JP2002146460A - Nickel based single crystal superalloy, its production method and gas turbine high temperature parts - Google Patents
Nickel based single crystal superalloy, its production method and gas turbine high temperature partsInfo
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、産業用ガスタービ
ンのタービンの動翼および静翼などの高温部品を構成す
るニッケル基単結晶超合金、その製造方法およびガスタ
ービン高温部品に関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a nickel-base single crystal superalloy for forming high-temperature components such as rotor blades and stationary blades of a turbine of an industrial gas turbine, a method for producing the same, and a gas turbine high-temperature component.
【０００２】[0002]
【従来の技術】ガスタービンの高効率化にともなう燃焼
温度の上昇によりタービン動静翼材料は、普通鋳造合金
から応力軸方向の結晶粒界を無くし、高温でのクリープ
強度を向上させた一方向凝固合金、さらには、結晶粒界
そのものをなくし熱処理特性低下の原因であった粒界強
化元素を除去して最適な熱処理によりガンマプライム相
の析出率を高めて、高温でのクリープ強度を更に向上さ
せた単結晶合金へと変化してきた。2. Description of the Related Art Due to the increase in combustion temperature accompanying the improvement of gas turbine efficiency, turbine blades and turbine blades have a unidirectional solidification that eliminates crystal grain boundaries in the stress axis direction from ordinary cast alloys and improves creep strength at high temperatures. The alloy and furthermore, the grain boundaries themselves were eliminated, and the grain boundary strengthening element that caused the deterioration of the heat treatment characteristics was removed, and the optimal heat treatment increased the precipitation rate of the gamma prime phase, further improving the creep strength at high temperatures. Into a single crystal alloy.
【０００３】さらに、単結晶合金は、より一層のクリー
プ強度の向上を目指し、第１世代単結晶合金から第２世
代および第３世代の単結晶合金へと開発が進められてき
た。Further, single crystal alloys have been developed from first generation single crystal alloys to second and third generation single crystal alloys with the aim of further improving creep strength.
【０００４】第１世代単結晶合金は、レニウム未添加の
合金であり、特開昭５９−１９０３２号公報に掲載され
ているＣＭＳＸ−２、米国特許第５，３９９，３１３号
に掲載されているＲｅｎｅ′Ｎ４および特開昭５３−１
４６２２３号公報に掲載されているＰＷＡ−１４８０な
どがある。[0004] The first generation single crystal alloy is an alloy containing no rhenium, and is described in CMSX-2 disclosed in JP-A-59-19032 and US Pat. No. 5,399,313. Ren'N4 and JP-A-53-1
No. 46223, PWA-1480 and the like.
【０００５】また、第２世代単結晶合金は、レニウムを
３％程度添加することで、第１世代単結晶合金より約３
０℃クリープ耐用温度を向上させた合金であり、米国特
許第４，６４３，７８２号に掲載されているＣＭＳＸ−
４、米国特許第４，７１９，０８０号に掲載されている
ＰＷＡ−１４８４および特開平５−５９４７４公報に掲
載されているＲｅｎｅ′Ｎ５などがある。[0005] The second generation single crystal alloy is added about 3% of rhenium to make it about 3% more than the first generation single crystal alloy.
An alloy having an improved creep service temperature of 0 ° C., which is disclosed in US Pat. No. 4,643,782.
4, PWA-1484 described in U.S. Pat. No. 4,719,080, and Rene'N5 described in JP-A-5-59474.
【０００６】第３世代単結晶合金は、レニウムを５〜６
％添加することでクリープ耐用温度の向上を図った合金
であり、特開平７−１３８６８３号公報に掲載されてい
るＣＭＳＸ−１０などがある。[0006] Third generation single crystal alloys contain 5-6 rhenium.
% Is an alloy whose creep durability temperature is improved, such as CMSX-10 disclosed in JP-A-7-138683.
【０００７】上記単結晶合金は、主として航空機用ジェ
ットエンジン、小型ガスタービンの分野で目覚しく進歩
してきた技術であるが、産業用の大型ガスタービンにお
いても燃焼効率の向上を目的とした高温化により、技術
の転用が図られてきている。The above-mentioned single crystal alloy is a technology which has been remarkably advanced mainly in the fields of jet engines for aircraft and small gas turbines. However, even in large gas turbines for industrial use, the high temperature for the purpose of improving the combustion efficiency has caused the problem. Technology is being diverted.
【０００８】[0008]
【発明が解決しようとする課題】産業用の大型ガスター
ビンでは、航空機用ジェットエンジンや小型ガスタービ
ンと比較して、設計寿命が長いため、翼材料には使用時
に劣化相であるＴＣＰ（Ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａｌｌｙ
Ｃｌｏｓｅ−Ｐａｃｋｅｄ ｐｈａｓｅ）相が生成しな
いこと、すなわち良好な組織安定性が求められる。Since a large-sized industrial gas turbine has a longer design life than an aircraft jet engine or a small-sized gas turbine, TCP (Topologically), which is a deteriorated phase when used in wing materials, is used.
It is required that a Close-Packed phase (phase) is not generated, that is, good structural stability.
【０００９】第３世代の単結晶合金ではレニウムを５〜
６％添加することにより、第２世代の単結晶合金に対し
高強度化を図ることができたが、その反面、長時間の使
用により、クリープおよび低サイクル破壊の起点となる
ＴＣＰ相が生成しやすい。この点から第３世代の単結晶
合金を大型ガスタービンとして適用するのは困難であ
る。しかしながら燃焼温度の上昇に伴い、よりクリープ
強度の高い材料が求められている。[0009] In the third generation single crystal alloy, rhenium is 5 to 5%.
By adding 6%, it was possible to increase the strength of the second-generation single crystal alloy, but on the other hand, after long-term use, a TCP phase, which is a starting point of creep and low cycle fracture, was generated. Cheap. From this point, it is difficult to apply the third generation single crystal alloy as a large gas turbine. However, as the combustion temperature rises, materials having higher creep strength are required.
【００１０】本発明は、上記問題を解決するためになさ
れたものであり、高温環境下でのクリープ強度および組
織安定性を向上させたニッケル基単結晶超合金、その製
造方法およびガスタービン高温部品を得ることを目的と
する。The present invention has been made in order to solve the above-mentioned problems, and has been made in view of the above circumstances, and has provided a nickel-based single crystal superalloy having improved creep strength and structure stability in a high-temperature environment, a method for producing the same, and a gas turbine high-temperature component. The purpose is to obtain.
【００１１】[0011]
【課題を解決するための手段】本発明者らは、含有する
元素の成分および含有量を種々研究した結果、９００℃
以下の温度かつ２００ＭＰａ以上の応力では、第２世代
の単結晶合金と同等以上のクリープ強度を有し、９００
℃以上の高温かつ２００ＭＰａ以下の応力では、第２世
代の単結晶合金を上回るクリープ強度を有し、かつ組織
安定性の優れた単結晶合金、その製造方法およびその超
合金を用いたガスタービン高温部品を得られることを見
出した。The present inventors have conducted various studies on the components and contents of the contained elements.
At the following temperature and stress of 200 MPa or more, it has a creep strength equal to or more than that of the second generation single crystal alloy, and 900
At a high temperature of 200 ° C. or higher and a stress of 200 MPa or lower, a single crystal alloy having a creep strength higher than that of a second-generation single crystal alloy and having excellent structural stability, a method for producing the same, and a gas turbine high temperature using the superalloy We found that we could get parts.
【００１２】すなわち、第１の発明においては、ニッケ
ル基単結晶超合金は、重量％で、４．０％以上１１．０
％以下のコバルト、３．５％以上５．０％未満のクロ
ム、０．５％以上３．０％以下のモリブデン、７．０％
以上１０．０％以下のタングステン、４．５％以上６．
０％以下のアルミニウム、０．１％以上２．０％以下の
チタン、５．０％以上８．０％以下のタンタル、１．０
％以上３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．５
％以下のハフニウム、０．０１％以上０．１％以下のシ
リコンを含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物
からなり、レニウムおよびクロムの含有量の総和が４．
０％以上であり、かつ、レニウム，モリブデン，タング
ステンおよびクロムの含有量の総和が１８．０％以下で
ある。That is, in the first invention, the nickel-based single crystal superalloy is not less than 4.0% and not more than 11.0% by weight.
% Cobalt, 3.5% or more and less than 5.0% chromium, 0.5% or more and 3.0% or less molybdenum, 7.0%
5. 10% or less of tungsten, 4.5% or more
0% or less aluminum, 0.1% or more and 2.0% or less titanium, 5.0% or more and 8.0% or less tantalum, 1.0% or less
% To 3.0% rhenium, 0.01% to 0.5
% Of hafnium, 0.01% or more and 0.1% or less of silicon, and the balance consists of nickel and unavoidable impurities, and the total content of rhenium and chromium is 4.
0% or more, and the total content of rhenium, molybdenum, tungsten and chromium is 18.0% or less.
【００１３】また、第２の発明においては、ニッケル基
単結晶超合金は、重量％で、５．０％以上１０．０％以
下のコバルト、４．０％以上５．０％未満のクロム、
１．０％以上２．５％以下のモリブデン、８．０％以上
９．０％以下のタングステン、５．０％以上５．５％以
下のアルミニウム、０．１％以上１．０％以下のチタ
ン、６．０％以上７．０％以下のタンタル、２．０％以
上３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．５％以
下のハフニウム、０．０１％以上０．１％以下のシリコ
ンを含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物から
なり、レニウムおよびクロムの含有量の総和が４．０％
以上であり、かつ、レニウム，モリブデン，タングステ
ンおよびクロムの含有量の総和が１８．０％以下であ
る。In the second invention, the nickel-based single crystal superalloy comprises, by weight, 5.0% or more and 10.0% or less of cobalt, 4.0% or more and less than 5.0% of chromium,
1.0% or more and 2.5% or less of molybdenum, 8.0% or more and 9.0% or less of tungsten, 5.0% or more and 5.5% or less of aluminum, 0.1% or more and 1.0% or less. Titanium, 6.0% to 7.0% tantalum, 2.0% to 3.0% rhenium, 0.01% to 0.5% hafnium, 0.01% to 0.1% It contains the following silicon, the balance consisting of nickel and unavoidable impurities, and the total content of rhenium and chromium is 4.0%
And the sum of the contents of rhenium, molybdenum, tungsten and chromium is 18.0% or less.
【００１４】さらに、第３の発明においては、重量％
で、５．０％以上１０．０％以下のコバルト、４．０％
以上５．０％未満のクロム、１．０％以上２．５％以下
のモリブデン、８．０％以上９．０％以下のタングステ
ン、５．０％以上５．５％以下のアルミニウム、０．８
％以上１．５％以下のチタン、５．０％以上６．０％未
満のタンタル、２．０％以上３．０％以下のレニウム、
０．０１％以上０．５％以下のハフニウム、０．０１％
以上０．１％以下のシリコンを含有し、残部がニッケル
および不可避的不純物からなり、レニウムおよびクロム
の含有量の総和が４．０％以上であり、かつ、レニウ
ム，モリブデン，タングステンおよびクロムの含有量の
総和が１８．０％以下である。Further, in the third invention, the weight%
, 5.0% or more and 10.0% or less of cobalt, 4.0%
Not less than 5.0% chromium, 1.0% to 2.5% molybdenum, 8.0% to 9.0% tungsten, 5.0% to 5.5% aluminum; 8
% To 1.5% titanium, 5.0% to less than 6.0% tantalum, 2.0% to 3.0% rhenium,
0.01% to 0.5% hafnium, 0.01%
0.1% or less of silicon, the balance consisting of nickel and unavoidable impurities, the total content of rhenium and chromium is 4.0% or more, and the content of rhenium, molybdenum, tungsten and chromium The sum of the amounts is not more than 18.0%.
【００１５】また、第４の発明においては、ニッケル基
単結晶超合金は、下記（Ａ）に示した元素の全てと、下
記（Ｂ）に示した元素の中から選ばれる少なくとも１の
元素とを含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物
からなる。In a fourth aspect of the present invention, the nickel-based single crystal superalloy contains all of the elements shown in (A) below and at least one element selected from the elements shown in (B) below. And the balance consists of nickel and unavoidable impurities.
【００１６】（Ａ）重量％で、４．０％以上１１．０％
以下のコバルト、３．５％以上５．０％未満のクロム、
０．５％以上３．０％以下のモリブデン、７．０％以上
１０．０％以下のタングステン、４．５％以上６．０％
以下のアルミニウム、０．１％以上２．０％以下のチタ
ン、５．０％以上８．０％以下のタンタル、１．０％以
上３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．２％以
下のハフニウムおよび０．０１％以上０．１％以下のシ
リコン （Ｂ）重量％で、２．０％以下のニオブ、１％以下のバ
ナジウム、２％以下のルテニウム、０．１％以下の炭
素、０．０５％以下のホウ素、０．１％以下のジルコニ
ウム、０．１％以下のイットリウム、０．１％以下のラ
ンタンおよび０．１％以下のセリウム第５の発明におい
ては、ニッケル基単結晶超合金は、下記（Ｃ）に示した
元素の全てと、下記（Ｄ）に示した元素の中から選ばれ
る少なくとも１の元素とを含有し、残部がニッケルおよ
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
単結晶超合金。(A) 4.0% or more and 11.0% by weight%
The following cobalt, 3.5% or more and less than 5.0% chromium,
0.5% or more and 3.0% or less of molybdenum, 7.0% or more and 10.0% or less of tungsten, 4.5% or more and 6.0% or less
Aluminum, 0.1% to 2.0% titanium, 5.0% to 8.0% tantalum, 1.0% to 3.0% rhenium, 0.01% to 0.0%. 2% or less of hafnium and 0.01% or more and 0.1% or less of silicon (B) By weight%, 2.0% or less of niobium, 1% or less of vanadium, 2% or less of ruthenium, 0.1% or less Carbon, 0.05% or less of boron, 0.1% or less of zirconium, 0.1% or less of yttrium, 0.1% or less of lanthanum, and 0.1% or less of cerium. The base single crystal superalloy contains all of the elements shown in (C) below and at least one element selected from the elements shown in (D) below, and the balance consists of nickel and inevitable impurities. Nickel-based single crystal superalloy characterized by the following: .
