JPS5953340B2 - 耐クリ−プ性コバルト基合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 発明の分野 本発明は８１５．６℃〜１０３７．８℃（１５００°Ｆ
〜１９００’Ｆ）の高温で操業する装置で使用するのに
適当な耐クリープ性コバルト基合金に関するものである
。

発明の背景 このような装置の代表的なものはガスタービンの部品、
たとえば固定ブレードや最大的２．５４ｃｍ（１インチ
）の厚さを有する断面積の大きな羽根である。

このようなブレード及び羽根はインベストメント鋳造法
によって製造される。

この合金はるつぼの中で溶融し、鋳型に注入される。

注型された構造物は酸化−硫化耐久性コーティングが施
される。

従来のこのような合金の例として代表的なものは米国特
許明細舎弟３ 、４３２．２９４号（Ｗｈｅａｔｏｎ
）に記載されているような合金である。

従来のこのような合金を使用する場合表面の炭化物が酸
化されてしまう問題があった。

その結果、鋳造された物品の表面は酸化された部分を有
し、その酸化された部分には酸化−硫化耐久性コーティ
ングを効果的に施すことができない。

さらにこの表面の炭化物の酸化し易い性質は合金を溶融
するるつぼ及び鋳型を過度に攻撃し、るつぼ及び鋳型を
新調する必要があり、実質的に経費がかさむ。

前述のＷｈｅａｔｏｎの特許の合金からできている高温
で操作する部品は高度のクリープ破壊強さを必要とし、
この高度のクリープ破壊強さを得るためにはこれらの合
金にジルコニウム及びチタニウム元素を含ませる必要が
ある。

通常０．１〜１％のジルコニウム及び０．１〜０．５％
のチタニウムを必要とする。

これらの合金中のジルコニウムの量を減らすことによっ
て表面の炭化物の酸化を防止する試みが成されたが、酸
化を完全に防止することができず、付随して別の問題が
生じるので失敗に終った。

発明の目的 そこで本発明の目的は前述の従来の欠陥を解消すること
であり、高温で操作する装置の鋳造部品として使用する
コバルト基合金を提供することであり、本発明の合金は
高温において高度に耐クリープ性があり、溶融及び鋳造
操作において表面の炭化物の酸化が起こらないものであ
る。

発明の記載 本発明の高耐クリープ性コバルト基合金は重量％で表わ
して 炭 素 ０．５５〜０．６５ り ロ ム ２２．５〜２４．２５ニツケ
ル ９．０〜１１．０ チタン ０．１５〜０．５０ タングステン ６．５〜７．５ タンタル ３．０〜４．０ 鉄 １．５以下 ホウ素 ０．０１０以下 ケ イ 素 ０．４０以下 マンガン ０．１０以下 コバルト 残 余 及びアルミニウム及びジルコニウムから本質的になる耐
クリープ性コバルト基合金において、アルミニウムが０
．１０〜０．２５重量％、ジルコニウム０．０５重量％
以下であることを特徴とする。

表面の炭化物の酸化はジルコニウムの量を実用可能な範
囲で悪影響の生じない程度まで減少させることによって
除去できる。

本発明によれば、高耐クリープ性コバルト基合金はジル
コニウムの量をできるだけ少なく、特に０．０５％より
少なくすることによって提供される。

本発明のコバルト基合金はかなりの量のタングステン及
びタンタルを含む。

ジルコニウムはタングステン及びタンタルの両方の元素
とともに不純物として導入されることが発見され、本発
明の実施においては合金中に含まれるタングステン及び
タンタルはジルコニウムの混入を最少限にするように製
造される。

本発明の合金の鋳造においては金属と鋳型との反応によ
ってもたらされる表面炭化物の酸化による欠陥は生じな
いことが発見された。

本発明の合金によって鋳造された部材は酸化−硫化耐久
性皮膜で良好に完全にコーティングすることができ、使
用中に表面下の酸化生成物の存在によってもたらされる
欠陥は生じない。

