JPS6160135B2 - - Google Patents
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- JPS6160135B2 JPS6160135B2 JP60155198A JP15519885A JPS6160135B2 JP S6160135 B2 JPS6160135 B2 JP S6160135B2 JP 60155198 A JP60155198 A JP 60155198A JP 15519885 A JP15519885 A JP 15519885A JP S6160135 B2 JPS6160135 B2 JP S6160135B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- phase
- creep rupture
- amount
- solid solution
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
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- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Description
本発明はクリープ破断強度が優れたNi基耐熱
合金に関する。
ジエツトエンジンや発電設備などに用いられる
ガスタービンの出力、熱効率を上げるには、燃焼
ガス温度を上昇させるのが最も有効である。その
ためには、クリープ破断強度の大きい動翼材が必
要である。
現在、発電用大型ガスタービンの動翼材には
IN−738LC（インコ社製，組成後記）が使用され
ており、またジエツトエンジンの動翼材には
MarM200（マーチンマリエタ社製、組成後記）
が優れたものとして使用され、またMarM247
（マーチンマリエタ社製、組成後記）の実用化が
検討されている。
しかし、これらの合金はクリープ破断強度が優
れないため、出力や熱効率を上げるのに限度があ
る。
優れたクリープ破断強度を持つ既存合金として
はNASA−Ａ合金（米国NASA製，組成後記）
がある。しかし、この合金は高価なReを使用す
るため、合金が高価となる問題点がある。
本発明はNASA−Ａ合金における如きReを
使用することなく、クリープ破断強度の優れた
Ni基耐熱合金を提供するにある。
本発明のNi基耐熱合金は、Co6〜11％、Cr3〜
７％、W12.5〜16％、Al4〜６％、Ti0.2〜２％、
Ta3〜９％、C0.001〜0.2％、B0.001〜0.04％、
Zr0.001〜0.2％、Hf0.2〜２％を含み、残部は実
質的にNiよりなり、同時にＷ＋Ta＝16〜22％を
満たすNi基耐熱合金である。
ただし、前記成分に0.5〜３％のMoを含ませて
も、また、前記成分に0.5〜２％のNbを含ませて
も同様にクリープ破断強度の優れたものが得られ
る。
本発明のNi基耐熱合金の組成成分の作用なら
びに組成割合の限定理由は次の通りである。
Coはγ相および化学量論的にNi3Alで表わされ
るγ′相中に固溶して、これらの相の固溶化に寄
与すると共に、γ相中におけるγ′相の析出量を
増加して析出強化を助長する作用をする。その量
が11％を越えると、σ相などの有害析出物が現わ
れてクリープ破断強度が低下する欠点を生ずる。
その好ましい量は７〜10％である。
Crは合金の耐流化腐食性を良好にする作用を
するものであり、その量が７％を超えるとσ相や
μ相などの有害相が板上に生成して、クリープ破
断強度が低下する欠点を生ずる。３％より少なく
なると、前記作用が得られなくなる。ただし、
800〜900℃の比較的低温度で5000時間以上の長時
間使用すると前記有害相の生成傾向が強まるの
で、３％〜６％と低くするのが好ましい。
Ｗはγ相およびγ′相中に固溶して、これらの
相を著しく強化する。そのためには12.5％以上含
有させる必要があるが、16％を超えると、μ相な
どの有害析出物を生成し、クリープ破断寿命が低
下する欠点を生ずる。
MoはＷと同様にγ相およびγ′相中に固溶し
て、これらの相を強化する。しかし、３％を超え
るとμ相などの有害析出物を生じ、クリープ破断
寿命が低下する欠点を生じる。
Alはγ′相を生成するために必要な元素であ
り、γ′相を十分に析出させるためには、４％以
上含有させることが必要である。しかし、６％を
超えると共晶γ′と呼ばれる粗大なγ′相の量が過
多となり、クリープ破断強度が低下する欠点を生
ずる。
Tiはその大部分がγ′相に固溶し、γ′相を強
化すると共に、γ′相の量を増加させて析出物強
化に寄与する。そのためには0.2％以上含有させ
る必要があるが、２％を超えるとη相を生じてク
リープ破断強度を低下させる欠点を生ずる。
Taはその大部分がγ′相に固溶して著しく固溶
強化すると共に、γ′相の量を増加させて析出強
化に寄与する。その効果を得るためには３％以上
必要である。しかし、９％を超えるとσ相などの
有害析出物が生じてクリープ破断寿命が低下す
る。
NbはTaと同様な作用をする。そのためには0.5
％以上含有させる必要があるが、Nbの含有量が
２％を超えるとσ相などの有害析出物を生じ、ク
リープ破断寿命を低下する。
Ｃは、よく知られているようにMC型、M23C6