【００１７】（Ｃ）重量％で、５．０％以上１０．０％
以下のコバルト、４．０％以上５．０％未満のクロム、
１．０％以上２．５％以下のモリブデン、８．０％以上
９．０％以下のタングステン、５．０％以上５．５％以
下のアルミニウム、０．１％以上１．０％以下のチタ
ン、６．０％以上７．０％以下のタンタル、２．０％以
上３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．２％以
下のハフニウムおよび０．０１％以上０．１％以下のシ
リコン （Ｄ）重量％で、２．０％以下のニオブ、１％以下のバ
ナジウム、２％以下のルテニウム０．１％以下の炭素、
０．０５％以下のホウ素、０．１％以下のジルコニウ
ム、０．１％以下のイットリウム、０．１％以下のラン
タンおよび０．１％以下のセリウム 本発明のニッケル基単結晶超合金おいて、合金組成にお
ける各元素の効果および組成限定理由を述べる。(C) 5.0% or more and 10.0% by weight%
The following cobalt, chromium of 4.0% or more and less than 5.0%,
1.0% or more and 2.5% or less of molybdenum, 8.0% or more and 9.0% or less of tungsten, 5.0% or more and 5.5% or less of aluminum, 0.1% or more and 1.0% or less. Titanium, 6.0% or more and 7.0% or less of tantalum, 2.0% or more and 3.0% or less of rhenium, 0.01% or more and 0.2% or less of hafnium, and 0.01% or more and 0.1% or less (D) less than 2.0% niobium, less than 1% vanadium, less than 2% ruthenium, less than 0.1% carbon,
0.05% or less of boron, 0.1% or less of zirconium, 0.1% or less of yttrium, 0.1% or less of lanthanum and 0.1% or less of cerium In the nickel-based single crystal superalloy of the present invention. The effect of each element on the alloy composition and the reason for limiting the composition will be described.
【００１８】コバルト（Ｃｏ）は、ガンマ相のニッケル
（Ｎｉ）と置換してマトリックスを固溶強化する元素で
ある。本発明において、コバルトの含有量を４．０％以
上１１．０％以下と規定したのは、含有量が４％未満で
は十分な固溶強化の効果が得られず、また、１１．０％
を超えるとガンマプライム量を低減させ、逆にクリープ
強度を低下させるためである。さらに好ましいコバルト
の含有量は５．０％以上１０．０％以下である。Cobalt (Co) is an element that replaces the gamma phase nickel (Ni) and solid-solution strengthens the matrix. In the present invention, the reason why the content of cobalt is specified to be 4.0% or more and 11.0% or less is that if the content is less than 4%, sufficient effect of solid solution strengthening cannot be obtained, and 11.0%
If it exceeds, the amount of gamma prime is reduced, and conversely, the creep strength is reduced. A more preferred cobalt content is 5.0% or more and 10.0% or less.
【００１９】クロム（Ｃｒ）は、高温耐食性を向上させ
る元素である。本発明において、クロムの含有量を３．
５％以上と規定したのは、含有量が３．５％未満では所
望の耐高温腐食性を確保できないためである。また、本
発明では高温強度を向上させるために、後述するように
モリブデンを０．５％以上、タングステンを７．０％以
上、レニウムを１．０％以上含有させている。クロム，
モリブデン，タングステンおよびレニウムは、主として
ガンマ相に固溶するが、固溶限度を超えるとレニウム−
クロム−タングステン，レニウム−タングステン等のＴ
ＣＰ相がニッケルマトリックスに析出する。これらＴＣ
Ｐ相は、クリープ特性や低サイクル疲労特性を低下させ
る。ＴＣＰ相を析出させないクロム含有量の限界は、ア
ルミ，チタン，タンタル，ニッケルの化合物であるガン
マプライム相の析出量、ニッケルマトリックスへの各固
溶強化元素の含有の度合いによって異なるが、本発明の
合金組成範囲では、レニウム，モリブデン，タングステ
ン，クロム含有量の総和が１８．０以下であればＴＣＰ
相の析出率（面積率）はクリープや低サイクル疲労特性
に影響を与えない５％以下となる。Chromium (Cr) is an element that improves high-temperature corrosion resistance. In the present invention, the content of chromium is set to 3.
The reason why the content is specified as 5% or more is that if the content is less than 3.5%, desired high-temperature corrosion resistance cannot be secured. Further, in the present invention, in order to improve the high-temperature strength, as described later, molybdenum is contained in 0.5% or more, tungsten is contained in 7.0% or more, and rhenium is contained in 1.0% or more. chromium,
Molybdenum, tungsten and rhenium mainly dissolve in the gamma phase.
T of chromium-tungsten, rhenium-tungsten, etc.
The CP phase precipitates on the nickel matrix. These TCs
The P phase reduces creep properties and low cycle fatigue properties. The limit of the chromium content that does not precipitate the TCP phase depends on the precipitation amount of the gamma prime phase, which is a compound of aluminum, titanium, tantalum and nickel, and the degree of the content of each solid solution strengthening element in the nickel matrix. In the alloy composition range, if the total content of rhenium, molybdenum, tungsten, and chromium is 18.0 or less, TCP
The phase precipitation rate (area ratio) is 5% or less, which does not affect creep and low cycle fatigue properties.
【００２０】また、従来、産業用ガスタービン動翼材で
は、耐高温腐食性を維持するためにクロムの含有量が１
６．０％であるＩＮ７３８ＬＣ，クロムの含有量が１
２．４％であるＩＮ７９２などクロム含有量が１０．０
％以上のものが一般に使用されてきた。しかしながら、
本発明ではクロムの含有量を３．５％以上５％未満と低
い含有量としたにもかかわらず、クロムおよびレニウム
の含有量の総量を４％以上とすることで、従来と同等の
耐高温腐食性を持たせることに成功した。Conventionally, in the case of industrial gas turbine blade materials, the content of chromium is 1 to maintain high temperature corrosion resistance.
IN738LC which is 6.0%, chromium content is 1
Chromium content of 10.0% such as IN792 which is 2.4%
% Or more have been commonly used. However,
In the present invention, the total content of chromium and rhenium is set to 4% or more, even though the chromium content is set to a low content of 3.5% to less than 5%. We succeeded in making it corrosive.
【００２１】モリブデン（Ｍｏ）は、ガンマ相を固溶強
化させる元素であるとともに、ガンマ−ガンマプライム
格子定数（γ／γ´）ミスフィットを負とし高温での強
化メカニズムの一つであるラフト効果を促進させる元素
である。本発明において、モリブデンの含有量を０．５
％以上と規定したが、要求されるクリープ強度を得るた
めには最低０．５％含有させることが必要なためであ
る。また、含有量が３．０％を超えると、ニッケルマト
リックスの固溶限度を超え、α−モリブデンやレニウム
−モリブデンなどのＴＣＰ相を析出させるため上限値を
３．０％以下と規定した。さらに、モリブデンの含有量
を１．０％以上２．５％以下の範囲とするとより好まし
い。Molybdenum (Mo) is an element for solid solution strengthening of the gamma phase, and has a negative gamma-gamma prime lattice constant (γ / γ ′) misfit, which is a raft effect which is one of the strengthening mechanisms at high temperatures. Is an element that promotes In the present invention, the content of molybdenum is 0.5
% Is specified, but at least 0.5% must be contained in order to obtain the required creep strength. Further, when the content exceeds 3.0%, it exceeds the solid solubility limit of the nickel matrix and precipitates a TCP phase such as α-molybdenum or rhenium-molybdenum, so that the upper limit is specified to be 3.0% or less. Further, it is more preferable that the content of molybdenum be in the range of 1.0% or more and 2.5% or less.
【００２２】タングステン（Ｗ）は、ガンマ相を固溶強
化する元素である。本発明において、タングステンの含
有量を７．０％以上と規定したが、要求されるクリープ
強度を得るためには最低７．０％含有させることが必要
なためである。一方、含有量が１０．０％を超えると、
α−タングステンやクロム−レニウム−タングステンの
ＴＣＰ相を析出させクリープ強度を低下させるため、含
有量の上限値を１０．０％と規定した。さらに好ましい
タングステンの含有量は、８．０％以上９．０％以下で
ある。Tungsten (W) is an element that strengthens the solid solution of the gamma phase. In the present invention, the content of tungsten is specified as 7.0% or more, but it is necessary to contain at least 7.0% in order to obtain the required creep strength. On the other hand, if the content exceeds 10.0%,
In order to precipitate a TCP phase of α-tungsten or chromium-rhenium-tungsten to lower the creep strength, the upper limit of the content is specified as 10.0%. A more preferable tungsten content is 8.0% or more and 9.0% or less.
【００２３】アルミニウム（Ａｌ）は、Ｎｉ基析出強化
型合金の主強化因子であるガンマプライム相の形成元素
であり、また、合金表面にアルミニウムの酸化物を生成
することにより耐酸化性の向上にも寄与する元素であ
る。本発明において要求されるクリープ特性ならびに耐
酸化性を得るためには、最低４．５％の含有量が必要で
あるが、含有量が６％を超えると溶体化熱処理温度幅を
狭め熱処理特性を悪化させるため、アルミニウムの含有
量を４．５％以上６．０％以下と規定した。さらに好ま
しいアルミニウムの含有量は５．０％以上５．５％以下
である。Aluminum (Al) is a gamma-prime phase forming element which is a main strengthening factor of the Ni-base precipitation strengthened alloy, and improves the oxidation resistance by forming aluminum oxide on the alloy surface. Is also a contributing element. In order to obtain the creep characteristics and oxidation resistance required in the present invention, a content of at least 4.5% is necessary. However, if the content exceeds 6%, the temperature range of the solution heat treatment is narrowed and the heat treatment characteristics are reduced. In order to make it worse, the content of aluminum was specified to be 4.5% or more and 6.0% or less. The more preferable aluminum content is 5.0% or more and 5.5% or less.
【００２４】チタン（Ｔｉ）は、ガンマプライム相中の
アルミニウムと置換してＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）となり、
ガンマプライム相の固溶強化に役立つ元素である。本発
明において、チタンの含有量を０．１以上２．０以下％
と規定したのは、チタンを過度に含有させると、ガンマ
−ガンマプライム共晶の生成またはＮｉ３Ｔｉ相（η
相）、チタンの窒化物の析出を促しクリープ強度を低下
させるためである。さらに、チタンの含有量は０．１％
以上１％以下とすると好ましい。Titanium (Ti) replaces aluminum in the gamma prime phase and becomes Ni 3 (Al, Ti).
It is an element that contributes to solid solution strengthening of the gamma prime phase. In the present invention, the content of titanium is 0.1% or more and 2.0% or less.
It is defined that when titanium is excessively contained, gamma-gamma prime eutectic is formed or Ni 3 Ti phase (η
Phase) to promote the precipitation of titanium nitride and reduce the creep strength. Furthermore, the content of titanium is 0.1%
It is preferable that it is not less than 1%.
【００２５】タンタル（Ｔａ）は、主としてガンマプラ
イム相に固溶してガンマプライム相を強化するとともに
耐酸化性に寄与する元素である。本発明において要求さ
れるクリープ強度を得るためには、最低５．０％含有さ
せることが必要であるが、含有量が８．０％を超える
と、ガンマ−ガンマプライム共晶の生成を促し、溶体化
熱処理における熱処理可能温度幅を狭めるため、タンタ
ルの含有量を５．０％以上８．０％以下と規定した。ま
た、本発明において、チタン、タンタル等のガンマプラ
イム形成元素と、クロム、モリブデン、タングステン、
レニウム等のガンマ相の固溶強化元素の含有量を制御し
クリープなどの応力印加時に析出粒子であるガンマプラ
イムが応力軸に垂直につながるラフト組織の成長を促進
させることで、従来合金に対しクリープ特性を向上させ
ている。ラフトの形成には析出粒子であるガンマプライ
ム相とガンマ相の大きさの差であるガンマ−ガンマプラ
イム格子定数ミスフィットが影響する。本発明では、格
子定数ミスフィットを主にガンマプライム形成元素であ
るアルミ，タンタル，チタンの量によって制御してい
る。チタンの含有量が０．１％以上１．０％以下の場
合、タンタルの含有量は６．０％以上７．０％以下であ
ることが好ましく、また、チタンの含有量が０．８％以
上１．５％以下の場合、タンタルの含有量は５．０％以
上６．０％未満であることが望ましい。Tantalum (Ta) is an element mainly forming a solid solution in the gamma prime phase to strengthen the gamma prime phase and to contribute to oxidation resistance. In order to obtain the creep strength required in the present invention, it is necessary to contain at least 5.0%, but when the content exceeds 8.0%, the formation of gamma-gamma prime eutectic is promoted, In order to narrow the heat treatment possible temperature range in the solution heat treatment, the content of tantalum is specified to be 5.0% or more and 8.0% or less. In the present invention, titanium, a gamma prime forming element such as tantalum, and chromium, molybdenum, tungsten,
By controlling the content of solid solution strengthening elements in the gamma phase such as rhenium and promoting the growth of a raft structure in which the precipitated particles gamma prime are perpendicular to the stress axis when stress such as creep is applied, creep of conventional alloys The characteristics have been improved. Raft formation is affected by the gamma-gamma prime lattice constant misfit, which is the difference in size between the gamma prime phase and the gamma phase, which are precipitated particles. In the present invention, the lattice constant misfit is controlled mainly by the amounts of aluminum, tantalum and titanium which are gamma prime forming elements. When the content of titanium is 0.1% or more and 1.0% or less, the content of tantalum is preferably 6.0% or more and 7.0% or less, and the content of titanium is 0.8% or less. When the content is at least 1.5%, the content of tantalum is desirably at least 5.0% and less than 6.0%.
