2.5％のタングステン、0.4〜1.2％のニオ
ブ、0.6〜1.4％のタンタル、2.95〜3.85％のチタ
ン、1.6〜2.8％のアルミニウム、0.3〜1.3％のハ
フニウム、0.005〜１％のジルコニウム、0.002〜
0.02のホウ素及び0.05〜0.2％の炭素を含み、残部
が不純物を除いてニツケルであり、ニオブ、ハフ
ニウム、チタン及びアルミニウムの含量が（合金
中の重量％で）、 28327（％Nb）＋804（％Hf）＋36956（％Ti）＋115057
（％Al）−6676（％Nb）²−564 （％Hf）²−4847（％Ti）²−54349（Al）²＋8392（Al
）³−5255〔（％Nb）×（％Ti）〕≧153123 で表われる関係式を満足する。この式の左辺の値
はここで相関因子と呼ばれ好ましくはこれは少は
くとも153223である。一般的にジルコニウムの含量は、よりせまい範
囲にあるのが好ましく、それは0.005〜0.15％の
ジルコニウムである。なお、本発明において少量
の炭素とホウ素は単結晶鋳造品において存在して
もよく、ここでこれらの粒界強化への寄与は要求
されない。好ましい組成範囲の中で、本発明の合金は、方
向性凝固した状態で及び溶体化処理、時効の後
で、200N／mm²及び870℃で1600時間を越えるクリ
ープ破断期間を示す。チタン及びニオブの含量を規定するにさいして
のハフニウム及びアルミニウムに要求される相関
の影響を、0.7％のハフニウム及び２％のアルミ
ニウムを含む合金に関して、第１図に示した。図
において、長円で規定される区域内の点に対応す
る組成の合金は少なくとも153223の相関因子を持
つている。上に述べた成分は別として、存在してもよい不
純物には、少量のケイ素、マンガン及び鉄が含ま
れるがこれらはできるだけ低く保たれるべきであ
る。ケイ素含量は１％未満であり、好ましくは、
0.5％未満であり、更に好ましくは、0.2％未満で
ある。ケイ素は耐食性を損う。マンガンは１％未
満であり好ましくは0.2％未満である。鉄含量は
３％という多い量であつてもよいが、好ましく
は、0.5％未満である。痕跡の窒素及びイオウが
存在してもよいが好ましくは、それらは0.005％
未満である。本発明の好ましい合金は、Cr：22
％、Co：19％、Ｗ：２％、Ta：1.1％、Ti：3.4
％、Nb：0.8％、Hf：0.7％、Al：２％、Ｃ：
0.15％、Zr：0.1％、Ｂ：0.01％および残部のNi
と不純物である。この組成物に関して計算した相関因子は153855
である。合金は真空溶融及びそれに続く真空製錬（例え
ば真空下15〜１時間保持する）によつて作成され
る。合金を再溶融して鋳造品を製造するにさい
し、鋳造ステイツクあるいは他の一次形状品は再
溶融され真空下で鋳造される。合金は良好な鋳造性を持ち、特に鋳造によつて
形作られる物品あるいは部品の製造に適してい
る。最適の特性、特にクリープ破断期間、耐熱疲
労性、延性を得るために、好ましくは鋳造品は円
柱状結晶構造を得るために方向性凝固される。し
かしながら、本発明は、明らかに、実質上等軸
（equiaxed）の結晶構造および円柱状
（columnar）結晶構造の双方の合金から作られた
成形鋳造品を含む。このような鋳造品はガスター
ビンエンジン部品（たとえば空冷通路を備えたあ
るいは備えないガスタービン固定子もしくは回転
子などの）および一体化ブレードタービン回転子
デイスクを含む。方向性凝固（directionary
solidification）は高温合金に用いられる従来の
方法によつてなされる。好ましいクリープ破断特性を発現させるため
に、鋳造品に溶体化処理および時効を含む熱処理
を施す必要がある。溶体化処理は、好ましくは、
1120〜1200℃で２〜24時間加熱することにあり、
ついで、1020〜650℃の温度範囲で２〜24時間時
効される。時効は１段で、もしくは２段で（たと
えば1020〜870℃で２〜12時間、ついで860〜650
℃で６〜48時間）なされる。好適な熱処理は、(1)
４時間／1160℃＋10時間／843℃（１段時効）ま
たは(2)８時間／1160℃＋４時間／900℃＋16時
間／760℃（２重時効）である。熱処理の各段階
間で合金は空冷される。合金組成および相関因子を本発明範囲に維持す
ることの重要性について示すために、第１表に示
した組成を有する一連の合金についてテストがな
された。この中で合金No.１〜３は本発明によるも
のであり、一方合金No.Ａ〜Ｅはそうではない。す
べての合金は溶融され、真空中で鋳造され、つい
で冷却基体を有する熱耐火物すなわち発熱鋳型を
用いて鋳造され、円柱状結晶構造を有する鋳造品
が形成された。鋳造品は第２表に示したように熱
処理され、標準クリープ破断テスト片は、テスト
片全部がその軸方向に延びる円柱状結晶構造を有
するように規格化され製造された。ついで、テスト片は200N／mm²のストレス下、
870℃でクリープ破断テストに付され、その結果
を第２表に示した。第２表は、また合金組成から
計算した相関因子も含む。テストの結果から、本発明の合金No.１〜３は合
金No.Ａ〜Ｅのクリープ破断期間よりも実質上優れ
ていることが判る。ここで、合金No.ＥはIN−939
である。