型、M6C型の３種類の炭化物を作つて、主として
合金の結晶の粒界を強化する。その効果を得るに
はＣが0.001％以上必要である。しかし、0.2％を
超えると粗大な炭化物を多量に晶出し、かえつて
クリープ破断強度を低下させる。好ましい範囲は
0.05〜0.2である。
Ｂは粒界に偏析して高温での粒界強度を向上さ
せ、クリープ破断強度との破断のびを増加させる
作用をする。この効果を得るためには0.001％以
上必要である。しかし、0.04％を超えると粒界に
低融点の共晶を生成し、合金の溶融損傷を起こし
易くなる欠点を生ずる。
ZrもＢ同様粒界強化の作用をする。この効果を
得るには0.001％以上必要である。しかし、0.2％
を超えると粒界に金属間化合物が生じ、かえつて
クリープ破断強度を低下させる欠点を生ずる。
Hfは粒界強化の作用をする。そのためには0.2
％以上含有させる必要がある。しかし、２％を超
えると有害な金属間化合物が生成し、クリープ破
断寿命が低下するので0.2〜２％であることが必
要である。
以上、各元素の組成割合について説明したが、
クリープ破断強度の大きい最適組成には複数の元
素に関連した条件が必要である。
即ち、γ相またはγ′相の固溶強化に有効な元
素であるＷとTaの合計量が16％〜22％であるこ
とが必要である。Ｗ＋Taが16％未満であると、
固溶強化量が不足し、十分なクリープ破断強度が
得られない。逆にその合計量が22％を超えるとσ
相、μ相などの有害析出物が生成し、クリープ破
断強度が低下する欠点を生ずる。
Ｗ、Taおよび、Nb、Moのどちらか一方あるい
は両者を加えた場合においても、それらの全体の
合計量が同じ理由で16％〜22％の範囲である必要
がある。
以下、実施例を挙げると共に従来のNi基耐熱
合金との比較を示す。
実施例
本発明合金６種と既存合金４種を溶解鋳造し、
クリープ破断試験を行つた。溶解は高周波真空溶
解炉で行い、800℃に保温した６mmクリープ破
断試験片12本どりのロストワツクス型に鋳込ん
だ。試験片は鋳造のままクリープ破断試験に供し
た。しかし、粉末冶金法によつても製造し得られ
る。
クリープ破断試験はJISZ−2272に基づいて行
つた。
その試験結果は次の表に示す通りであつた。
表中の破断寿命のうち、＊印はラーソンミラー
パラメータ（定数＝20）を用いた推定値である。
The present invention relates to a Ni-based heat-resistant alloy with excellent creep rupture strength. The most effective way to increase the output and thermal efficiency of gas turbines used in jet engines and power generation equipment is to increase the combustion gas temperature. For this purpose, a moving blade material with high creep rupture strength is required. Currently, the moving blade materials of large gas turbines for power generation include
IN-738LC (manufactured by Inco Corporation, composition listed below) is used as the rotor blade material for jet engines.
MarM200 (manufactured by Martin Murrieta, composition below)
is used as an excellent one and also MarM247
(manufactured by Martin Murrieta, composition listed below) is being considered for practical use. However, these alloys do not have excellent creep rupture strength, so there is a limit to their ability to increase output and thermal efficiency. An existing alloy with excellent creep rupture strength is NASA-A alloy (manufactured by NASA in the United States, composition listed below).
There is. However, since this alloy uses expensive Re, there is a problem that the alloy is expensive. The present invention has excellent creep rupture strength without using Re as in NASA-A alloy.