【００２６】レニウム（Ｒｅ）は、ガンマ相を固溶強化
して耐高温腐食性を向上させる元素である。本発明にお
いて、レニウムの含有量を１．０％以上３．０％以下と
規定したのは、要求されるクリープ強度を得るためには
最低１．０％含有させることが必要であり、また３．０
％を超えて含有させると、レニウム−モリブデン、レニ
ウム−タングステンおよびレニウム−クロム−タングス
テン等のＴＣＰ相の生成を促進させるためである。さら
に、好ましいＲｅの含有量は、２．０以上３．０％以下
である。Rhenium (Re) is an element which enhances the high temperature corrosion resistance by solid solution strengthening of the gamma phase. In the present invention, the reason that the content of rhenium is specified to be 1.0% or more and 3.0% or less is that at least 1.0% must be contained in order to obtain a required creep strength. .0
% Is to promote the formation of a TCP phase such as rhenium-molybdenum, rhenium-tungsten, and rhenium-chromium-tungsten. Further, the preferred content of Re is 2.0 or more and 3.0% or less.
【００２７】ハフニウム（Ｈｆ）は、単結晶タービン動
静翼鋳造時に生成する異結晶や、その後の熱処理と加工
により生じる再結晶の粒界を強化し、タービン動翼およ
び静翼の製造歩留りを向上させる元素である。本発明に
おいて、Ｈｆの添加量を０．０１％以上０．５％以下と
規定したが、含有量が０．５％を超えると合金の融点を
下げて熱処理特性を悪化させてしまい、一方、含有量が
０．０１％未満であると、上記効果が得られないためで
ある。本発明において、特に望ましいＨｆの添加量は、
０．２％以下である。[0027] Hafnium (Hf) enhances the grain boundary of a heterocrystal generated during casting of a single crystal turbine moving blade and a recrystallization generated by subsequent heat treatment and processing, and improves the production yield of the turbine moving blade and the stationary blade. Element. In the present invention, the addition amount of Hf is specified to be 0.01% or more and 0.5% or less. However, if the content exceeds 0.5%, the melting point of the alloy is lowered and the heat treatment characteristics are deteriorated. If the content is less than 0.01%, the above effects cannot be obtained. In the present invention, a particularly desirable addition amount of Hf is:
0.2% or less.
【００２８】シリコン（Ｓｉ）は、合金表面にＳｉＯ２
皮膜を生成させて保護皮膜として耐酸化性を向上させる
元素である。従来、ニッケル基単結晶超合金では、シリ
コンは不純物元素として取り扱われてきたが、本発明に
おいて、シリコンを意図的に含有させて、上述のように
耐酸化性向上に有効活用している。また、ＳｉＯ２酸化
皮膜は他の保護酸化皮膜と比較して割れが発生しにく
く、クリープや疲労特性を向上させる効果もあると考え
られる。しかし、シリコンを大量に添加することは他の
元素の固溶限を低下させることにもなるため、含有量を
０．０１％以上０．１％以下と規定した。本発明におい
て、特に望ましいシリコンの添加量は、０．２％以下で
ある。Silicon (Si) is made of SiO 2 on the alloy surface.
It is an element that forms a film and improves oxidation resistance as a protective film. Conventionally, silicon has been treated as an impurity element in a nickel-based single crystal superalloy. However, in the present invention, silicon is intentionally contained to effectively utilize it for improving oxidation resistance as described above. In addition, the SiO 2 oxide film is less likely to crack than other protective oxide films, and is considered to have an effect of improving creep and fatigue characteristics. However, since adding a large amount of silicon also lowers the solid solubility limit of other elements, the content is specified to be 0.01% or more and 0.1% or less. In the present invention, a particularly desirable addition amount of silicon is 0.2% or less.
【００２９】ニオブ（Ｎｂ）は主としてガンマプライム
相に固溶し、ガンマプライム相を強化する元素である。
本発明においては、ガンマプライム相の固溶強化が主と
してタンタルによってなされているが、ニオブによって
も同様の機能が得られる。タンタルを単独で添加する場
合に比べて、ニオブを複合添加する場合には、固溶量を
増大することができる利点がある。Niobium (Nb) is an element that forms a solid solution mainly in the gamma prime phase and strengthens the gamma prime phase.
In the present invention, solid solution strengthening of the gamma prime phase is mainly performed by tantalum, but the same function can be obtained by niobium. Compared with the case where tantalum is added alone, the combined addition of niobium has an advantage that the amount of solid solution can be increased.
【００３０】バナジウム（Ｖ）はガンマプライム相に固
溶し、ガンマプライム相を強化する元素である。しかし
ながら、バナジウムを過度に添加するとガンマ−ガンマ
プライム共晶の生成を促し、溶体化熱処理における熱処
理の可能な温度幅を狭める。また、本発明の合金におい
ては、チタン、タンタル等のガンマプライム形成元素
と、クロム、モリブデン、タングステン、レニウム等の
ガンマ相を固溶強化する元素との添加量を制御し、クリ
ープ等の応力印加時に、析出粒子であるガンマプライム
が応力軸に垂直につながるラフト組織の成長を促進させ
るようにすることにより、従来の合金に比してクリープ
特性を向上させている。ラフト組織の形成には、析出粒
子であるガンマプライム相と、ガンマ相の大きさの差で
あるガンマ−ガンマプライム格子定数ミスフィトとが影
響する。そこで、これらの点に基づき、本発明ではアル
ミニウム、タンタル、チタンおよびニオブ添加総量のバ
ランスを考慮して、バナジウムの添加量は１．０ｗｔ％
以下と規定した。Vanadium (V) is an element that forms a solid solution in the gamma prime phase and strengthens the gamma prime phase. However, excessive addition of vanadium promotes the formation of gamma-gamma prime eutectic and narrows the temperature range in which heat treatment in solution heat treatment is possible. Further, in the alloy of the present invention, the amount of addition of a gamma-prime forming element such as titanium and tantalum and an element for solid solution strengthening of a gamma phase such as chromium, molybdenum, tungsten and rhenium is controlled to apply stress such as creep. Occasionally, gamma prime, which is a precipitated particle, promotes the growth of a raft structure that is perpendicular to the stress axis, thereby improving creep properties as compared to conventional alloys. The formation of the raft structure is affected by the gamma prime phase, which is the precipitated particles, and the gamma-gamma prime lattice constant misfit, which is the difference in the size of the gamma phase. Therefore, based on these points, in the present invention, the addition amount of vanadium is 1.0 wt% in consideration of the balance of the total addition amount of aluminum, tantalum, titanium, and niobium.
It is specified as follows.
【００３１】ルテニウム（Ｒｕ）はガンマ相に固溶し、
ガンマ相を強化する元素である。しかしながら、ルテニ
ウムは密度が高く、合金の比重を高め、１．５％を超え
る添加は合金の比強度を下げる。このため、ルテニウム
の添加量は１．５％以下と規定した。Ruthenium (Ru) forms a solid solution in the gamma phase,
It is an element that strengthens the gamma phase. However, ruthenium is dense and increases the specific gravity of the alloy, and additions above 1.5% decrease the specific strength of the alloy. For this reason, the amount of ruthenium added is specified to be 1.5% or less.
【００３２】炭素（Ｃ）は、単結晶タービン動静翼鋳造
時に生成する高傾角粒界、フレッケルまたはスリバ等の
異結晶、その後の熱処理および加工によって生じる再結
晶の粒界を強化し、タービン動翼および静翼の製造歩留
りを向上させる元素である。炭素は、０．１％を超えて
添加すると、タングステンやタンタルなどの固溶強化に
寄与している元素との間で炭化物を形成し、クリープ強
度を下げると同時に合金の融点を下げ、熱処理特性を悪
化させる。そのため、炭素の添加量は０．１％以下と規
定した。Carbon (C) strengthens high-angle grain boundaries generated during casting of a single crystal turbine rotor blade and stationary grains, heterocrystals such as freckle or sliver, and grain boundaries of recrystallization generated by subsequent heat treatment and processing. And an element that improves the production yield of stationary blades. When carbon is added in excess of 0.1%, carbides are formed with elements that contribute to solid solution strengthening, such as tungsten and tantalum, thereby lowering the creep strength and simultaneously lowering the melting point of the alloy. Worsen. Therefore, the amount of added carbon is specified to be 0.1% or less.
【００３３】ホウ素（Ｂ）も炭素（Ｃ）と同様に、単結
晶タービン動静翼鋳造時に生成する異結晶や、その後の
熱処理および加工によって生じる再結晶の粒界、あるい
は高傾角粒界を強化し、タービン動翼および静翼の製造
歩留りを向上させる元素である。ホウ素は、０．０５％
を越えて添加すると、タングステンやタンタルなど固溶
強化に寄与している元素とホウ化物を形成し、クリープ
強度を下げると同時に合金の融点を下げ、熱処理特性を
悪化させる。そのためホウ素の添加量は０．０５％以下
と規定した。Like carbon (C), boron (B) also strengthens the heterocrystals formed during casting of a single crystal turbine rotor blade and the recrystallization or high-angle grain boundaries generated by subsequent heat treatment and processing. , Is an element that improves the production yield of turbine blades and vanes. Boron is 0.05%
If added in excess of the above, borides are formed with elements such as tungsten and tantalum that contribute to solid solution strengthening, lowering the creep strength, lowering the melting point of the alloy, and deteriorating the heat treatment characteristics. Therefore, the amount of boron added is specified to be 0.05% or less.
【００３４】ジルコニウム（Ｚｒ）もホウ素（Ｂ）や炭
素（Ｃ）と同様に、単結晶タービン動静翼鋳造時に生成
する異結晶、その後の熱処理および加工によって生じる
再結晶の粒界、あるいは高傾角粒界を強化し、タービン
動翼および静翼の製造歩留りを向上させる元素である。
しかしながら、過度の添加はクリープ強度を下げるた
め、ホウ素の添加量は０．０５％以下と規定した。Zirconium (Zr), like boron (B) and carbon (C), is a heterocrystal formed during casting of a single-crystal turbine rotor blade, a grain boundary of recrystallization generated by a subsequent heat treatment and processing, or a high-angle grain. An element that strengthens the field and improves the production yield of turbine blades and vanes.
However, since excessive addition lowers creep strength, the amount of boron added is specified to be 0.05% or less.
【００３５】イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）お
よびセリウム（Ｃｅ）は、アルミナ、クロミアなどのニ
ッケル基超合金に形成する保護酸化皮膜の密着性を向上
させる元素である。ニッケル基超合金を用いて製造した
ガスタービン翼を、未コーティング状態で使用する場合
には、このガスタービン翼が起動停止に伴う熱サイクル
を受ける。この時、翼基材および保護皮膜には、熱膨張
係数の違いにより保護皮膜の剥離が生じやすいが、イッ
トリウム、ランタン、セリウムを添加することによって
保護皮膜の密着性が向上する。しかしながら、イットリ
ウム、ランタン、セリウムの過度の添加は、他の元素の
固溶限を低下させることになるため、これら元素の添加
量の上限として、イットリウムについては０．１％、ラ
ンタンについては０．１％、セリウムについては０．１
％以下と規定した。Yttrium (Y), lanthanum (La) and cerium (Ce) are elements for improving the adhesion of a protective oxide film formed on a nickel-based superalloy such as alumina and chromia. When a gas turbine blade manufactured using a nickel-base superalloy is used in an uncoated state, the gas turbine blade undergoes a heat cycle associated with startup and shutdown. At this time, the protective film is easily peeled off from the blade base material and the protective film due to a difference in thermal expansion coefficient. However, the adhesion of the protective film is improved by adding yttrium, lanthanum, and cerium. However, excessive addition of yttrium, lanthanum, and cerium lowers the solid solubility limit of other elements. Therefore, the upper limit of the addition amount of these elements is 0.1% for yttrium and 0.1% for lanthanum. 1%, 0.1% for cerium
% Or less.