インベストメント鋳造によって得られるものの内部構造
も改良される。

この合金を溶融するのに使用されるるつぼは酸化反応に
よる悪影響を受けない。

従来の合金の場合は酸化によってるつぼ中にスラグを生
じ、るつぼを頻繁に取替えることになり、時間及び経費
の無駄になる。

本発明の合金はこのような無駄を省くことができる。

本発明の合金のクリープ強度及び延性テストの結果は本
発明の合金が従来のＷｈｅａｔｏｎの合金と比較して約
８１５．６℃（１５００°Ｆ）または８７１．１℃（１
６００°Ｆ）の温度では同じ程度に高い耐クリープ性を
備えており、約１０９３℃（２０００°Ｆ）では耐クリ
ープ性がわずかに減少することを示している。

耐クリープ性は少量の、通常０．１５〜０．２５％のア
ルミニウムを加えることによって改良されることが発見
された。

タービンの羽根等を正確にインベストメント鋳造する場
合、仕込原料をその融点より約１４８．９℃（３００°
Ｆ）高い温度まで真空溶融し、しかる後約１０３７、８
℃（１９００°Ｆ）まで最初に予備加熱したインベスト
メント鋳型に注入する。

注入後、鋳型を真空室から取出し、静止空気中で室温ま
で冷却する。

Ｗｈｅａｔｏｎの合金について、鋳造中に鋳型と接して
いる際に金属と鋳型との反応によって表面が侵される現
象を検査した。

これは表面の金属炭化物ＭＣが酸化されることによって
生じる。

第１図はジルコニウムの量をそれぞれ０．４０〜０．４
５％及び０．３０〜０．３５％にして鋳造した種々のス
タイルの羽根について表面の金属炭化物ＭＣの酸化物の
深さを調べて縦軸にプロットし、金属炭化物の酸化物の
広がりを横軸にプロットしたものである。

この金属炭化物の酸化物の深さＤと広がりｔとの関係は
下記の式によって表わされる。

Ｄ ＝ Ｋ、 ｔＸ 上式中Ｋ及びＸは下記の値を示す。

これらのデータはコロイド状シリケート結合剤によって
結合された７０％のＳｉｏ２，１５％のｈ０□及ヒ残余
がＡｌ２Ｏ３である標準の鋳型いついて得られたもので
ある。

本発明の合金は下記の組成（重量％）を有する。

ジルコニウムは０．０５％を越えない量で最小限に保た
れる。

この目的を達成するためには本発明の合金の製造に使用
されるタングステン及びタンタルはジルコニウムの量が
最小限になるように製造される。

合金のクリープ破壊強さは少量の効果的な量でアルミニ
ウムを含ませることによって改良される。

この事実はアルミニウムの含有率を変えた合金を作って
テストすることによって実証される。

最初のテスト合金は下記の基本組成（重量％）を有した
。

炭 素 ０．５７ り ロ ム ２３．３５ ニツケル １０．４５ チタン ０．１９ タングステン ７．１５ タンタル ３．７８ 鉄 ０．２４ ジルコニウム ０．０３ アルミニウム ０．０３ コバルト 残 余 前記基本組成のテスト合金についてアルミニウムの含有
率をそれぞれ０，１．０．２及び０．５重量％に代えた
む′のを作った。

これらのテストピースについているいろな温度でいろい
ろな静応力（ｋｇ／ｃｒ１１２）をかけたところ下記の
様なデータが得られた。

表Ｉはアルミニウムの含有率が増加するに従ってクリー
プ破壊耐久性が増加することを示している。

しかしながら伸び率及び面積縮小率かられかるように延
性は減少する。

従って妥協することが必要であり、クリープ破壊耐久性
が高く、しかも延性が実用に適したものはアルミニウム
含有率が０．１０〜０．２５重量％の場合に得られると
の結論に達した。

本発明の基合金の他の成分量限定理由は下記の通りであ
る。

強度の損失及び耐酸化性の低下を避けるためにはクロム
含量は２２．５重量％未満であってはならない。

クロム含量が２４．２５重量％を越えると合金がもろく
なることがあるから上限は２４、２５重量％とする。

ニッケルが９．０重量％未満では耐酸化性が低下し１１
．０重量％を越えると破壊強度が低下する傾向がある。

ジルコニウム、タングステン、タンタル、チタンは炭化
物生成元素の規定した範囲内で炭素と共にコバルト−ク
ロム−ニッケル地中に安定な炭化物分散相を生成し、こ
の安定な分散相は地全体に拡がる連続網状組織を形成し
ない。

