JP2000312964A - 単結晶超合金製品鋳造物の鋳造方法 - Google Patents
単結晶超合金製品鋳造物の鋳造方法Info
- Publication number
- JP2000312964A JP2000312964A JP2000084436A JP2000084436A JP2000312964A JP 2000312964 A JP2000312964 A JP 2000312964A JP 2000084436 A JP2000084436 A JP 2000084436A JP 2000084436 A JP2000084436 A JP 2000084436A JP 2000312964 A JP2000312964 A JP 2000312964A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- casting
- single crystal
- superalloy
- weight
- nickel
- 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.)
- Pending
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 この発明の目的は、有害な鋳放し共晶／二次
相スケールおよび加熱中の異質粒子再結晶化を軽減する
ようなやり方で単結晶超合金鋳造物を製造する方法を実
現することにある。 【構成】 このため、この発明は、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｔａ、Ａｌ、Ｔｉ、ＲｅおよびＨｆを合金元素とし
て含むニッケル−ベース超合金において、前記合金を単
結晶とし鋳造する際に鋳造物に金属学的に結合する凝固
誘導性鋳放し共晶/二次相スケールの生成を効果的に実
質的に減らし、かつ前記鋳造物を溶体化熱処理する際の
再結晶化粒子を効果的に減らすようにＣ含有量を高めた
前記ニッケル−ベース超合金から、単結晶鋳造物を鋳造
することを特徴とする。
相スケールおよび加熱中の異質粒子再結晶化を軽減する
ようなやり方で単結晶超合金鋳造物を製造する方法を実
現することにある。 【構成】 このため、この発明は、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏ、
Ｗ、Ｔａ、Ａｌ、Ｔｉ、ＲｅおよびＨｆを合金元素とし
て含むニッケル−ベース超合金において、前記合金を単
結晶とし鋳造する際に鋳造物に金属学的に結合する凝固
誘導性鋳放し共晶/二次相スケールの生成を効果的に実
質的に減らし、かつ前記鋳造物を溶体化熱処理する際の
再結晶化粒子を効果的に減らすようにＣ含有量を高めた
前記ニッケル−ベース超合金から、単結晶鋳造物を鋳造
することを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はニッケル−ベース超
合金鋳造物に関するものである。より詳細には、有害な
鋳放し共晶／二次相スケールおよび加熱中の異質粒子再
結晶化を軽減するようなやり方で単結晶超合金鋳造物を
製造する鋳造方法に関する。
合金鋳造物に関するものである。より詳細には、有害な
鋳放し共晶／二次相スケールおよび加熱中の異質粒子再
結晶化を軽減するようなやり方で単結晶超合金鋳造物を
製造する鋳造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】米国特許第４，６４３，７６２号は、重
量％であらわして実質的に６．４％ないし６．８％Ｃ
ｒ、９．３％ないし１０．０％Ｃｏ、０．５％ないし
０．７％Ｍｏ、６．２％ないし６．６％Ｗ、６．３％な
いし６．７％Ｔａ、５．４５％ないし５．７５％Ａｌ、
０．８％ないし１．２％Ｔｉ、２．８％ないし３．２％
Ｒｅ、０．０７％ないし０．１２％Ｈｆおよび残部が実
質的ニッケルからなる組成を有するニッケル−ベース超
合金から製造される単結晶鋳造物を記載している。炭素
は上記特許の合金では最大６０ｐｐｍに保持される。
量％であらわして実質的に６．４％ないし６．８％Ｃ
ｒ、９．３％ないし１０．０％Ｃｏ、０．５％ないし
０．７％Ｍｏ、６．２％ないし６．６％Ｗ、６．３％な
いし６．７％Ｔａ、５．４５％ないし５．７５％Ａｌ、