【００３６】また、ニッケル基単結晶超合金の製造方法
は、ニッケル，コバルト，クロム，モリブデン，タング
ステン，アルミニウム，チタン，タンタル，レニウム，
ハフニウムおよびシリコンを含む原材料から請求項１な
いし３までのいずれかに記載の成分組成を有するニッケ
ル基単結晶超合金の素体を準備して、真空または不活性
ガス中１２８０℃から１３５０℃までの温度範囲で溶体
化熱処理を行った後、急冷し、１１００から１２００℃
までの温度範囲で１段時効熱処理を行った後、前記１段
時効熱処理よりも低温で２段時効熱処理を施してニッケ
ル基単結晶超合金を得る。The method for producing a nickel-based single crystal superalloy includes nickel, cobalt, chromium, molybdenum, tungsten, aluminum, titanium, tantalum, rhenium,
A nickel-based single crystal superalloy having a component composition according to any one of claims 1 to 3 is prepared from a raw material containing hafnium and silicon and is heated in a vacuum or an inert gas at a temperature of 1280 ° C to 1350 ° C. After the solution heat treatment in the temperature range, it is quenched and then cooled to 1100 to 1200 ° C.
After performing the one-step aging heat treatment in the temperature range up to, the two-step aging heat treatment is performed at a lower temperature than the one-step aging heat treatment to obtain a nickel-based single crystal superalloy.
【００３７】また、溶体化熱処理前に、溶体化熱処理を
行う際の温度に対して２０℃から４０℃の低温で、多段
階のステップを有する熱処理および一段のステップを有
する熱処理を行っても良い。本発明の合金ではニッケル
合金中での拡散速度が遅いレニウム添加量を３％以下と
抑えており、１段の予備溶体化熱処理でも十分に高いク
リープ特性を得ることができる。Before the solution heat treatment, a heat treatment having multiple steps and a heat treatment having one step may be performed at a low temperature of 20 ° C. to 40 ° C. with respect to the temperature at which the solution heat treatment is performed. . In the alloy of the present invention, the amount of rhenium, which has a low diffusion rate in a nickel alloy, is suppressed to 3% or less, and sufficiently high creep characteristics can be obtained even in a single-stage pre-solution heat treatment.
【００３８】なお、本発明においては、溶体化熱処理時
間を１０時間以内とすることが望ましい。In the present invention, the solution heat treatment time is desirably within 10 hours.
【００３９】次に、ニッケル基単結晶超合金の合金特性
に与える製造プロセスの影響について述べる。Next, the effect of the manufacturing process on the alloy characteristics of the nickel-based single crystal superalloy will be described.
【００４０】本発明では、主にニッケルマトリックス中
にガンマプライム相を析出させることで合金を強化して
いる。具体的には、ガンマプライム相が、ニッケルマト
リックス中に立方体形状で均一に分散しており、かつ、
この立方体の１辺が０．２〜０．６μｍである場合に、
高温でのクリープ強度が最も強くなる。高温でクリープ
強度を向上させるために、鋳造時に析出した不均一形状
のガンマプライム相を一旦ニッケルマトリックス中に固
溶させた後、希望の形状および寸法に再析出させる必要
がある。このため合金をガンマプライム相の溶解温度以
上に加熱し、ガンマプライム相をニッケルマトリックス
中に溶解させる溶体化熱処理を行う。実際、ガンマ相の
溶解温度直下での溶体化熱処理によれば、ガンマプライ
ム相がニッケルマトリックスに固溶し、かつ組成の均一
化にかかる時間が少ないため工業的に有利となる。一
方、ニッケル基単結晶超合金をタービン動静翼に加工す
る際、翼植込部の機械加工、コーティング施工の際に翼
表面部をクリーニングするブラスト加工時に機械歪みが
生じる。ブラスト加工時に生じた機械歪みは、高温の熱
処理にて再結晶を生成させてクリープ強度を低下させ
る。以上より溶体化熱処理は再結晶を生じない最も高い
温度にて行うことが好ましい。しかしながら、導入され
る機械歪みの大きさには幅があり再結晶が生じる温度も
変化すること、また、本発明合金は、１３５０℃以上で
局部溶解が生じることから溶体化熱処理の温度範囲を１
２８０℃〜１３５０℃と規定した。In the present invention, the alloy is strengthened mainly by precipitating the gamma prime phase in the nickel matrix. Specifically, the gamma prime phase is uniformly dispersed in a cubic shape in the nickel matrix, and
When one side of this cube is 0.2 to 0.6 μm,
Highest creep strength at high temperatures. In order to improve the creep strength at a high temperature, it is necessary to once dissolve the gamma prime phase having a non-uniform shape precipitated during casting into a nickel matrix and then reprecipitate it into a desired shape and dimensions. For this purpose, the alloy is heated to a temperature equal to or higher than the melting temperature of the gamma prime phase, and a solution heat treatment for dissolving the gamma prime phase in the nickel matrix is performed. Actually, the solution heat treatment just below the melting temperature of the gamma phase is industrially advantageous because the gamma prime phase forms a solid solution in the nickel matrix and the time required for homogenizing the composition is short. On the other hand, when processing a nickel-base single crystal superalloy into a turbine rotor blade, mechanical distortion occurs during machining of the blade implanted portion and blasting for cleaning the blade surface during coating. The mechanical strain generated during the blast processing causes recrystallization by a high-temperature heat treatment and lowers the creep strength. As described above, the solution heat treatment is preferably performed at the highest temperature at which recrystallization does not occur. However, the magnitude of the mechanical strain to be introduced has a wide range and the temperature at which recrystallization occurs varies. Further, the alloy of the present invention causes a local melting at 1350 ° C. or higher, so that the temperature range of the solution heat treatment is set to 1
It was specified as 280 ° C to 1350 ° C.
【００４１】ガスタービン翼の１段時効熱処理温度は、
一般にコーティングの拡散熱処理を兼ねる場合が多い。
そのため、本発明ではコーティング施工性を考慮し１段
時効熱処理の温度を１１００℃〜１２００℃と規定し
た。さらに、好ましい１段時効処理温度は１１５０℃で
ある。The first-stage aging heat treatment temperature of the gas turbine blade is:
In general, the coating often serves also as a diffusion heat treatment.
Therefore, in the present invention, the temperature of the one-step aging heat treatment is specified to be 1100 ° C. to 1200 ° C. in consideration of coating workability. Further, the preferred one-stage aging treatment temperature is 1150 ° C.
【００４２】また、溶体化熱処理の際、温度を変化させ
て多段階の熱処理を施すことで、局部溶融を生じること
なく、より高温まで溶体化熱処理を行うことができる。
これにより合金組成を均一化し、矩形で寸法の揃ったガ
ンマプライム相を析出させることができるため、優れた
クリープ強度を有するニッケル基単結晶超合金を得るこ
とができる。In the solution heat treatment, the solution heat treatment can be performed at a higher temperature without causing local melting by performing multi-stage heat treatment while changing the temperature.
This makes it possible to homogenize the alloy composition and precipitate a gamma-prime phase having a rectangular and uniform size, so that a nickel-based single crystal superalloy having excellent creep strength can be obtained.
【００４３】なお、本発明では、ニッケル合金中での拡
散速度が遅いレニウム含有量を３％以下と抑えているた
め、１段の予備溶体化熱処理でも十分に高いクリープ特
性を得ることができる。In the present invention, since the rhenium content, which is low in the diffusion rate in the nickel alloy, is suppressed to 3% or less, sufficiently high creep characteristics can be obtained even in one-step pre-solution heat treatment.
【００４４】ニッケル基単結晶超合金の合金組成を均一
化するためには、添加元素の拡散をするため溶体化熱処
理を長時間施すことが望ましいが、一方で、熱処理時間
を長くするとコスト向上につながっていた。本発明で
は、Ｎｉ基合金中での拡散速度が遅いレニウムの含有量
を３％以下に抑えているため、１２８０℃から１３５０
℃の温度域での溶体化処理では１０時間以内の熱処理で
均一な組織を得ることができる。In order to make the alloy composition of the nickel-base single crystal superalloy uniform, it is desirable to perform a solution heat treatment for a long time in order to diffuse the additional elements. It was connected. In the present invention, since the content of rhenium having a low diffusion rate in the Ni-based alloy is suppressed to 3% or less, the content of rhenium from 1280 ° C. to 1350
In the solution treatment in the temperature range of ° C., a uniform structure can be obtained by heat treatment within 10 hours.
【００４５】さらに、本発明の成分組成を有するニッケ
ル基単結晶超合金によりガスタービン高温部品を構成す
ると良い。Further, it is preferable that the gas turbine high-temperature component is made of a nickel-based single crystal superalloy having the composition of the present invention.
【００４６】また、本発明のニッケル基単結晶超合金の
製造方法により作製されたニッケル基単結晶超合金によ
りガスタービン高温部品を構成すると良い。Further, it is preferable that a high temperature component of a gas turbine be constituted by a nickel-based single crystal superalloy produced by the method for producing a nickel-based single crystal superalloy of the present invention.
【００４７】[0047]
【発明の実施形態】以下、本発明の実施形態について、
図１〜図４および表１〜表８を用いて、具体的に説明す
る。Hereinafter, embodiments of the present invention will be described.
This will be specifically described with reference to FIGS. 1 to 4 and Tables 1 to 8.
【００４８】第１実施形態（図１〜図３，表１〜表５） 本実施形態では、表１に示す試料Ｎｏ．１から試料Ｎ
ｏ．３２までの実施例、比較例および従来例の合金を用
いて、本発明の合金組成範囲にある実施例のニッケル基
単結晶超合金が優れたクリープ強度および組織安定性を
有し、かつ、従来合金と同等の耐高温腐食性を有するこ
とを確認した。 First Embodiment (FIGS. 1 to 3 and Tables 1 to 5) In this embodiment, sample Nos. Shown in Table 1 are used. 1 to sample N
o. Using the alloys of Examples, Comparative Examples and Conventional Examples up to 32, the nickel-based single crystal superalloys of Examples within the alloy composition range of the present invention have excellent creep strength and microstructure stability, and It has been confirmed that the alloy has high-temperature corrosion resistance equivalent to that of the alloy.
【００４９】[0049]
【表１】 [Table 1]
【００５０】実施例（試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１７） 本実施例では、表１に示すＮｏ．１ないしＮｏ．１７の
試料を用いた。 Example (Sample Nos. 1 to 17) In this example, the sample Nos. 1 to No. 1 Seventeen samples were used.
【００５１】試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１４は、重量％
で、４．０％以上１１．０％以下のコバルト、３．５％
以上５．０％未満のクロム、０．５％以上３．０％以下
のモリブデン、７．０％以上１０．０％以下のタングス
テン、４．５％以上６．０％以下のアルミニウム、０．
１％以上２．０％以下のチタン、５．０％以上８．０％
以下のタンタル、１．０％以上３．０％以下のレニウ
ム、０．０１％以上０．５％以下のハフニウムおよび
０．０１％以上０．１％以下のシリコンを含有してお
り、残部がＮｉおよび不可避的不純物から成る。また、
レニウムおよびクロムの含有量の総和は４．０％以上で
あり、クロム，モリブデン，タングステンおよびレニウ
ムの含有量の総和が１８．０％以下となっている。Sample No. No. 1 to No. 1 14 is weight%
With 4.0% or more and 11.0% or less of cobalt, 3.5%
Not less than 5.0% chromium, 0.5% or more and 3.0% or less molybdenum, 7.0% or more and 10.0% or less tungsten; 4.5% or more and 6.0% or less aluminum;
1% to 2.0% titanium, 5.0% to 8.0%
Contains the following tantalum, 1.0% or more and 3.0% or less of rhenium, 0.01% or more and 0.5% or less of hafnium, and 0.01% or more and 0.1% or less of silicon, with the balance being It consists of Ni and unavoidable impurities. Also,
The total content of rhenium and chromium is 4.0% or more, and the total content of chromium, molybdenum, tungsten and rhenium is 18.0% or less.
【００５２】試料Ｎｏ．１５、１６および１７は、試料
Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１４のものに、それぞれ１％以下
のバナジウムを加えたもの、２．０％以下のニオブを加
えたもの、および２％以下のルテニウムを加えたもので
ある。Sample No. Sample Nos. 15, 16 and 17 are sample Nos. No. 1 to No. 1 14 to which 1% or less of vanadium was added, 2.0% or less of niobium was added, and 2% or less of ruthenium was added.
【００５３】比較例（試料Ｎｏ．１８〜試料Ｎｏ．３
２） 本比較例では、Ｎｏ．１８ないしＮｏ．３２の試料を用
いたものであり、表１に示すように、本発明の合金成分
範囲から外れている。 Comparative Example (Sample Nos. 18 to 3)
2) In this comparative example, no. 18 to No. As shown in Table 1, these samples were out of the range of the alloy components of the present invention.
【００５４】従来例（試料Ｎｏ．３３） 本従来例では、第２世代単結晶合金であるＣＭＳＸ−４
を用い、これを試料Ｎｏ．２７とした。具体的には、重
量％で、コバルト：９．０％、クロム：６．５％、モリ
ブデン：０．６％、タングステン：６．０％、アルミニ
ウム：５．６％、チタン：１．０％、タンタル：６．５
％、レニウム：３．０％、ハフニウム：０．１％を含有
し、残部がニッケルおよび不可避的不純物から成る。 Conventional Example (Sample No. 33) In this conventional example, CMSX-4 which is a second generation single crystal alloy was used.