このタイプの安定な組織の重要性は鋳造時に金属地（マ
トリックス）が連続した組織となるために合金の熱伝導
度が高くなることであり、７６０℃（１４００°Ｆ）〜
１０３８℃（１９００°Ｆ）の温度に長期間曝露してさ
えもこの熱伝導度が保たれる。

従ってガスタービンエンジン用の案内羽根などの目的の
鋳物では局部的に過熱された部分からの効率的熱伝導を
可能にして該過熱部分を冷却し、該鋳物の耐用寿命を長
くする。

炭素は合金成分としてもまた脱酸剤としても働くが、炭
素が０．６５重量％より高いと嵩高の半連続炭化物相が
析出しこの嵩高の半連続炭化物相はコバルト合金の地の
熱伝導度より低いから相境界部で熱の伝導が低下し、特
に半連続炭化物相または連続炭化物相は脆弱部を生成し
、そこから亀裂を発生する。

従って、炭素は０．６５重量％を上限とする。

炭素が０．５５％未満では上記機能を充分果さないから
下限を０．５５重量％とする。

上述のことから上限をチタン０．５０重量％、タングス
テン７．５重量％、タンタル４．０重量％とし、下限は
チタン０．１５重量％、タングステン６．５重量％、タ
ンタル３．０重量％とする。

ジルコニウムは炭化物の酸化防止の見地から０．０５重
量％を上限とする。

鉄、ケイ素、マンガン、ホウ素は本発明の合金に対して
は不可避不純物であり、それぞれ上限を附随する量とし
て鉄１．５重量％以下、ホウ素０．０１０重量％以下、
ケイ素０．４０重量％以下、マンガン０．１０重量％以
下とした。

第１Ａ図及び第２図のグラフは下記の組成（重量％）を
有する合金について得られたものである。

炭 素 ０．６１ り ロ ム ２３．６４ ？ ニッケル １０．１７ チタン ０．２６ タングステン ６．８３ タンタル ３．７０ アルミニウム ０．１０ １ ジルコニウム ０．０３ 鉄 ０．３５ ホウ素 ０．００９ ケイ素 ０．１６ マンガン 〈０．１ ； コバルト 残 金 弟１Ａ図はこの合金が高度のクリープ破壊耐久性を有す
ることを示している。

このグラフは縦軸が静応力（ｋｇ／ｃｍりで横軸が破壊
するまでの時間（ｈｒ、 ）である。

曲線は図に示したように種々の温度で得られたものであ
る。

９８２℃、 ７０３ｋｇ／ｃｍ２で破壊までの時間は３
０００時間であり、９２７℃、 １０５４．６ｋｇ／ｃ
ｍ２で破壊までの時間は１０００時間であった。

第２図では１００時間以内に破壊を生じさせるのに必要
な静応力（ｋｇ／ｃｍ’）を縦軸にとり、温度；（℃）
を横軸にとっている。

実線の曲線は市販のＷｈｅａｔｏｎの合金についてのテ
゛−夕であり、破壊は本発明の合金（第１図を作成する
のに使用した合金の組成と同じ）についてのデータを示
す。

これらの曲線は本発明の合金がＷｈｅａｔｏｎの合金と
同じ程度の破壊強さを有することを示している。

第５Ａ図及び第５Ｂ図は合金の断面図であり、鋳造温度
は同一であるが、スーパーヒート温度が第５Ｂ図の合金
の方が第５Ａ図の合金の場合より高い。

第５Ｃ図の合金は第５Ａ図の合金と、第５・Ｄ図の合金
は第５Ｂ図の合金とそれぞれスーパーヒート温度が同じ
であるが、第５Ｃ図及び第５Ｄ図の合金の鋳造温度は第
５Ａ図及び第５Ｂ図の合金の鋳造温度より高い。

第６Ａ図、第６Ｂ図、第６Ｃ図及び第６Ｄ図は第５Ａ図
、第５Ｂ図、第５Ｃ図及び第５Ｄ図とそれぞれ同一のス
ーパーヒート温度及び鋳造温度で得られた合金の断面図
である。