【表】

【表】熱耐食性テストは、Ｃ：0.15％、Cr：22.0％、
Co：19.0％、Ｗ：2.0％、Nb：0.8％、Ta：1.1
％、Hf：0.7％、Ti：3.6％、Al：2.0％、Zr：
0.10％、Ｂ：0.01％および残部ニツケルの組成を
もつ本発明合金（合金No.４）およびIN−939の試
料（合金No.Ｅ）についても行なわれた。合金の熱
処理された鋳造品から機械加工された円筒状の試
験片はは船舶デイーゼル燃料燃焼装置中で、空
気：燃料比が30：１でさらされた。硫化ジターシ
ヤブチルが添加され、燃料の硫黄含量を２％にあ
げ、ついで、空気中の濃度が10ppmとなるように
熱ガス流中にASTM海水食塩が添された。試料
は704℃に加熱され、24時間ごとに強制空冷を用
いることにより室温に熱サイクルがされた。試料
表面からの腐食の貫通深さを測定し、以下の結果
が得られた。合金No. 平均貫通量（μｍ）４ 2.5、7.5、7.5、5.0（試料数４）Ｆ 38 当初は鋳造品を目指したにもかかわらず、合金
は鋳造された状態（wrought form）にも有用で
ある。これらの状態は単結晶鋳造品（single
crystal castings）の製造に、たとえば単結晶ガ
スタービン翼ないし羽根を製造するのに用いられ
る。真空中で熱処理がなされると、加熱のそれぞ
れの段階のあとに、ガスフアンクエンチングによ
り急速冷却されてもよい。

【図面の簡単な説明】

第１図は0.7％のHf、２％のAlの場合のTiおよ
びAl含量の規定について示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】１重量で、20〜23％のクロム、17〜23％のコバ
ルト、１〜2.5％のタングステン、0.4〜1.2％のニ
オブ、0.6〜1.4％のタンタル、2.95〜3.85％のチ
タン、1.6〜2.8％のアルミニウム、0.3〜1.3％の
ハフニウム、0.005〜１％のジルコニウム、0.002
〜0.02％のホウ素および0.05〜0.20％の炭素を含
み、不純物を除いて残部がニツケルであり、ニオ
ブ、ハフニウム、チタンおよびアルミニウムの含
量が 28327（％Nb）＋804（％Hf）＋36956（％Ti）＋115057
（％Al）−6676（％Nb）²−564（％Hf）² −4847（％Ti）²−54349（％Al）²＋8392（％Al）³−
5255［（％Nb）×（％Ti）］≧153123 で表わされる関係式を満足する関係にあることを
特徴とする鋳造用ニツケル−クロム−コバルト基
合金。２重量で、ジルコニウム含量が0.005〜0.15％
である特許請求の範囲第１項記載の鋳造用ニツケ
ル−クロム−コバルト基合金。３前記関係式の左辺の値が少なくとも153223で
ある特許請求の範囲第１項または第２項に記載の
鋳造用ニツケル−クロム−コバルト基合金。４重量で、22％のクロム、19％のコバルト、２
％のタングステン、1.1％のタンタル、3.4％のチ
タン、0.8％のニオブ、0.7％のハフニウム、２％
のアルミニウム、0.15％の炭素、0.1％のジルコ
ニウムおよび0.01％のホウ素を含み、残部が不純
物を除いてニツケルである特許請求の範囲第１項
記載の鋳造用ニツケル−クロム−コバルト基合
金。