This was used as a sample No. 27. Specifically, in weight%, cobalt: 9.0%, chromium: 6.5%, molybdenum: 0.6%, tungsten: 6.0%, aluminum: 5.6%, titanium: 1.0% , Tantalum: 6.5
%, Rhenium: 3.0%, hafnium: 0.1%, with the balance being nickel and unavoidable impurities.
【００５５】上記実施例、比較例の成分組成を有する合
金について、あらかじめ表１に示す成分組成になるよう
に、原材料を適切な割合に調整したメルティングストッ
クを作製した。つづいてこのメルティングストックを原
料として引き抜き法により丸棒形状の単結晶試験片を作
製した。また、従来例については表１に示した合金組成
を有するマスターメタルを購入し、実施例、比較例と同
様に引き抜き法により丸棒形状の単結晶試験片を作製し
た。With respect to the alloys having the component compositions of the above Examples and Comparative Examples, a melting stock was prepared in which the raw materials were adjusted to an appropriate ratio in advance so that the component compositions shown in Table 1 were obtained. Subsequently, a single crystal test piece in the shape of a round bar was produced by a drawing method using this melting stock as a raw material. Further, for the conventional example, a master metal having the alloy composition shown in Table 1 was purchased, and a round bar-shaped single crystal test piece was produced by a drawing method in the same manner as in Examples and Comparative Examples.
【００５６】次に、試料Ｎｏ．１ないし試料Ｎｏ．３３
の各単結晶試験片に対して、塩酸および過酸化水素水の
混合液にてエッチングを行い、試験片全体が単結晶化し
ていること、ならびに成長方向が引き抜き方向に対して
１０°以内になっていることを目視により確認した後、
図１に示すシーケンスに従い熱処理を行った。Next, the sample No. 1 to Sample No. 33
Each single crystal test piece was etched with a mixed solution of hydrochloric acid and hydrogen peroxide solution, and the whole test piece was single crystallized, and the growth direction was within 10 ° with respect to the drawing direction. After visually confirming that
Heat treatment was performed according to the sequence shown in FIG.
【００５７】図１は、実施例および比較例の熱処理シー
ケンスを示す図である。FIG. 1 is a diagram showing a heat treatment sequence of the example and the comparative example.
【００５８】図１に示すように、まず、実施例および比
較例の試料Ｎｏ．１ないし試料Ｎｏ．３２の各試験片に
ついて、局部溶解を防止するため１３００℃で予備溶体
化熱処理を１時間行った後、各合金のガンマプライム相
の溶解温度以上かつガンマ相の融点以下である１３２０
℃で５時間、溶体化熱処理を行った。As shown in FIG. 1, first, the sample Nos. Of the Examples and Comparative Examples were used. 1 to Sample No. After performing a pre-solution heat treatment at 1300 ° C. for 1 hour on each of the 32 test pieces to prevent local melting, the temperature is equal to or higher than the melting temperature of the gamma prime phase of each alloy and equal to or lower than the melting point of the gamma phase.
A solution heat treatment was performed at 5 ° C. for 5 hours.
【００５９】溶体化熱処理後、室温まで各試験片を空冷
し、ガンマプライム相の析出を目的とした１段時効熱処
理を１１５０℃で４時間行い、つづいてガンマプライム
相の安定化を目的とした２段時効熱処理を８７０℃で２
０時間行った。After the solution heat treatment, each test piece was air-cooled to room temperature, subjected to a one-stage aging heat treatment at 1150 ° C. for 4 hours for the purpose of precipitating the gamma prime phase, and subsequently for the purpose of stabilizing the gamma prime phase. Two-stage aging heat treatment at 870 ° C
Performed for 0 hours.
【００６０】上記熱処理後、試験片に加工し、クリープ
破断試験、高温腐食試験および高温酸化試験を兼ねて時
効試験を行った。After the heat treatment, the test piece was processed into a test piece, and an aging test was performed together with a creep rupture test, a high temperature corrosion test and a high temperature oxidation test.
【００６１】なお、クリープ破断試験は、大気雰囲気
中、温度１１００℃、応力１３７ＭＰａの条件下で試験
を行い、クリープ破断寿命（ｈ）、伸び（％）および絞
り（％）を測定した。高温腐食試験は、７５％硫酸ナト
リウム＋２５％塩化ナトリウムの組成を有する温度９０
０℃に加熱した溶融塩中に試験片を２０時間浸漬した
後、脱スケールを行い、腐食による質量減少量を測定し
て質量減少量を腐食浸食量（ｍｍ）に換算して示した。
また、高温酸化試験結果は、９５０℃、１０００時間後
に断面組織の観察を行い、酸化皮膜が脱落していない箇
所の酸化皮膜厚さを計測したものであり、高温時効試験
は、９５０℃、１０００時間後における断面組織を観察
して、５％以上のＴＣＰ相析出の有無を確認したもので
ある。これらの結果を表２〜表５および図２および図３
に示す。The creep rupture test was carried out in an air atmosphere under the conditions of a temperature of 1100 ° C. and a stress of 137 MPa, and the creep rupture life (h), elongation (%) and drawing (%) were measured. The hot corrosion test was performed at a temperature of 90% with a composition of 75% sodium sulfate + 25% sodium chloride.
After the test piece was immersed in the molten salt heated to 0 ° C. for 20 hours, descaling was performed, and the weight loss due to corrosion was measured. The weight loss was converted to the corrosion erosion (mm).
The results of the high-temperature oxidation test were obtained by observing the cross-sectional structure after 1000 hours at 950 ° C., and measuring the thickness of the oxide film at a portion where the oxide film did not fall off. The cross-sectional structure after time was observed to confirm the presence or absence of 5% or more of TCP phase precipitation. These results are shown in Tables 2 to 5 and FIGS.
Shown in
【００６２】表２は、実施例、比較例および従来例につ
いてのクリープ破断試験結果を示す表である。Table 2 is a table showing the results of creep rupture tests for Examples, Comparative Examples and Conventional Examples.
【００６３】[0063]
【表２】 [Table 2]
【００６４】表２に示すように、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．
１７の実施例は、１１００℃、１３７ＭＰａでのクリー
プ破断寿命が７１．８〜３７４．２時間と長時間となっ
ており、従来例であるＣＭＳＸ−４に対し良好なクリー
プ特性を示した。すなわち、本発明の成分組成範囲を有
する実施例は、ラフト化による強化と同時にシリコンを
含有したことでクリープ破壊の起点となる酸化皮膜のク
ラック形成が抑制されたためであると考えられる。As shown in Table 2, the sample No. 1 to No.
In Example 17, the creep rupture life at 1100 ° C. and 137 MPa was as long as 71.8 to 374.2 hours, and showed good creep characteristics with respect to the conventional CMSX-4. That is, it is considered that the examples having the component composition range of the present invention were because the silicon was contained at the same time as the reinforcement by the raft formation, thereby suppressing the formation of cracks in the oxide film, which is the starting point of creep rupture.
【００６５】一方、比較例の試料Ｎｏ．１８では、クロ
ムおよびレニウムを過剰に含有させており、試料Ｎｏ．
２０では、クロム，モリブデン，タングステン，レニウ
ムの総含有量を過剰に含有させたため、レニウム，モリ
ブデン，タングステンを主成分とするＴＣＰ相が析出し
クリープ破断寿命が低下していた。さらに、比較例の試
料Ｎｏ．２６では、各元素単独の組成は本発明の組成範
囲内にあるが、レニウム，モリブデン，タングステン、
クロムの含有量の総和が重量％で１８．９％と本発明の
範囲内を超えており、ニッケルマトリックスの固溶限を
超えたためＴＣＰ相が析出しクリープ破断寿命が低下し
ていた。On the other hand, Sample No. In Sample No. 18, chromium and rhenium were excessively contained.
In No. 20, since the total content of chromium, molybdenum, tungsten, and rhenium was excessively contained, a TCP phase mainly composed of rhenium, molybdenum, and tungsten was precipitated, and the creep rupture life was reduced. Furthermore, the sample No. In 26, although the composition of each element alone is within the composition range of the present invention, rhenium, molybdenum, tungsten,
The total content of chromium was 18.9% by weight, which was beyond the range of the present invention, and exceeded the solid solubility limit of the nickel matrix, so that the TCP phase was precipitated and the creep rupture life was reduced.
【００６６】一方、比較例の試料Ｎｏ．１９，試料Ｎ
ｏ．２２および試料Ｎｏ．２３に示すように、本発明の
合金組成範囲よりも元素含有量が少ない場合には、レニ
ウム、モリブデンおよびタングステンなどの固溶強化が
有効に作用せず、また、試料Ｎｏ．２５のようにアルミ
およびタンタルの含有量が少ない場合は、ガンマプライ
ム相による析出強化が有効に作用せず、従来合金以下の
強度となった。On the other hand, Sample No. 19. Sample N
o. 22 and sample no. As shown in FIG. 23, when the element content is smaller than the alloy composition range of the present invention, solid solution strengthening of rhenium, molybdenum, tungsten, and the like does not work effectively. When the contents of aluminum and tantalum are small as in No. 25, precipitation strengthening by the gamma prime phase did not work effectively, and the strength was lower than that of the conventional alloy.
【００６７】表３は、実施例、比較例および従来例につ
いての高温腐食試験結果を示す表である。Table 3 is a table showing the results of the high-temperature corrosion test for the examples, comparative examples and conventional examples.
【００６８】[0068]
【表３】 [Table 3]
【００６９】表３に示すように、実施例はいずれも腐食
浸食量が０．４ｍｍ以下と良好な耐食性を示すのに対し
て、クロムの含有量が３．５％以下の試料Ｎｏ．２２お
よび試料Ｎｏ．２３の合金は、腐食浸食量が４ｍｍ以上
となっており、３．５％以上のクロムを含有させた試料
と比較して腐食浸食量が大きく耐高温腐食性の劣る結果
となった。As shown in Table 3, all of the examples show good corrosion resistance with a corrosion erosion amount of 0.4 mm or less, whereas Sample No. 3 having a chromium content of 3.5% or less. 22 and sample no. The alloy No. 23 had a corrosion erosion amount of 4 mm or more, and resulted in a large corrosion erosion amount and inferior high-temperature corrosion resistance as compared with a sample containing 3.5% or more of chromium.
【００７０】表４は、実施例、比較例および従来例につ
いての高温酸化試験結果を示す表である。Table 4 is a table showing the results of high-temperature oxidation tests on Examples, Comparative Examples and Conventional Examples.
【００７１】[0071]
【表４】 [Table 4]
【００７２】表４に示すように、アルミの含有量を５％
以上とし、かつシリコンを含有させた実施例の試料は、
酸化皮膜厚さが５〜８μｍとなっており、シリコンを添
加していない比較例の試料Ｎｏ．２７および試料Ｎｏ．
２８と比較して良好な耐酸化性を示した。As shown in Table 4, the content of aluminum was 5%
The above, and the sample of the embodiment containing silicon,
The oxide film thickness was 5 to 8 μm and the sample No. of the comparative example to which no silicon was added. 27 and sample no.
It showed better oxidation resistance than that of No. 28.
【００７３】表５は、実施例、比較例および従来例につ
いての高温時効試験後の組織安定性評価結果を示す表で
ある。なお、図２は、実施例の試料の断面組織を示す写
真であり、図３は、比較例の試料の断面組織を示す写真
である。Table 5 is a table showing the results of evaluation of the structural stability of the examples, comparative examples and conventional examples after the high-temperature aging test. FIG. 2 is a photograph showing the cross-sectional structure of the sample of the example, and FIG. 3 is a photograph showing the cross-sectional structure of the sample of the comparative example.
【００７４】[0074]
【表５】 [Table 5]
【００７５】表５に示すように、実施例は、１０００時
間保持後においても５％以上のＴＣＰ相の析出がみられ
ず、図２に代表的に示されるように、ニッケルマトリッ
クス中に矩形のガンマプライム相のみが析出した良好な
組織となっていた。一方、比較例は、ＴＣＰ相の析出が
みられ、また、図３に代表的に示されるように、板状ま
たは針状のＴＣＰ相が生成しており、組織安定性を悪化
させていることが判明した。As shown in Table 5, in Example, no precipitation of 5% or more of the TCP phase was observed even after holding for 1000 hours, and as shown in FIG. Only the gamma prime phase had a good structure precipitated. On the other hand, in the comparative example, the precipitation of the TCP phase was observed, and as shown typically in FIG. 3, a plate-like or needle-like TCP phase was generated, deteriorating the tissue stability. There was found.
【００７６】従って、本実施形態によれば、本発明の組
成範囲内とすることで、高温環境下でのクリープ強度お
よび組織安定性を向上させたニッケル基単結晶超合金を
得ることができる。Therefore, according to the present embodiment, a nickel-based single crystal superalloy having improved creep strength and structure stability under a high temperature environment can be obtained by setting the composition within the range of the present invention.
【００７７】第２実施形態（図４，表６〜表８） 本実施形態では、本発明のニッケル基単結晶超合金の製
造方法により作製したニッケル基単結晶超合金が優れた
クリープ強度を有することを確認した。 Second Embodiment (FIG. 4, Tables 6 to 8) In this embodiment, a nickel-based single-crystal superalloy produced by the method for producing a nickel-based single-crystal superalloy of the present invention has excellent creep strength. It was confirmed.
【００７８】原料となるメルティングストックは、表１
に示す試料Ｎｏ．１の合金組成を目標とし、４０ｋｇ作
製した。表６に合金組成の分析結果を示す。The melting stock used as a raw material is shown in Table 1.