第５Ａ〜第５Ｄ図は両方の方向に延びたより大きな粒子
Ｇを示しており、第６Ａ〜第６Ｄ図は小さいカラム状の
粒子Ｇ１を示している。

第７図及び第８図には合金の表面Ｓにおいて樹枝状の炭
化物の酸化が見られないが、第９図及び第１０図にはＡ
において崩枝状の炭化物の酸化攻撃が見られる。

第５〜１０図の合金の結晶粒子の顕微鏡写真は本発明の
合金と市販のＷｈｅａｔｏｎの合金との比較を示すもの
である。

本発明の合金の組成は第１図及び第２図を作成するのに
使用した合金の組成と同じである。

比較のためにこの合金の組成を下記の表ＩＡに明記する
。

ＥＣＹ７６８は本発明の合金を表示するもノテあり、Ｍ
ＡＲＭ５０９はＷｈｅａｔｏｎノ合金を表示するもので
ある。

本発明の合金を使用してインベストメント鋳造法によっ
て工業用ガスタービンの固定子ブレードを製造する場合
の仕様規格は下記の様である。

（１）技術的に要求される合金の組成（米国政府の標準
規格による方法または他の公認の分析法によって分析し
たもの）： り ロ ム ２２．５０〜２４．２
５ニツケル ９．０〜１１．０チタン
０．１５〜０．３０ タングステン ６．５０〜７．５０タンタル
３．００〜４．００炭 素
０．５５〜０．６５ジルコニウム ０．０
５０ までホウ素 ０．０１０まで 鉄 １．５０ までケ イ
素 ０．４０ までマンガン
０．１０ までイ オ ウ ０．０
１０ まで銀 ０．００１０
まで鉛 ０．００２５までビスマ
ス ０．０１０ までアルミニウム
０．０５〜０．２５セ し ン ０．
０１ まで コバルト 残 余 （２）製造方法： 鋳造物はインベストメント鋳造法によって鋳造される。

鋳造物はマスター・ヒート・インゴットから製造され、
再溶融され、溶融と鋳込みとの間で真空度を失わないで
真空下で鋳込みが行われる。

（３）マスター・ヒート： マスター・ヒートは溶融して真空下で鋳込んでインゴッ
トにした５４４３ｋｇ以下の一回の炉の仕込量の金属で
ある。

はみ出したもの（すなわち、堰、湯口、押湯、もれた鋳
造物）は再溶融して鋳造物の鋳込みには直接使用せず、
マスター・ヒートの製造に使用される。

サンプルの鋳造物は全ての新しいまたは修正した模型ま
たは鋳型から作られるが、実際の大量の鋳造物は書面に
よる指示があるまで作らない。

（４）実際の大量の鋳造物の製造技術はサンプルの鋳造
物の製造技術と同じである。

（５）検査の基準： サンプルの鋳造物の製造条件は寸法、組成及び品質等に
ついて実際の本番の製造条件と完全に一致したものでな
ければならない。

（６）製品の品質が合格かどうかについての内部の認定
は全て２個のサンプルについて行う。

内部の認定結果が良ければ、合計約６〜１０個の固定子
を作り、これらのサンプルを認可できるがどうか検査す
る。

（７）サンプル認可に際しては内部の検査レポート、赤
線によるレイアウトまたは他の寸法検査レポート等を検
討する。

（８）全てのサンプル固定子をマクロエツチングして粒
子サイズのマクロ組織を検査する。

（９）サンプルを認可するにあたっては下記の工程の情
報を書類にし、検討できるようにする。

マスター・ヒートの原料、鋳型の形状及び堰の図面また
は写真；鋳型の製造方法；使用した材料の種類；結晶粒
度（グレン・サイズ）の種類及び制御方法；鋳型の予備
加熱温度（最底、最高）及び時間；中子の製造法及び中
子の除去法；合金を溶融する炉の種類及び大きさ及びセ
グメントの鋳造法；鋳込む際の真空度（最低、最高）；
漏出する速度；耐人物の種類及び製造法；仕込み原料の
製造法及び大きさ；溶融物の冷却速度；スーパーヒート
の温度（最高、最低）及び時間（最高）；鋳込み温度（
最低、最高）；鋳込み速度；鋳込み後の鋳型を冷却する
因子。