To provide Ni-based heat-resistant alloys. The Ni-based heat-resistant alloy of the present invention has Co6~11%, Cr3~
7%, W12.5~16%, Al4~6%, Ti0.2~2%,
Ta3~9%, C0.001~0.2%, B0.001~0.04%,
It is a Ni-based heat-resistant alloy containing 0.001 to 0.2% of Zr and 0.2 to 2% of Hf, with the remainder substantially consisting of Ni, and at the same time satisfies W+Ta=16 to 22%. However, even if the above component contains 0.5 to 3% of Mo, or even if the above component contains 0.5 to 2% of Nb, a product with excellent creep rupture strength can be obtained. The effects of the compositional components of the Ni-based heat-resistant alloy of the present invention and the reasons for limiting the composition ratios are as follows. Co dissolves in the γ phase and the γ′ phase stoichiometrically represented by Ni 3 Al, contributing to the solid solution of these phases and increasing the amount of γ′ phase precipitated in the γ phase. This acts to promote precipitation strengthening. If the amount exceeds 11%, harmful precipitates such as σ phase appear, resulting in a decrease in creep rupture strength.
Its preferred amount is 7-10%. Cr has the effect of improving the flow and corrosion resistance of the alloy, and if its amount exceeds 7%, harmful phases such as σ phase and μ phase will form on the plate, reducing creep rupture strength. This gives rise to the disadvantage of If it is less than 3%, the above effect cannot be obtained. however,
When used for a long time of 5,000 hours or more at a relatively low temperature of 800 to 900°C, the tendency to generate the harmful phase increases, so it is preferable to set the content as low as 3% to 6%. W forms a solid solution in the γ and γ' phases and significantly strengthens these phases. For this purpose, the content must be 12.5% or more, but if it exceeds 16%, harmful precipitates such as μ phase are formed, resulting in a shortened creep rupture life. Like W, Mo dissolves in solid solution in the γ phase and γ' phase and strengthens these phases. However, if it exceeds 3%, harmful precipitates such as μ phase are produced, resulting in a shortcoming of reduced creep rupture life. Al is an element necessary to generate the γ' phase, and in order to sufficiently precipitate the γ' phase, it must be contained in an amount of 4% or more. However, if it exceeds 6%, the amount of coarse γ' phase called eutectic γ' becomes excessive, resulting in a disadvantage that creep rupture strength decreases. Most of Ti dissolves in solid solution in the γ' phase, strengthens the γ' phase, increases the amount of the γ' phase, and contributes to precipitate strengthening. For this purpose, it is necessary to contain 0.2% or more, but if it exceeds 2%, an η phase is formed, resulting in a decrease in creep rupture strength. Most of Ta dissolves in the γ' phase, resulting in significant solid solution strengthening, and also increases the amount of the γ' phase, contributing to precipitation strengthening. In order to obtain this effect, 3% or more is required. However, if it exceeds 9%, harmful precipitates such as σ phase are generated, resulting in a decrease in creep rupture life. Nb has a similar effect to Ta. For that, 0.5
% or more, but if the Nb content exceeds 2%, harmful precipitates such as σ phase will occur, reducing the creep rupture life. C is the well-known MC type, M 23 C 6
Three types of carbides, M 6 C type and M 6 C type, are made to mainly strengthen the grain boundaries of the alloy crystals. To obtain this effect, 0.001% or more of C is required. However, if it exceeds 0.2%, a large amount of coarse carbides will crystallize, which will actually reduce the creep rupture strength. The preferred range is
It is 0.05-0.2. B segregates at grain boundaries, improves grain boundary strength at high temperatures, and functions to increase creep rupture strength and fracture elongation. To obtain this effect, 0.001% or more is required. However, if it exceeds 0.04%, a low melting point eutectic is formed at the grain boundaries, resulting in the disadvantage that the alloy is more likely to be damaged by melting. Like B, Zr also acts to strengthen grain boundaries. To obtain this effect, 0.001% or more is required. However, 0.2%
If this value is exceeded, intermetallic compounds will be formed at the grain boundaries, resulting in the disadvantage of lowering the creep rupture strength. Hf acts to strengthen grain boundaries. For that, 0.2
% or more. However, if it exceeds 2%, harmful intermetallic compounds will be produced and the creep rupture life will be reduced, so the content should be between 0.2% and 2%. The composition ratio of each element has been explained above,
Optimum composition with high creep rupture strength requires conditions related to multiple elements. That is, the total amount of W and Ta, which are elements effective for solid solution strengthening of the γ phase or γ' phase, must be 16% to 22%. When W+Ta is less than 16%,
The amount of solid solution strengthening is insufficient, and sufficient creep rupture strength cannot be obtained. Conversely, if the total amount exceeds 22%, σ
Harmful precipitates such as phase and μ phase are formed, resulting in a disadvantage of reduced creep rupture strength. Even when one or both of W, Ta, Nb, and Mo are added, the total amount thereof needs to be in the range of 16% to 22% for the same reason. Examples will be given below, as well as a comparison with conventional Ni-based heat-resistant alloys. Example Six types of alloys of the present invention and four types of existing alloys were melted and cast,
A creep rupture test was conducted. Melting was performed in a high-frequency vacuum melting furnace, and the material was cast into a lost wax mold containing 12 6 mm creep rupture test pieces kept at 800°C. The test piece was subjected to a creep rupture test as cast. However, it can also be produced by powder metallurgy. The creep rupture test was conducted based on JISZ-2272. The test results were as shown in the following table. Among the rupture lives in the table, the * mark is an estimated value using the Larson-Miller parameter (constant = 20).