Sample No. shown in FIG. 40 kg was produced with the aim of the alloy composition of No. 1. Table 6 shows the analysis results of the alloy composition.
【００７９】[0079]
【表６】 [Table 6]
【００８０】表６に示すように、メルティングストック
は、重量％で、コバルト：７．８％、クロム：４．９
％、モリブデン：１．９％、タングステン：８．７％、
アルミニウム：５．３％、チタン：０．５％、タンタ
ル：６．４％、レニウム：２．４％、ハフニウム：０．
１％、シリコン：０．０１％を含有し、残部がニッケル
および不可避的不純物から成る。As shown in Table 6, the melting stock was 7.8% cobalt and 4.9% chromium by weight.
%, Molybdenum: 1.9%, tungsten: 8.7%,
Aluminum: 5.3%, Titanium: 0.5%, Tantalum: 6.4%, Rhenium: 2.4%, Hafnium: 0.2%
1%, silicon: 0.01%, with the balance being nickel and unavoidable impurities.
【００８１】上記メルティングストックを用いて、引抜
き法により丸棒形状の単結晶試験片を作製した。各試験
片に、塩酸および過酸化水素水の混合液にてエッチング
を行い、試験片全体が単結晶化していること、ならびに
成長方向が引き抜き方向に対して１０°以内になってい
ることを目視により確認した。Using the above-mentioned melting stock, a round bar-shaped single crystal test piece was prepared by a drawing method. Each test piece was etched with a mixed solution of hydrochloric acid and hydrogen peroxide solution, and it was visually confirmed that the entire test piece was single-crystallized and that the growth direction was within 10 ° with respect to the drawing direction. Confirmed by
【００８２】その後、各試験片に図４に示す手順により
熱処理を施した。実施例および比較例の各熱処理条件
は、表７に示す条件を用いた。Thereafter, each test piece was subjected to a heat treatment according to the procedure shown in FIG. The conditions shown in Table 7 were used as the heat treatment conditions in the examples and comparative examples.
【００８３】[0083]
【表７】 [Table 7]
【００８４】表７に示すように、実施例の試料Ｎｏ．３
４ないし試料Ｎｏ．４０は、溶体化熱処理を１２８０℃
ないし１３５０℃の温度、１段時効熱処理を１１００℃
ないし１２００℃の温度として本発明の範囲内としたも
のであり、上記試料の中でも試料Ｎｏ．２８ないし試料
Ｎｏ．４１は、溶体化熱処理に先立ち予備溶体化熱処理
を溶体化温度に対し２０℃〜６０℃低い温度により行っ
たものである。一方、比較例の試料Ｎｏ．４３ないし試
料Ｎｏ．４６は、熱処理条件を本発明の温度範囲外とし
たものである。As shown in Table 7, the sample Nos. 3
4 to sample no. 40 is a solution heat treatment at 1280 ° C.
Temperature of 1350 ° C to 1100 ° C for one-step aging heat treatment
To 1200 ° C. within the range of the present invention. 28 to sample no. Reference numeral 41 denotes a preliminary solution heat treatment performed at a temperature 20 ° C. to 60 ° C. lower than the solution heat before the solution heat treatment. On the other hand, the sample No. 43 to sample no. Reference numeral 46 designates the heat treatment conditions outside the temperature range of the present invention.
【００８５】上記試料Ｎｏ．３４ないし試料Ｎｏ．４６
の各試験片に熱処理を施した後、大気雰囲気中、温度１
１００℃、応力１３７ＭＰａの条件下でクリープ破断試
験を行いクリープ破断寿命（ｈ）を測定した。なお、試
験条件は第１実施形態と同様とした。その結果を表８に
示す。The above sample No. 34 to sample no. 46
After heat-treating each of the test pieces in
A creep rupture test was performed under the conditions of 100 ° C. and a stress of 137 MPa, and a creep rupture life (h) was measured. The test conditions were the same as in the first embodiment. Table 8 shows the results.
【００８６】[0086]
【表８】 [Table 8]
【００８７】表８に示すように、１２８０℃〜１３４０
℃の温度域にて溶体化熱処理を行った実施例の試料Ｎ
ｏ．３４ないしＮｏ．４２は、クリープ破断寿命が長
く、良好なクリープ破断特性を示した。一方、１２８０
℃以下の溶体化熱処理を施した比較例の試料Ｎｏ．４３
は、合金中の元素の偏析ならびにガンマプライム相のニ
ッケルマトリックスへの溶解が十分でなく、ガンマプラ
イム相が強度向上に有効な形状となり得なかったため、
クリープ破断寿命が低下した。また、溶体化熱処理の温
度を１３５０℃以上とした比較例の試料Ｎｏ．４４は、
ニッケルマトリックスに対し融点の低いガンマ−ガンマ
プライム共晶が局部溶解して生じたポロシティが破壊の
起点となることから、クリープ破断寿命が低下した。さ
らに、溶体化熱処理温度は本発明の範囲内としたが、１
段時効熱処理温度を９００℃とした試料Ｎｏ．４５は、
ガンマプライム析出量が少なく、１２５０℃とした試料
Ｎｏ．４６はガンマプライム相が粗大化することにより
クリープ破断寿命が低下した。As shown in Table 8, 1280 ° C. to 1340
Specimen N of Example in which solution heat treatment was performed in a temperature range of
o. 34 to No. No. 42 had a long creep rupture life and exhibited good creep rupture characteristics. On the other hand, 1280
Sample No. of the comparative example subjected to a solution heat treatment at a temperature of not more than 100 ° C. 43
The segregation of the elements in the alloy and the dissolution of the gamma prime phase in the nickel matrix were not sufficient, and the gamma prime phase could not be in a shape effective for improving the strength,
Creep rupture life decreased. The sample No. of the comparative example in which the temperature of the solution heat treatment was 1350 ° C. or higher. 44 is
Since the porosity generated by local melting of the gamma-gamma prime eutectic having a low melting point with respect to the nickel matrix becomes the starting point of fracture, the creep rupture life was reduced. Furthermore, the solution heat treatment temperature was within the range of the present invention,
Sample No. in which the step aging heat treatment temperature was 900 ° C. 45 is
Sample No. 1 with a small amount of gamma prime precipitation and 1250 ° C. In No. 46, the creep rupture life decreased due to the coarsening of the gamma prime phase.
【００８８】従って、本実施形態によれば、熱処理条件
を本発明の範囲内とすることで、優れたクリープ破断寿
命を得ることができる。Therefore, according to the present embodiment, an excellent creep rupture life can be obtained by setting the heat treatment conditions within the range of the present invention.
【００８９】第３実施形態（図５，表９） 本実施形態では、本発明の組成範囲内の合金組成および
熱処理条件とした製造方法により作製したＮｉ基単結晶
超合金が、９００℃から１１００℃の温度域、９８ＭＰ
ａから３９２ＭＰａの応力域においても優れたクリープ
強度を有することを確認した。 Third Embodiment (FIG. 5 and Table 9) In this embodiment, a Ni-based single crystal superalloy manufactured by a manufacturing method with an alloy composition and heat treatment conditions within the composition range of the present invention is used at 900 ° C. to 1100 ° C. ℃ temperature range, 98MP
It was confirmed that the material had excellent creep strength even in the stress range from a to 392 MPa.
【００９０】本実施形態では、第２実施形態の実施例の
メルティングストックを使用して、引抜き法により直径
９ｍｍ×１００ｍｍの単結晶丸棒試験片を作製した。試
験片は塩酸および過酸化水素水の混合液にてエッチング
を行い、試験片全体が単結晶化していること、ならびに
成長方向が引き抜き方向に対して１０°以内になってい
ることを目視により確認した。In the present embodiment, a single crystal round bar test piece having a diameter of 9 mm × 100 mm was produced by a drawing method using the melting stock of the example of the second embodiment. The test piece was etched with a mixed solution of hydrochloric acid and hydrogen peroxide solution, and it was visually confirmed that the entire test piece was single-crystallized and that the growth direction was within 10 ° of the drawing direction. did.
【００９１】その後、試験片に１３００℃の温度で１時
間予備溶体化熱処理を施した後、続けて１３２０℃の温
度で５時間の溶体化熱処理を施した。その後、１１５０
℃の温度で４時間の１段時効熱処理を施し、８７０℃の
温度で２０時間の２段時効熱処理を施した。Thereafter, the test piece was subjected to a pre-solution heat treatment at a temperature of 1300 ° C. for 1 hour, followed by a solution heat treatment at a temperature of 1320 ° C. for 5 hours. Then 1150
The first-stage aging heat treatment was performed at a temperature of 870C for 4 hours, and the two-stage aging heat treatment was performed at a temperature of 870C for 20 hours.
【００９２】上記熱処理後、クリープ試験を行った。な
おクリープ試験条件は、表９に示す条件を用いて試験条
件を種々変えて、試料Ｎｏ．４７ないし試料Ｎｏ．５２
としたものである。これらの結果を表９および図５に示
す。After the heat treatment, a creep test was performed. For the creep test conditions, the test conditions were variously changed using the conditions shown in Table 9 and the sample No. 47 to sample no. 52
It is what it was. These results are shown in Table 9 and FIG.
【００９３】[0093]
【表９】 [Table 9]
【００９４】なお、“ＤＳ ＡＮＤ ＳＸ ＳＵＰＥＲ
ＡＬＬＯＹＳ ＦＯＲ ＩＮＤＵＳＴＲＩＡＬ ＧＡＳ
ＴＵＲＢＩＮＥＳ；Ｇ．Ｌ．Ｅｒｉｃｋｓｏｎ ａｎ
ｄＫ．Ｈａｒｒｉｓ：Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｆｏｒ Ａ
ｄｖａｎｃｅｄ Ｐｏｗｅｒ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ
１９９４”に記載されているＣＭＳＸ−４のクリープデ
ータを従来例とした。そのデータを図５に併記した。な
お、図５の横軸には、温度と時間のパラメータであるラ
ーソンミラパラメータ（ＬＭＰ）を示し、縦軸には応力
を示す。Note that "DS AND SX SUPER
ALLOYS FOR INDUSTRIAL GAS
TURBINES; L. Erickson an
dK. Harris: Materials for A
advanced Power Engineering
The creep data of CMSX-4 described in "1994" is taken as a conventional example. The data is also shown in FIG. 5. The horizontal axis of FIG. 5 shows the Larson Mira parameter (LMP) which is a parameter of temperature and time. ), And the vertical axis indicates stress.
【００９５】図５に示すように、クリープ試験条件が９
００℃以上の温度かつ２００ＭＰａ以下の応力域におい
ては、実施例は従来例のＣＭＳＸ−４よりもクリープ破
断寿命が向上していた。As shown in FIG. 5, the creep test condition was 9
In a temperature range of 00 ° C. or more and a stress range of 200 MPa or less, the creep rupture life of the example was improved as compared with the conventional CMSX-4.
【００９６】従って、本実施形態によれば、９００℃以
下の温度、２００ＭＰａ以上の応力においてはＣＭＳＸ
−４とほぼ同等のクリープ強度を示すが、９００℃以上
の温度かつ２００ＭＰａ以下の応力域においては、第２
世代の単結晶合金よりもクリープ破断寿命が向上してお
り、従来合金よりも一層優れた特性を有するＮｉ基単結
晶超合金を得られることが判明した。Therefore, according to this embodiment, at a temperature of 900 ° C. or less and a stress of 200 MPa or more, CMSX
-4, but at a temperature of 900 ° C. or more and a stress range of 200 MPa or less,
It has been found that the creep rupture life is improved as compared with the single crystal alloy of the next generation, and that a Ni-based single crystal superalloy having more excellent characteristics than the conventional alloy can be obtained.
【００９７】第４実施形態（表１０，表１１） 本実施形態は、コバルト、クロム、モリブデン、タング
ステン、アルミニウム、チタン、タンタル、レニウム、
ハフニウムおよびシリコンに加え、イットリウム，ラン
タンおよびセリウムのいずれかを含有し、かつ残部がニ
ッケルおよび不可避的不純物からなるＮｉ基単結晶超合
金についてのものである。原料としては、表６に示した
メルティングストックに、イットリウム、ランタンおよ
びセリウムのいずれかを添加したものを適用した。 Fourth Embodiment (Tables 10 and 11) In this embodiment, cobalt, chromium, molybdenum, tungsten, aluminum, titanium, tantalum, rhenium,
This is for a Ni-based single crystal superalloy containing any one of yttrium, lanthanum and cerium in addition to hafnium and silicon, with the balance being nickel and unavoidable impurities. As a raw material, one obtained by adding any of yttrium, lanthanum, and cerium to the melting stock shown in Table 6 was applied.
【００９８】[0098]
【表１０】 [Table 10]
【００９９】表１０に、実施例および比較例の合金組成
を示している。実施例の試料Ｎｏ．５３は０．１％以下
のイットリウムを含有し、試料Ｎｏ．５４は０．１％以
下のランタンを含有し、試料Ｎｏ．５５は０．１％以下
のセリウムを含有する合金である。これに対し、比較例
のＮｏ．５６はイットリウム、ランタンおよびセリウム
のいずれも含まない合金である。比較例のＮｏ．５７〜
Ｎｏ．５９は、それぞれイットリウム、ランタンおよび
セリウムを過度に添加した合金である。Table 10 shows the alloy compositions of Examples and Comparative Examples. Sample No. of Example was used. Sample No. 53 contains 0.1% or less of yttrium, and sample no. Sample No. 54 contains 0.1% or less of lanthanum. 55 is an alloy containing 0.1% or less of cerium. On the other hand, in Comparative Example No. An alloy 56 does not contain any of yttrium, lanthanum and cerium. No. of the comparative example. 57 ~
No. Reference numeral 59 denotes an alloy to which yttrium, lanthanum and cerium are excessively added.