認証されたテストレポートは必要に応じて全ての情報を
有していなければならない。

（１０）結晶粒度、形状及び分布状態： 全ての鋳造物は細かい部分と粗い部分との凝離があまり
無く、実質的に均一な等方性結晶を有するものでなけれ
ばならない。

実際の結晶粒度の値及び結晶粒度を測定する方法は公認
の標準の方法で行わなければならない。

それぞれの部材についての許容し得る結晶粒度及び許容
できない結晶粒度の範囲を書類にまとめる。

結晶粒度の制御は許容基準について監視され、結晶粒度
の写真もとられる。

Ｑｌ） 別々に鋳造した試料＜５ＣＳ） ：それぞれ
のマスターし一トについてテスト試料がそれぞれの技術
に従って鋳造され、処理される。

ＳＣ８の張力のテストにおいては、ＡＳＴＭＥ８の手順
に従って基準の値を有するものでなければならず、減少
した断面の直径は０、９５３ｃｍでなければならない。

ＳＣ８の応力破断及びクリープ破壊テストにおいては第
３図に示したように、ＡＳＴＭＥ１３９の手順に従って
テストされる。

試料は目的とするサイズに鋳造され、または目的とする
サイズより太き目に鋳造してしかる後機械処理する。

α２）ブレードから機械処理した試料（ＳＭＢ）ニブレ
ードにイ吏用されるそれぞれのマスターヒートについて
、テスト試料を鋳型物から機械処理した。

試料はＡＳＴＭＥ１３９に従って変性したものは別にし
て、ＡＳＴＭＥ８の基準に適うものでなければならない
。

最低のゲージ直径は０．６３５ｃｍ （０，２５０イン
チ）でなければならない。

（１３）特性は鋳造した状態のままの試料について測定
しなければならない。

（１４）張力特性； それぞ゛れのマスターヒートからの張力テスト試料はＡ
ＳＴＭＥ８の手順に従ってテストし、下記の表ＩＩの条
件を満たすものでなければならない。

表ＩＩ テスト温度、℃ ２２．２ ０．２％オフセット降伏強さ、ｋｇ／ｃｍ” （最底値
）４９２１、４９ 極限引張強さ、ｋｇ／ｃｍ□ （最底値）７０３０．７
０ ４Ｄの伸び率、％（最底値） ２．５ 面積縮小率、％ 参考のためだけのもの（１５）応
力破断及びクリープ破壊特性：前述の第１１節及び第１
２節に従って製造した試料についてＡＳＴＭＥ１３９に
従ってこれらの特性を測定する。

これらのテスト試料は下記の表ＩＩＩ、表ＩＶ及び表Ｖ
の条件を満たすものでなければならない。

（１６）前述の第１１節及び第１２節に従って製造した
テス試料のいずれかが、第１１．１２．１３．１４及び
１５節に記載した条件を満たさない場合には、同じヒー
トからさらに２つのテスト試料を調製し、失敗したテス
トに再度試みてそれでも失敗する場合にはそのヒートの
鋳造物を不合格とする。

ａ′７）もしテスト試料いずれかが鋳造工程の欠陥のた
めに失敗したのであれば、同じヒートからさらにテスト
試料を調製し、第１１〜１５節に記載したテストを再び
試みる。

（１８）硬度：ＡＳＴＭＥ１８の手順に従って測定して
２４〜３４ＨＲＣの硬度を有するものでなければならな
い。

（１９）金属組織学的検査： それぞれのマスターヒートから代表的な鋳造物を調製し
、多孔性、結晶粒間及び炭化物を検査し、これらが下記
の第２５節に記載した条件を満たすものでなければなら
ない。

ブレードの許容認定テストは第４図に示した規格で行う
。

製造の品質管理は所定の回数、所定の間隔で行わなけれ
ばならない。

鋳造したままの状態のテスト試料について中子を除去す
る工程及び／又は結晶粒のエツチング工程での結晶粒子
間の損傷及び金属−鋳型反応による外部表面及び内部表
面上の内部炭化物の酸化（Ｉ、 Ｃ，０，）を検査する
。

微小空洞の測定も行わなければならない。これらの測定
結果は下記の条件を満たすものでなければならない。

結晶粒子間の損傷： ０、０００５” 内部炭化物の酸化（Ｉ、 Ｃ，０，） ： ０．０
００５”微小空洞の測定： 測定法：自動定量的画像分析装置を使用 拡大率：１００ｘ （０，０４０インチＸ Ｏ，０４０
インチの面） 測定面の数：１００ １０００面における平均面多孔度：０．２％最高面多孔
度：２．０％ （２０）鋳造物は品質及び条件が均一で、無きすで、滑
らかで、清浄で、異物が混入していす、部材の製造また
は部材の特性に欠陥の生じないものでなければならない
。