【表】【table】
【表】
前記表の結果が示すように、本発明合金のクリ
ープ破断寿命は、IN−738LC，MarM200，
MarM247の現在最強合金とされている合金より
も大きいことが分かる。この原因は主として固溶
強化量（Ｗ＋Mo＋Ta＋Nb）によつて説明するこ
とができる。（ここにMoとNbは１％当りＷ，Ta
と同等の固溶強化の効果をもつので、Ｗ＋Mo＋
Ta＋Nbを固溶強化量とみてよい。）
IN−738LCは固溶強化量が本発明合金に比べ大
巾に少なく、またＷ量も少なく、Crが多い。
MarM200合金とMarM247合金も本発明合金に
比べてＷ＋Mo＋Ta＋Nb量が少なく、Cr量が多
い。そのため、以上の３種合金は本発明合金に比
べてクリープ破断強度が小さいと考えられる。
NASA−Ａ合金は本発明合金と同等程度のク
リープ破断寿命を示している。この合金はTaに
よるγ′相の固溶強化とReの添加による粒界強化
とを利用したものである。一方、本発明合金は高
価なReを使用せず、またTaの使用量も少ないも
のであり、主として安価なＷの固溶強化を利用し
たものである。従つて、本発明合金はNASA−
Ａ合金に比べて極めて安価に製造し得られる。し
かも、工場での製造の生産管理において、例えば
スクラツプの他合金への転用等においても本発明
合金の方が有利である等の優れた効果を有する。
本発明合金は、これを動翼材として用いること
によつて、ジエツトエンジンや発電設備などの各
種ガスタービンの高効率化が可能となる。
また、この合金は耐酸化あるいは耐硫化コーテ
イングを行つて使用することも可能である。更に
一方向凝固材あるいは単結晶材としての使用も可
能であり、これによつて高温での強度と延性の向
上が得られる。このほか粒子分散強化合金の基地
としての使用も可能である。[Table] As shown in the results in the table above, the creep rupture life of the alloy of the present invention is higher than that of IN-738LC, MarM200,
It can be seen that it is larger than MarM247, which is currently considered the strongest alloy. This cause can be mainly explained by the amount of solid solution strengthening (W+Mo+Ta+Nb). (Here, Mo and Nb are W, Ta per 1%
Since it has the same solid solution strengthening effect as W+Mo+
Ta + Nb can be regarded as the amount of solid solution strengthening. ) IN-738LC has a much smaller amount of solid solution strengthening than the alloy of the present invention, and also has a smaller amount of W and a larger amount of Cr. The MarM200 alloy and the MarM247 alloy also have a smaller amount of W+Mo+Ta+Nb and a larger amount of Cr than the alloy of the present invention. Therefore, the above three types of alloys are considered to have lower creep rupture strength than the alloy of the present invention. The NASA-A alloy exhibits a creep rupture life comparable to that of the alloy of the present invention. This alloy utilizes solid solution strengthening of the γ' phase by Ta and grain boundary strengthening by the addition of Re. On the other hand, the alloy of the present invention does not use expensive Re, uses only a small amount of Ta, and mainly utilizes solid solution strengthening of inexpensive W. Therefore, the alloy of the present invention is NASA-
It can be produced at a much lower cost than Alloy A. Moreover, the alloy of the present invention has superior effects in production control in factories, such as in the conversion of scrap to other alloys. By using the alloy of the present invention as a rotor blade material, it is possible to improve the efficiency of various gas turbines such as jet engines and power generation equipment. This alloy can also be used with an oxidation-resistant or sulfur-resistant coating. Furthermore, it can be used as a directionally solidified material or a single crystal material, which provides improved strength and ductility at high temperatures. In addition, it can also be used as a base for particle dispersion strengthened alloys.