【０１００】実施例、比較例とも引抜き法により丸棒形
状の単結晶試験片を作製した。つづいて塩酸および過酸
化水素水の混合液にてエッチングを行い、試験片全体が
単結晶化していること、ならびに成長方向が引き抜き方
向に対して１０°以内になっていることを目視により確
認し、図１に示すシーケンスに従って熱処理を行った。In each of the examples and comparative examples, round bar-shaped single crystal test pieces were prepared by a drawing method. Subsequently, etching was performed with a mixed solution of hydrochloric acid and hydrogen peroxide solution, and it was visually confirmed that the entire test piece was single-crystallized and that the growth direction was within 10 ° with respect to the drawing direction. The heat treatment was performed according to the sequence shown in FIG.
【０１０１】高温酸化試験については、試験片をるつぼ
に入れて９５０℃で８時間加熱後、室温まで冷却するサ
イクルを３０回繰り返し、３０サイクルでの単位面積あ
たりの試験片および剥離スケールの質量を併せた酸化に
よる総質量変化量を測定した。In the high-temperature oxidation test, a cycle in which the test piece was placed in a crucible, heated at 950 ° C. for 8 hours, and cooled to room temperature was repeated 30 times, and the mass of the test piece and the peel scale per unit area in 30 cycles was determined. The total mass change due to the combined oxidation was measured.
【０１０２】[0102]
【表１１】 [Table 11]
【０１０３】表１１に実施例、比較例および従来例につ
いての合金の高温酸化試験結果を示す。これより、イッ
トリウム、ランタンまたはセリウムを本発明の範囲内で
添加したＮｏ．５３，５４，５５の酸化質量増加量は
０．７６１〜０．８９８ｍｇ／ｃｍ２と少ない結果とな
り、イットリウム、ランタン、セリウムを添加していな
い比較例Ｎｏ．５６や過剰に添加した比較例Ｎｏ．５
７，Ｎｏ．５８，Ｎｏ．５９に対して良好な耐酸化特性
を示した。Table 11 shows the results of the high-temperature oxidation test of the alloys in Examples, Comparative Examples and Conventional Examples. From the results, it was found that No. 1 containing yttrium, lanthanum or cerium within the scope of the present invention. The increase in the oxidized mass of Comparative Examples Nos. 53, 54, and 55 was as small as 0.761 to 0.898 mg / cm 2, and yttrium, lanthanum, and cerium were not added. No. 56 or Comparative Example No. 5
7, No. 58, No. 59 showed good oxidation resistance.
【０１０４】第５実施形態（図６，表１２，表１３） 本実施形態は、コバルト、クロム、モリブデン、タング
ステン、アルミニウム、チタン、タンタル、レニウム、
ハフニウムおよびシリコンに加え、炭素、ホウ素および
ジルコニウムのいずれかを含有し、かつ残部がニッケル
および不可避的不純物からなるＮｉ基単結晶超合金につ
いてのものである。原料としては、表６に示したメルテ
ィングストックに、炭素、ホウ素およびジルコニウムの
いずれかを添加したものを適用した。 Fifth Embodiment (FIG. 6, Tables 12 and 13) This embodiment uses cobalt, chromium, molybdenum, tungsten, aluminum, titanium, tantalum, rhenium,
This is for a Ni-based single crystal superalloy containing any one of carbon, boron and zirconium in addition to hafnium and silicon, and the balance being nickel and unavoidable impurities. As a raw material, a material obtained by adding any of carbon, boron and zirconium to the melting stock shown in Table 6 was applied.
【０１０５】[0105]
【表１２】 [Table 12]
【０１０６】表１２に、実施例および比較例の合金組成
を示している。実施例の試料Ｎｏ．６０は０．１％以下
の炭素を含有し、試料Ｎｏ．６１は０．０５％以下のホ
ウ素を含有し、試料Ｎｏ．６２は０．１％以下のジルコ
ニウムを含有する合金である。これに対し、比較例のＮ
ｏ．６３は炭素、ホウ素およびジルコニウムのいずれも
含まない合金である。Table 12 shows alloy compositions of Examples and Comparative Examples. Sample No. of Example was used. Sample No. 60 contains 0.1% or less of carbon. Sample No. 61 contains 0.05% or less of boron, and 62 is an alloy containing 0.1% or less of zirconium. On the other hand, N
o. 63 is an alloy containing neither carbon, boron nor zirconium.
【０１０７】実施例、比較例とも引抜き法により丸棒形
状の単結晶試験片を作製した。つづいて塩酸および過酸
化水素水の混合液にてエッチングを行い、試験片にバイ
グレインが生成している試験材を選び、図６に示すシー
ケンスに従い熱処理を行った。その後、バイグレインの
部位がクリープ試験片のゲージ間に入るように試験片を
加工し、温度１１００℃、応力１３７ＭＰａの大気雰囲
気下でクリープ破断試験を行い、破断寿命および伸び，
絞りを測定した。In each of the examples and comparative examples, round rod-shaped single crystal test pieces were prepared by a drawing method. Subsequently, etching was performed with a mixed solution of hydrochloric acid and hydrogen peroxide solution, a test material in which a bigrain was generated in a test piece was selected, and heat treatment was performed according to the sequence shown in FIG. Thereafter, the test piece was processed so that the portion of the vigrain was located between the gauges of the creep test piece, and a creep rupture test was performed in an air atmosphere at a temperature of 1100 ° C. and a stress of 137 MPa, and the rupture life, elongation,
The aperture was measured.
【０１０８】[0108]
【表１３】 [Table 13]
【０１０９】表１３に試験結果を示している。この表１
３に示したように、炭素、ボロンまたはジルコニウムを
添加した実施例の試料Ｎｏ．６０，Ｎｏ．６１，Ｎｏ．
６２は、これらを添加していない比較例の試料Ｎｏ．６
３に対し、高いクリープ強度を有し、結晶粒界が強化さ
れていることが認められた。Table 13 shows the test results. This Table 1
As shown in FIG. 3, the sample No. 3 of the embodiment to which carbon, boron or zirconium was added. 60, no. 61, no.
Sample No. 62 of Comparative Example to which these were not added was used. 6
Comparative Example No. 3 was found to have high creep strength and strengthened crystal grain boundaries.
【０１１０】以上の結果から、本実施形態によれば、炭
素、ホウ素またはジルコニウムを添加することにより、
単結晶超合金に欠陥として生成する双晶、高傾角粒界の
粒界強度の向上に有効であることが確認できた。From the above results, according to the present embodiment, by adding carbon, boron or zirconium,
It was confirmed that it is effective in improving the grain boundary strength of twins and high-angle grain boundaries generated as defects in the single crystal superalloy.
【０１１１】[0111]
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係るＮｉ
基単結晶超合金およびその製造方法によれば、優れた高
温強度および組織安定性が得られる。また、Ｎｉ基単結
晶超合金をガスタービン動翼および静翼などに適用する
ことにより、ガスタービンの効率向上に大きく寄与でき
るガスタービン部品を得られる。As described above, the Ni according to the present invention is
According to the base single crystal superalloy and the method for producing the same, excellent high-temperature strength and structure stability can be obtained. Further, by applying a Ni-based single crystal superalloy to a gas turbine rotor blade, a stationary blade, and the like, it is possible to obtain a gas turbine component that can greatly contribute to improving the efficiency of the gas turbine.
【図１】本発明の第１実施形態における、実施例および
比較例の熱処理シーケンスを示す図。FIG. 1 is a diagram showing a heat treatment sequence of an example and a comparative example in the first embodiment of the present invention.
【図２】高温時効試験後における、実施例の合金の断面
組織を示す写真。FIG. 2 is a photograph showing a cross-sectional structure of an alloy of an example after a high-temperature aging test.
【図３】高温時効試験後における、比較例の合金の断面
組織を示す写真。FIG. 3 is a photograph showing a cross-sectional structure of an alloy of a comparative example after a high-temperature aging test.
【図４】本発明の第２実施形態における、熱処理シーケ
ンスを示す図。FIG. 4 is a view showing a heat treatment sequence in a second embodiment of the present invention.
【図５】本発明の第３実施形態における、実施例および
従来例のクリープ特性を比較する図。FIG. 5 is a diagram comparing the creep characteristics of an example and a conventional example in the third embodiment of the present invention.
【図６】本発明の第５実施形態における、実施例および
比較例の熱処理シーケンスを示す図。FIG. 6 is a view showing a heat treatment sequence of an example and a comparative example in the fifth embodiment of the present invention.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５０Ｄ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９３ ６９３Ａ (72)発明者 小泉 裕 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 独立 行政法人物質・材料研究機構内 (72)発明者 小林 敏治 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 独立 行政法人物質・材料研究機構内 (72)発明者 中澤 静夫 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 独立 行政法人物質・材料研究機構内 (72)発明者 原田 広史 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 独立 行政法人物質・材料研究機構内 (72)発明者 石渡 裕 神奈川県横浜市鶴見区末広町二丁目４番地 株式会社東芝京浜事業所内 (72)発明者 吉岡 洋明 神奈川県横浜市鶴見区末広町二丁目４番地 株式会社東芝京浜事業所内 Ｆターム(参考） 3G002 EA06 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on the front page (51) Int.Cl. 7 Identification symbol FI Theme coat ゛ (Reference) C22F 1/00 650 C22F 1/00 650D 691 691B 691C 693 693A (72) Inventor Hiroshi Koizumi Sengen, Tsukuba, Ibaraki 1-2-1 in the National Institute for Materials Science (72) Inventor Toshiharu Kobayashi 1-2-1 Sengen, Tsukuba-shi, Ibaraki Prefecture Independent National Institute for Materials Science (72) Shizuo Nakazawa Inventor Ibaraki 1-2-1, Sengen, Tsukuba, Japan Independent Administrative Institution, National Institute for Materials Science (72) Inventor Hirofumi Harada 1-2-1, Sengen, Tsukuba, Ibaraki, Japan Independent National Institute for Materials Science (72) Invention Person: Hiroshi Ishiwatari 2-4 Suehirocho, Tsurumi-ku, Yokohama-shi, Kanagawa 72) Inventor Hiroaki Yoshioka 2-4, Suehirocho, Tsurumi-ku, Yokohama-shi, Kanagawa Prefecture F-term in Toshiba Keihin Works (reference) 3G002 EA06
Claims (11)
のコバルト、３．５％以上５．０％未満のクロム、０．
５％以上３．０％以下のモリブデン、７．０％以上１
０．０％以下のタングステン、４．５％以上６．０％以
下のアルミニウム、０．１％以上２．０％以下のチタ
ン、５．０％以上８．０％以下のタンタル、１．０％以
上３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．５％以
下のハフニウム、０．０１％以上０．１％以下のシリコ
ンを含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物から
なり、レニウムおよびクロムの含有量の総和が４．０％
以上であり、かつ、レニウム，モリブデン，タングステ
ンおよびクロムの含有量の総和が１８．０％以下である
ことを特徴とするニッケル基単結晶超合金。1. Cobalt of 4.0% or more and 11.0% or less by weight, 3.5% or more and less than 5.0% of chromium, and 0.1% by weight.
Molybdenum of 5% or more and 3.0% or less, 7.0% or more and 1
0.0% or less tungsten, 4.5% or more and 6.0% or less aluminum, 0.1% or more and 2.0% or less titanium, 5.0% or more and 8.0% or less tantalum, 1.0% or less % Or more of rhenium, 0.01% or more and 0.5% or less of hafnium, 0.01% or more and 0.1% or less of silicon, and the balance consisting of nickel and unavoidable impurities. And the total content of chromium is 4.0%
A nickel-based single crystal superalloy, characterized in that the total content of rhenium, molybdenum, tungsten and chromium is 18.0% or less.
のコバルト、４．０％以上５．０％未満のクロム、１．
０％以上２．５％以下のモリブデン、８．０％以上９．
０％以下のタングステン、５．０％以上５．５％以下の
アルミニウム、０．１％以上１．０％以下のチタン、
６．０％以上７．０％以下のタンタル、２．０％以上
３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．５％以下
のハフニウム、０．０１％以上０．１％以下のシリコン
を含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物からな
り、レニウムおよびクロムの含有量の総和が４．０％以
上であり、かつ、レニウム，モリブデン，タングステン
およびクロムの含有量の総和が１８．０％以下であるこ
とを特徴とするニッケル基単結晶超合金。2. Cobalt of from 5.0% to 10.0% by weight, chromium of from 4.0% to less than 5.0% by weight,
Molybdenum of 0% or more and 2.5% or less, 8.0% or more and 9.
0% or less of tungsten, 5.0% or more and 5.5% or less of aluminum, 0.1% or more and 1.0% or less of titanium,
6.0% or more and 7.0% or less tantalum, 2.0% or more and 3.0% or less rhenium, 0.01% or more and 0.5% or less hafnium, 0.01% or more and 0.1% or less It contains silicon and the balance consists of nickel and unavoidable impurities, the total content of rhenium and chromium is 4.0% or more, and the total content of rhenium, molybdenum, tungsten and chromium is 18.0. % Or less, which is a nickel-based single crystal superalloy.