特別の場合を除いて洗浄操作に金属ショットやグリッド
を使用しない。

■）特別の場合は除き、全ての鋳造物はジグロペントレ
ツク蛍光探傷法にかけて検査する。

鋳造物はその表面に８０メツシユまたはそれより細かい
グリッドを吹きつけるかまたは適当な腐食剤を施すこと
によって汚れやキズの無いきれいな表面を作り出し、検
査に使用する物質がキズに浸透したりしないようにする
。

特別の場合を除き、金属性のショットやグリッドは清浄
操作に使用すべきでない。

（２２） 材質の内部構造を調べるにはラジオグラフィ
ーの技術も使用される。

（２３）視覚による蛍光探傷法及びラジオグラフィーに
よる検査法の検査基準及び手順は関係文献に記載されて
いるものである。

圓 鋳造物は工学書に記載されているような溶接技術に
よって修正することができるが、溶接による修正を試み
る前に、欠陥を完全に除去し、技術的評価通知書（ＥＡ
Ｎ）に間隙の大きさを記す。

（２５）製造の品質管理を行うために全ての固定子羽根
は工学図面に明記したようなサイズ、形状等を検査する
テスト試料を含めて充分に鋳造する。

鋳造物は鋳型から取出され、認識番号が付され、一時貯
蔵するか、製造者によってその場で検査される。

検査の結果は前述の第１１〜１５節及び第１９節に明記
した条件を満たすものでなければならない。

（２６）仕上げ：鋳造物は表面が清浄で、ブローホール
、多孔性部分、スラッゾ、酸化物、割れ目、接合、すし
等の欠陥が無く、できあがった部材の性能に悪影響を及
ぼさないものでなければならない。

表面仕上げの状況は図面に明記する。

【図面の簡単な説明】

第１図はジルコニウムが炭化物の酸化の深さに及ぼす影
響を示すグラフである。 第１Ａ図は本発明の合金の耐クリープ性をを示すグラフ
である。 第２図は本発明の・合金の耐クリープ性と市販のＷｈｅ
ａｔｏｎの合金の耐クリープ性との比較を示すグラフで
ある。 第３図は本発明の合金の耐クリープ性を評価するのに使
用されるクリープ破壊テストのサンプルの寸法を示す。 第４図は本発明の合゛金を使用して得られた羽根につい
て金属−鋳型反応、多孔性、結晶粒間の攻撃等を検査す
るのに採。 用する仕様図面である。 第５Ａ、５Ｂ、５Ｃ及び５Ｄ図は本発明の合金のエアフ
ォイルまたは羽根鋳造物の断面の約５倍の、倍率の結晶
粒子の写真である。 第６Ａ、６Ｂ、６Ｃ及び６Ｄ図は市販のＷｈｅａｔｏｎ
の合金のエアフォイルまたは羽根鋳造物の断面の約５倍
の倍率の結晶粒子の写真である。 第７図は第５Ｃ図に示した断面図の２００倍の倍率の顕
微鏡写真である。 第８図は第５Ｄ図に示した断面図の２００倍の倍率の顕
微鏡写真である。 第９図及び第１０図はそれぞれ第６Ｃ図及び第６Ｄ図に
示した断面の２００倍の倍率の顕微鏡写真である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％で表わして 炭 素 ０．５５〜０．６５ り ロ ム ２２．５〜２４．２５ニツケ
   ル ９．０〜１１．０ チタン ０．１５〜０．５０ タングステン ６．５〜７．５ タンタル ３．０〜４．０ 鉄 １．５以下 ホウ素 ０．０１０以下 ケ イ 素 ０．４０以下 マンガン ０．１０以下 コバルト 残 余 及びアルミニウム及びジルコニウムから本質的になる耐
   クリープ性コバルト基合金において、アルミニウムが０
   ．１０〜０．２５重量％、ジルコニウムが０．０５重量
   ％以下であることを特徴とする、耐クリープ性コバルト
   基合金。