Claims (1)
〜16％、Al4〜６％、Ti0.2〜２％、Ta3〜９％、
C0.001〜0.2％、B0.001〜0.04％、Zr0.001〜0.2
％、Hf0.2〜２％を含み、残部は実質的にNiより
なり、同時にＷ＋Ta＝16〜22％を満たすNi基耐
熱合金。 ２ 重量％で、Co6〜11％、Cr3〜７％、W12.5
〜16％、Al4〜６％、Ti0.2〜２％、Ta3〜９％、
Mo0.5〜３％、C0.001〜0.2％、B0.001〜0.04％、
Zr0.001〜0.2％、Hf0.2〜２％を含み、残部は実
質的にNiよりなり、同時にＷ＋Ta＋Mo＝16〜22
％を満たすNi基耐熱合金。 ３ 重量％で、Co6〜11％、Cr3〜７％、W12.5
〜16％、Al4〜６％、Ti0.2〜２％、Ta3〜９％、
Mo0.5〜３％、Nb0.5〜２％、C0.001〜0.2％、
B0.001〜0.04％、Zr0.001〜0.2％、Hf0.2〜２％を
含み、残部は実質的にNiよりなり、同時にＷ＋
Ta＋Mo＋Nb＝16〜22％、Ta＋Nb＝３〜９％を
満たすNi基耐熱合金。[Claims] 1% by weight: Co6-11%, Cr3-7%, W12.5
~16%, Al4~6%, Ti0.2~2%, Ta3~9%,
C0.001~0.2%, B0.001~0.04%, Zr0.001~0.2
%, Hf 0.2 to 2%, the remainder substantially consists of Ni, and at the same time satisfies W + Ta = 16 to 22%. 2 Weight%: Co6~11%, Cr3~7%, W12.5
~16%, Al4~6%, Ti0.2~2%, Ta3~9%,
Mo0.5~3%, C0.001~0.2%, B0.001~0.04%,
Contains Zr0.001~0.2%, Hf0.2~2%, the remainder is essentially Ni, and at the same time W+Ta+Mo=16~22
Ni-based heat-resistant alloy that satisfies %. 3 Weight%: Co6~11%, Cr3~7%, W12.5
~16%, Al4~6%, Ti0.2~2%, Ta3~9%,
Mo0.5~3%, Nb0.5~2%, C0.001~0.2%,
Contains B0.001~0.04%, Zr0.001~0.2%, Hf0.2~2%, the remainder is essentially Ni, and at the same time W+
Ni-based heat-resistant alloy that satisfies Ta + Mo + Nb = 16 to 22% and Ta + Nb = 3 to 9%.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15519885A JPS6152339A (en) | 1985-07-16 | 1985-07-16 | Ni-based heat-resistant alloy |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15519885A JPS6152339A (en) | 1985-07-16 | 1985-07-16 | Ni-based heat-resistant alloy |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13784181A Division JPS5839760A (en) | 1981-09-03 | 1981-09-03 | Heat resistant ni alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6152339A JPS6152339A (en) | 1986-03-15 |
| JPS6160135B2 true JPS6160135B2 (en) | 1986-12-19 |
Family
ID=15600642
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15519885A Granted JPS6152339A (en) | 1985-07-16 | 1985-07-16 | Ni-based heat-resistant alloy |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6152339A (en) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CH675256A5 (en) * | 1988-03-02 | 1990-09-14 | Asea Brown Boveri | |
| JP4449337B2 (en) * | 2003-05-09 | 2010-04-14 | 株式会社日立製作所 | High oxidation resistance Ni-base superalloy castings and gas turbine parts |
-
1985
- 1985-07-16 JP JP15519885A patent/JPS6152339A/en active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6152339A (en) | 1986-03-15 |
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