のコバルト、４．０％以上５．０％未満のクロム、１．
０％以上２．５％以下のモリブデン、８．０％以上９．
０％以下のタングステン、５．０％以上５．５％以下の
アルミニウム、０．８％以上１．５％以下のチタン、
５．０％以上６．０％未満のタンタル、２．０％以上
３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．５％以下
のハフニウム、０．０１％以上０．１％以下のシリコン
を含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物からな
り、レニウムおよびクロムの含有量の総和が４．０％以
上であり、かつ、レニウム，モリブデン，タングステン
およびクロムの含有量の総和が１８．０％以下であるこ
とを特徴とするニッケル基単結晶超合金。3. Cobalt of from 5.0% to 10.0% by weight, chromium of from 4.0% to less than 5.0% by weight,
Molybdenum of 0% or more and 2.5% or less, 8.0% or more and 9.
0% or less of tungsten, 5.0% or more and 5.5% or less of aluminum, 0.8% or more and 1.5% or less of titanium,
5.0% or more and less than 6.0% tantalum, 2.0% or more and 3.0% or less rhenium, 0.01% or more and 0.5% or less hafnium, 0.01% or more and 0.1% or less It contains silicon and the balance consists of nickel and unavoidable impurities, the total content of rhenium and chromium is 4.0% or more, and the total content of rhenium, molybdenum, tungsten and chromium is 18.0. % Or less, which is a nickel-based single crystal superalloy.
（Ｂ）に示した元素の中から選ばれる少なくとも１の元
素とを含有し、残部がニッケルおよ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超合金。 （Ａ）重量％で、４．０％以上１１．０％以下のコバル
ト、３．５％以上５．０％未満のクロム、０．５％以上
３．０％以下のモリブデン、７．０％以上１０．０％以
下のタングステン、４．５％以上６．０％以下のアルミ
ニウム、０．１％以上２．０％以下のチタン、５．０％
以上８．０％以下のタンタル、１．０％以上３．０％以
下のレニウム、０．０１％以上０．２％以下のハフニウ
ムおよび０．０１％以上０．１％以下のシリコン （Ｂ）重量％で、２．０％以下のニオブ、１％以下のバ
ナジウム、２％以下のルテニウム、０．１％以下の炭
素、０．０５％以下のホウ素、０．１％以下のジルコニ
ウム、０．１％以下のイットリウム、０．１％以下のラ
ンタンおよび０．１％以下のセリウム4. It contains all the elements shown in the following (A) and at least one element selected from the elements shown in the following (B), and the balance consists of nickel and inevitable impurities. Characterized nickel-based single crystal superalloy. (A) 4.0% or more and 11.0% or less of cobalt, 3.5% or more and less than 5.0% of chromium, 0.5% or more and 3.0% or less of molybdenum, 7.0% by weight. Not less than 10.0% of tungsten, not less than 4.5% and not more than 6.0% of aluminum, not less than 0.1% and not more than 2.0% of titanium, 5.0%
Not less than 8.0% tantalum, not less than 1.0% and not more than 3.0% rhenium, not less than 0.01% and not more than 0.2% hafnium, and not less than 0.01% and not more than 0.1% silicon (B) By weight, no more than 2.0% niobium, no more than 1% vanadium, no more than 2% ruthenium, no more than 0.1% carbon, no more than 0.05% boron, no more than 0.1% zirconium; Up to 1% yttrium, up to 0.1% lanthanum and up to 0.1% cerium
（Ｄ）に示した元素の中から選ばれる少なくとも１の元
素とを含有し、残部がニッケルおよ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超合金。 （Ｃ）重量％で、５．０％以上１０．０％以下のコバル
ト、４．０％以上５．０％未満のクロム、１．０％以上
２．５％以下のモリブデン、８．０％以上９．０％以下
のタングステン、５．０％以上５．５％以下のアルミニ
ウム、０．１％以上１．０％以下のチタン、６．０％以
上７．０％以下のタンタル、２．０％以上３．０％以下
のレニウム、０．０１％以上０．２％以下のハフニウム
および０．０１％以上０．１％以下のシリコン （Ｄ）重量％で、２．０％以下のニオブ、１％以下のバ
ナジウム、２％以下のルテニウム０．１％以下の炭素、
０．０５％以下のホウ素、０．１％以下のジルコニウ
ム、０．１％以下のイットリウム、０．１％以下のラン
タンおよび０．１％以下のセリウム5. It contains all the elements shown in the following (C) and at least one element selected from the elements shown in the following (D), and the balance consists of nickel and inevitable impurities. Characterized nickel-based single crystal superalloy. (C) 5.0% or more and 10.0% or less of cobalt, 4.0% or more and less than 5.0% of chromium, 1.0% or more and 2.5% or less of molybdenum, 8.0% by weight% Tungsten of not less than 9.0% or less, aluminum of not less than 5.0% and not more than 5.5%, titanium of not less than 0.1% and not more than 1.0%, tantalum of not less than 6.0% and not more than 7.0%, 2. 0% or more and 3.0% or less of rhenium, 0.01% or more and 0.2% or less of hafnium, and 0.01% or more and 0.1% or less of silicon (D) Niobium of 2.0% or less by weight% 1% or less vanadium, 2% or less ruthenium 0.1% or less carbon,
0.05% or less boron, 0.1% or less zirconium, 0.1% or less yttrium, 0.1% or less lanthanum and 0.1% or less cerium
ン，タングステン，アルミニウム，チタン，タンタル，
レニウム，ハフニウムおよびシリコンを含む原材料から
請求項１ないし３までのいずれかに記載の成分組成を有
するニッケル基単結晶超合金の素体を準備して、真空ま
たは不活性ガス中１２８０℃から１３５０℃までの温度
範囲で溶体化熱処理を行った後、急冷し、１１００から
１２００℃までの温度範囲で１段時効熱処理を行った
後、前記１段時効熱処理よりも低温で２段時効熱処理を
施すことを特徴とするニッケル基単結晶超合金の製造方
法。6. Nickel, cobalt, chromium, molybdenum, tungsten, aluminum, titanium, tantalum,
4. A nickel-base single crystal superalloy element having a component composition according to any one of claims 1 to 3 is prepared from a raw material containing rhenium, hafnium and silicon, and is prepared in a vacuum or an inert gas at 1280 ° C. to 1350 ° C. Quenching after performing solution heat treatment at a temperature range of up to 1100 to 1200 ° C., and then performing two-stage aging heat treatment at a lower temperature than the one-stage aging heat treatment. A method for producing a nickel-based single crystal superalloy, characterized in that:
金の製造方法において、溶体化熱処理前に、溶体化熱処
理を行う際の温度に対して２０℃から４０℃の低温で、
多段階のステップを有する熱処理を行うことを特徴とす
るニッケル基単結晶超合金の製造方法。7. The method for producing a nickel-base single crystal superalloy according to claim 6, wherein before the solution heat treatment, a temperature of 20 ° C. to 40 ° C. relative to a temperature at which the solution heat treatment is performed,
A method for producing a nickel-based single crystal superalloy, comprising performing a heat treatment having multiple steps.
金の製造方法において、溶体化熱処理前に、溶体化熱処
理を行う際の温度に対して２０℃から４０℃の低温で、
一段のステップを有する熱処理を行うことを特徴とする
ニッケル基単結晶超合金の製造方法。8. The method for producing a nickel-based single crystal superalloy according to claim 6, wherein before the solution heat treatment, a temperature of 20 ° C. to 40 ° C. lower than the temperature at which the solution heat treatment is performed,
A method for producing a nickel-based single crystal superalloy, comprising performing a heat treatment having one step.
に記載のニッケル基単結晶超合金の製造方法において、
溶体化熱処理時間を１０時間以内とすることを特徴とす
るニッケル基単結晶超合金の製造方法。9. The method for producing a nickel-based single crystal superalloy according to any one of claims 6 to 8,
A method for producing a nickel-based single crystal superalloy, wherein a solution heat treatment time is within 10 hours.
記載のニッケル基単結晶超合金により構成されたガスタ
ービン高温部品。10. A gas turbine high-temperature component comprising the nickel-base single crystal superalloy according to claim 1.
製造方法で作成されたニッケル基単結晶超合金により構
成されたガスタービン高温部品。11. A gas turbine high-temperature component made of a nickel-based single crystal superalloy produced by the production method according to claim 6.
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|---|---|
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Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004197216A (en) * | 2002-12-16 | 2004-07-15 | Howmet Research Corp | Nickel based superalloy |
| WO2007037277A1 (en) * | 2005-09-27 | 2007-04-05 | National Institute For Materials Science | Nickel-base superalloy with excellent unsusceptibility to oxidation |
| JP2009114501A (en) * | 2007-11-07 | 2009-05-28 | Hitachi Ltd | Nickel-based single-crystal alloy |
| JP2010037658A (en) * | 2008-08-06 | 2010-02-18 | General Electric Co <Ge> | Nickel-base superalloy, unidirectional solidification process therefor, and obtained casting |
| WO2010082632A1 (en) * | 2009-01-15 | 2010-07-22 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ni-based single crystal superalloy |
| JP2011524943A (en) * | 2007-12-26 | 2011-09-08 | ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ | Nickel-based superalloy composition, superalloy article, and method of stabilizing a superalloy composition |
| JP5024797B2 (en) * | 2005-03-28 | 2012-09-12 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Cobalt-free Ni-base superalloy |
| JP2013108166A (en) * | 2011-11-17 | 2013-06-06 | Cannon-Muskegon Corp | Rhenium-free single crystal superalloy for turbine blade and vane application |
| JP2014126442A (en) * | 2012-12-26 | 2014-07-07 | Chubu Electric Power Co Inc | Nickel-based superalloy degradation diagnosis method |
| JP2015517028A (en) * | 2012-03-27 | 2015-06-18 | アルストム テクノロジー リミテッドＡＬＳＴＯＭ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ Ｌｔｄ | Method for producing parts made of single crystal (SX) or directionally solidified (DS) nickel-base superalloy |
| WO2019103428A1 (en) * | 2017-11-24 | 2019-05-31 | 한국기계연구원 | Nickel-based heat-resistant material having improved cyclic oxidation properties, and method for producing same |
| CN114250519A (en) * | 2022-01-10 | 2022-03-29 | 西北工业大学 | Solid solution heat treatment method for reducing content of solid solution holes of high-rhenium nickel-based single crystal superalloy |
| WO2024058101A1 (en) * | 2022-09-14 | 2024-03-21 | 株式会社プロテリアル | Die for hot forging and production method therefor |
-
2001
- 2001-08-27 JP JP2001256449A patent/JP4222540B2/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004197216A (en) * | 2002-12-16 | 2004-07-15 | Howmet Research Corp | Nickel based superalloy |
| JP5024797B2 (en) * | 2005-03-28 | 2012-09-12 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Cobalt-free Ni-base superalloy |
| WO2007037277A1 (en) * | 2005-09-27 | 2007-04-05 | National Institute For Materials Science | Nickel-base superalloy with excellent unsusceptibility to oxidation |
| US8926897B2 (en) | 2005-09-27 | 2015-01-06 | National Institute For Materials Science | Nickel-base superalloy excellent in the oxidation resistance |
| JP2009114501A (en) * | 2007-11-07 | 2009-05-28 | Hitachi Ltd | Nickel-based single-crystal alloy |
| JP2011524943A (en) * | 2007-12-26 | 2011-09-08 | ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ | Nickel-based superalloy composition, superalloy article, and method of stabilizing a superalloy composition |
| JP2010037658A (en) * | 2008-08-06 | 2010-02-18 | General Electric Co <Ge> | Nickel-base superalloy, unidirectional solidification process therefor, and obtained casting |
| US8900512B2 (en) | 2009-01-15 | 2014-12-02 | National Institute For Materials Science | Ni-based single crystal superalloy |
| WO2010082632A1 (en) * | 2009-01-15 | 2010-07-22 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ni-based single crystal superalloy |
| JP2010163659A (en) * | 2009-01-15 | 2010-07-29 | National Institute For Materials Science | Ni-BASE SINGLE CRYSTAL SUPERALLOY |
| JP2013108166A (en) * | 2011-11-17 | 2013-06-06 | Cannon-Muskegon Corp | Rhenium-free single crystal superalloy for turbine blade and vane application |
| JP2015517028A (en) * | 2012-03-27 | 2015-06-18 | アルストム テクノロジー リミテッドＡＬＳＴＯＭ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ Ｌｔｄ | Method for producing parts made of single crystal (SX) or directionally solidified (DS) nickel-base superalloy |
| JP2014126442A (en) * | 2012-12-26 | 2014-07-07 | Chubu Electric Power Co Inc | Nickel-based superalloy degradation diagnosis method |
| WO2019103428A1 (en) * | 2017-11-24 | 2019-05-31 | 한국기계연구원 | Nickel-based heat-resistant material having improved cyclic oxidation properties, and method for producing same |
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| CN114250519A (en) * | 2022-01-10 | 2022-03-29 | 西北工业大学 | Solid solution heat treatment method for reducing content of solid solution holes of high-rhenium nickel-based single crystal superalloy |
| WO2024058101A1 (en) * | 2022-09-14 | 2024-03-21 | 株式会社プロテリアル | Die for hot forging and production method therefor |
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