０．８％ないし１．２％Ｔｉ、２．８％ないし３．２％
Ｒｅ、０．０７％ないし０．１２％Ｈｆおよび残部が実
質的ニッケルからなる組成を有するニッケル−ベース超
合金から製造される単結晶鋳造物を記載している。炭素
は上記特許の合金では最大６０ｐｐｍに保持される。
【０００３】米国特許第５，７５９，３０１号は、重量
％であらわして実質的に６．０％ないし６．８％Ｃｒ、
８．０％ないし１０．０％Ｃｏ、０．５％ないし０．７
％Ｍｏ、６．２％ないし６．６％Ｗ、６．３％ないし
７．０％Ｔａ、５．４％ないし５．８％Ａｌ、０．６％
ないし１．２％Ｔｉ、２．７％ないし３．２％Ｒｅ、
０．１５％ないし０．３％Ｈｆ、０．０２％ないし０．
０４％Ｃ、４０ｐｐｍないし１００ｐｐｍのＢ、１５ｐ
ｐｍないし５０ｐｐｍのＭｇおよび残部が実質的ニッケ
ルからなる組成を有するニッケル−ベース超合金から製
造される単結晶鋳造物を記載している。この際合金元素
Ｃ、Ｂ、ＨｆおよびＭｇは小角度粒界に好都合な影響を
与えると言われている。
％であらわして実質的に６．０％ないし６．８％Ｃｒ、
８．０％ないし１０．０％Ｃｏ、０．５％ないし０．７
％Ｍｏ、６．２％ないし６．６％Ｗ、６．３％ないし
７．０％Ｔａ、５．４％ないし５．８％Ａｌ、０．６％
ないし１．２％Ｔｉ、２．７％ないし３．２％Ｒｅ、
０．１５％ないし０．３％Ｈｆ、０．０２％ないし０．
０４％Ｃ、４０ｐｐｍないし１００ｐｐｍのＢ、１５ｐ
ｐｍないし５０ｐｐｍのＭｇおよび残部が実質的ニッケ
ルからなる組成を有するニッケル−ベース超合金から製
造される単結晶鋳造物を記載している。この際合金元素
Ｃ、Ｂ、ＨｆおよびＭｇは小角度粒界に好都合な影響を
与えると言われている。
【０００４】米国特許第５，５４９，７６５号は、上で
最初に論じた特許の合金を含むニッケル−ベース超合金
に炭素を添加し、これから製造される単結晶インベスト
メント鋳造物の微細構造中の非金属性包含物（例えば酸
化物）の量を減少させることを記載している。
最初に論じた特許の合金を含むニッケル−ベース超合金
に炭素を添加し、これから製造される単結晶インベスト
メント鋳造物の微細構造中の非金属性包含物（例えば酸
化物）の量を減少させることを記載している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上に最初に論じた特許
のニッケル−ベース超合金からガスタービンエンジン単
結晶ブレードをインベストメント鋳造することを試みた
際、出願人は、単結晶鋳造ブレードのエアフォイル表面
上に広範囲に鋳放し（as-cast）金属スケールが形成さ
れ、それは鋳造物からセラミックシェル型を除去した後
に認められることを発見した。この表面スケールはその
他の構成成分類のなかでも、１種類以上の低融点合金共
融混合物、およびＷ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、
Ｔｉ、およびＨｆ等の合金元素の１種類以上の元素に富
む二次的合金相を含むことが発見された。上記スケール
はこれら鋳造物に金属学的に結合している。上記表面ス
ケールの形成は、合金元素の偏折によって促進される凝
固、および単結晶固化中に起きる共晶−および二次相反
応であるようにみえた。このスケールは単結晶鋳造物の
鋳放しエアフォイル表面上に広く存在した。スケールが
存在すると、それら鋳造物は使用できなくなり、鋳造後
（post-cast）研磨ベルトまたはその他の機械的仕上げ
処理を行ってスケールを除去することが必要になる。
のニッケル−ベース超合金からガスタービンエンジン単
結晶ブレードをインベストメント鋳造することを試みた
際、出願人は、単結晶鋳造ブレードのエアフォイル表面
上に広範囲に鋳放し（as-cast）金属スケールが形成さ
れ、それは鋳造物からセラミックシェル型を除去した後
に認められることを発見した。この表面スケールはその
他の構成成分類のなかでも、１種類以上の低融点合金共
融混合物、およびＷ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、
Ｔｉ、およびＨｆ等の合金元素の１種類以上の元素に富
む二次的合金相を含むことが発見された。上記スケール
はこれら鋳造物に金属学的に結合している。上記表面ス
ケールの形成は、合金元素の偏折によって促進される凝
固、および単結晶固化中に起きる共晶−および二次相反
応であるようにみえた。このスケールは単結晶鋳造物の
鋳放しエアフォイル表面上に広く存在した。スケールが
存在すると、それら鋳造物は使用できなくなり、鋳造後
（post-cast）研磨ベルトまたはその他の機械的仕上げ
処理を行ってスケールを除去することが必要になる。
【０００６】出願人は、このような単結晶鋳造物が、合
金の機械的特性を発現させるための熱処理スケジュール
の一部であるその後の一般的溶体化熱処理中に、ガスタ
ービンブレードのエアフォイルおよび／または根元に、
有害な異質粒子核を生成および成長させる傾向があるこ
とも発見した。このような再結晶化粒子領域は避けなけ
ればならず、再結晶粒子に関してあらかじめ決められた
最大値より多くが存在する場合、その単結晶鋳造物が不
合格になる理由となり得る。
金の機械的特性を発現させるための熱処理スケジュール
の一部であるその後の一般的溶体化熱処理中に、ガスタ
ービンブレードのエアフォイルおよび／または根元に、
有害な異質粒子核を生成および成長させる傾向があるこ
とも発見した。このような再結晶化粒子領域は避けなけ
ればならず、再結晶粒子に関してあらかじめ決められた
最大値より多くが存在する場合、その単結晶鋳造物が不
合格になる理由となり得る。
【０００７】本発明は、鋳放し条件下における凝固から
誘導されるスケール、および熱処理条件下における異質
再結晶化粒子の問題をかかえる超合金単結晶エアフォイ
ル鋳造物、例えばガスタービンエンジン単結晶ブレード
および羽根等の鋳造方法を提供することを目的とする。
誘導されるスケール、および熱処理条件下における異質
再結晶化粒子の問題をかかえる超合金単結晶エアフォイ
ル鋳造物、例えばガスタービンエンジン単結晶ブレード
および羽根等の鋳造方法を提供することを目的とする。
【０００８】本発明はさらに、鋳放し単結晶ニッケル−
ベース超合金鋳造物の表面にこのような表面スケールが
生成する問題は、上記超合金の炭素濃度をこの目的のた
めに決められた合金炭素濃度より高めることによって軽
減または阻止できるという発見も含む。
ベース超合金鋳造物の表面にこのような表面スケールが
生成する問題は、上記超合金の炭素濃度をこの目的のた
めに決められた合金炭素濃度より高めることによって軽
減または阻止できるという発見も含む。
【０００９】また、本発明は、超合金の炭素濃度をこの
目的のために指定された合金炭素濃度より高めることに
よって、単結晶鋳造物の熱処理後の再結晶化粒子の生成
という問題も軽減または阻止できるという追加的発見を
含む。
目的のために指定された合金炭素濃度より高めることに
よって、単結晶鋳造物の熱処理後の再結晶化粒子の生成
という問題も軽減または阻止できるという追加的発見を
含む。
【００１０】より詳細に述べれば、本発明は、上記超合
金の炭素濃度を、（１）鋳放し条件における単結晶鋳造
物の表面上の凝固誘導性非酸化物スケールの生成と、
（２）熱処理条件下における再結晶化粒子とを実質的に
軽減または排除するのに有効な量にまで高めることを目
的とする。
金の炭素濃度を、（１）鋳放し条件における単結晶鋳造
物の表面上の凝固誘導性非酸化物スケールの生成と、
（２）熱処理条件下における再結晶化粒子とを実質的に
軽減または排除するのに有効な量にまで高めることを目
的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】この目的を達成するため
に、この発明は、単結晶鋳造物の製造であって、合金元
素としてＣｒ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、及びＡｌを含む
ニッケル−ベース超合金において、前記超合金が鋳放し
金属表面スケールの生成を実質上減らすのに有効なＣ濃
度を有する単結晶鋳造物として鋳造される際に鋳放し金
属表面スケールを示す上記ニッケル−ベース超合金を提
供し、金型中で前記超合金を凝固して単結晶鋳造物を形
成する諸段階を含むことを特徴とする。
に、この発明は、単結晶鋳造物の製造であって、合金元
素としてＣｒ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、及びＡｌを含む
ニッケル−ベース超合金において、前記超合金が鋳放し
金属表面スケールの生成を実質上減らすのに有効なＣ濃
度を有する単結晶鋳造物として鋳造される際に鋳放し金
属表面スケールを示す上記ニッケル−ベース超合金を提
供し、金型中で前記超合金を凝固して単結晶鋳造物を形
成する諸段階を含むことを特徴とする。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明は、単結晶鋳造のために処
方され、重要な合金元素としてＷ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｃｏ、
Ａｌ及びＣｒを含み、任意にＴｉ、Ｒｅ、Ｈｆ、Ｙ、１
種類以上の希土類元素、例えばＬａ等、Ｂ、Ｍｇおよび
その他の意図的に合金化した元素を含み、鋳放し条件下
では凝固誘導性スケール形成の問題及び熱処理条件下で
は異質再結晶化粒子の問題に遭遇するニッケル−ベース
超合金で実施され、金型中で凝固して単結晶鋳造物を形
成する諸段階を含む。こうして本発明は、ニッケル−ベ
ース超合金の炭素濃度を高めて、これから作られる単結
晶鋳造物上の再結晶粒子を有効に排除する炭素濃度にす
ることを推奨するものである。
方され、重要な合金元素としてＷ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｃｏ、
Ａｌ及びＣｒを含み、任意にＴｉ、Ｒｅ、Ｈｆ、Ｙ、１
種類以上の希土類元素、例えばＬａ等、Ｂ、Ｍｇおよび
その他の意図的に合金化した元素を含み、鋳放し条件下
では凝固誘導性スケール形成の問題及び熱処理条件下で
は異質再結晶化粒子の問題に遭遇するニッケル−ベース
超合金で実施され、金型中で凝固して単結晶鋳造物を形
成する諸段階を含む。こうして本発明は、ニッケル−ベ
ース超合金の炭素濃度を高めて、これから作られる単結
晶鋳造物上の再結晶粒子を有効に排除する炭素濃度にす
ることを推奨するものである。
【００１３】
【実施例】本発明の上記の目的および利点は下記の図を
考慮した下記の詳細な説明から容易に明らかになる。
考慮した下記の詳細な説明から容易に明らかになる。
【００１４】本発明は単結晶鋳造のために処方されたニ
ッケル−ベース超合金の炭素濃度を、単結晶鋳造条件下
で超合金の単結晶鋳造物の表面に形成されることが判明
した凝固誘導性金属性鋳放しスケールの形成を予想外
に、驚くべく顕著に減少させまたは排除することが判明
した量にまで高め、また機械的特性を与えるための鋳造
物の熱処理後におきる再結晶化粒子を予想外にかつ驚く
ほど排除することが判明した量にまで高めることを含
む。一般に本発明は、単結晶鋳造のために処方され、重
要な合金元素としてＷ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ａｌおよび
Ｃｒを含み、任意にＴｉ、Ｒｅ、Ｈｆ、Ｙ、１種類以上
の希土類元素、例えばＬａ等、Ｂ、Ｍｇおよびその他の
意図的に合金化した元素を含み、鋳放し条件下では凝固
誘導性スケール形成の問題および熱処理条件下では異質
再結晶化粒子の問題に遭遇するニッケル−ベース超合金
で実施される。本発明にしたがって、この目的のために
高めた濃度の炭素を含むように改質できる特別のニッケ
ル−ベース超合金としては、米国特許第４，６４３，７
８２号、第５，７５９，３０１号および第５，３６６，
６９５号に記載されているものがある（これらに制限す
るものではない）。これらの教示は特別の合金組成物に
関する参考として本明細書に組み込まれる。
ッケル−ベース超合金の炭素濃度を、単結晶鋳造条件下
で超合金の単結晶鋳造物の表面に形成されることが判明
した凝固誘導性金属性鋳放しスケールの形成を予想外
に、驚くべく顕著に減少させまたは排除することが判明
した量にまで高め、また機械的特性を与えるための鋳造
物の熱処理後におきる再結晶化粒子を予想外にかつ驚く
ほど排除することが判明した量にまで高めることを含
む。一般に本発明は、単結晶鋳造のために処方され、重
要な合金元素としてＷ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ａｌおよび
Ｃｒを含み、任意にＴｉ、Ｒｅ、Ｈｆ、Ｙ、１種類以上
の希土類元素、例えばＬａ等、Ｂ、Ｍｇおよびその他の
意図的に合金化した元素を含み、鋳放し条件下では凝固
誘導性スケール形成の問題および熱処理条件下では異質
再結晶化粒子の問題に遭遇するニッケル−ベース超合金
で実施される。本発明にしたがって、この目的のために
高めた濃度の炭素を含むように改質できる特別のニッケ
ル−ベース超合金としては、米国特許第４，６４３，７
８２号、第５，７５９，３０１号および第５，３６６，
６９５号に記載されているものがある（これらに制限す
るものではない）。これらの教示は特別の合金組成物に
関する参考として本明細書に組み込まれる。
【００１５】制限するものではなく説明のために示さ
れ、本発明にしたがって改質される特別のニッケル−ベ
ース超合金鋳造組成物は、重量％であらわして実質的に
約６％ないし６．８％Ｃｒ、約８％ないし１０％Ｃｏ、
約０．５％ないし０．７％Ｍｏ、約５．０％ないし６．
６％Ｗ、約６．３％ないし７％Ｔａ、約５．４％ないし
５．８％Ａｌ、約０．６ないし約１．２％Ｔｉ、約０．
０５％ないし約０．３％Ｈｆ、約１００ｐｐｍ（重量）
までのＢ、５０ｐｐｍ（重量）までのＭｇ、残部が実質
的ＮｉおよびＣからなり、鋳造されて単結晶微細構造、
特にガスタービンエンジンのブレードおよび羽根（すな
わちエアフォイル）用の単結晶微細構造を提供する。一
実施態様は合金組成物に約０．０５ないし約０．１２重
量％Ｈｆを含み、一方また別の実施態様は約０．１５な
いし約０．３０重量％の、 より多量のハフニウムを含
む。合金組成物の炭素濃度は鋳放し条件下では凝固誘導
性金属スケール形成および機械的特性を与えるための鋳
造の加熱処理後における再結晶化粒子を減少させ、また
は排除するように調節される。これらのニッケル−ベー
ス超合金を本発明によって、０．０４重量％より高い炭
素濃度、より好適には０．０４ないし０．１重量％のＣ
を含むように改質する。
れ、本発明にしたがって改質される特別のニッケル−ベ
ース超合金鋳造組成物は、重量％であらわして実質的に
約６％ないし６．８％Ｃｒ、約８％ないし１０％Ｃｏ、
約０．５％ないし０．７％Ｍｏ、約５．０％ないし６．
６％Ｗ、約６．３％ないし７％Ｔａ、約５．４％ないし
５．８％Ａｌ、約０．６ないし約１．２％Ｔｉ、約０．
０５％ないし約０．３％Ｈｆ、約１００ｐｐｍ（重量）
までのＢ、５０ｐｐｍ（重量）までのＭｇ、残部が実質
的ＮｉおよびＣからなり、鋳造されて単結晶微細構造、
特にガスタービンエンジンのブレードおよび羽根（すな
わちエアフォイル）用の単結晶微細構造を提供する。一
実施態様は合金組成物に約０．０５ないし約０．１２重
量％Ｈｆを含み、一方また別の実施態様は約０．１５な
いし約０．３０重量％の、 より多量のハフニウムを含
む。合金組成物の炭素濃度は鋳放し条件下では凝固誘導
性金属スケール形成および機械的特性を与えるための鋳
造の加熱処理後における再結晶化粒子を減少させ、また
は排除するように調節される。これらのニッケル−ベー
ス超合金を本発明によって、０．０４重量％より高い炭
素濃度、より好適には０．０４ないし０．１重量％のＣ
を含むように改質する。
【００１６】単結晶エアフォイルとして鋳造するために
処方され、本発明によってこの目的のために高めた濃度
の炭素を有するその他の典型的ニッケル−ベース超合金
は、以下に記載の高−Ｒｅニッケル−ベース合金および
米国特許第５，３６６，６９５号に記載されるものであ
る。この教示は特別の合金組成物および高Ｃｒニッケル
−ベース超合金に関する参考としてここに組み込まれ
る。
処方され、本発明によってこの目的のために高めた濃度
の炭素を有するその他の典型的ニッケル−ベース超合金
は、以下に記載の高−Ｒｅニッケル−ベース合金および
米国特許第５，３６６，６９５号に記載されるものであ
る。この教示は特別の合金組成物および高Ｃｒニッケル
−ベース超合金に関する参考としてここに組み込まれ
る。
【００１７】本発明の実施によって好都合に改質できる
高Ｒｅニッケル−ベース超合金は、重量％であらわして
実質的に次のものからなるのが普通である：約１．５％
ないし５％Ｃｒ、約１．５％ないし１０％Ｃｏ、約０．
２５％ないし２％Ｍｏ、約３．５％ないし７．５％Ｗ、
約７％ないし１０％Ｔａ、約５％ないし７％Ａｌ、０な
いし約１．２％Ｔｉ、約５％ないし７％Ｒｅ、約０．１
５％までのＨｆ、約０．５％までのＮｂ、およびバラン
ス量の実質的ＮｉおよびＣ。本発明の実施によって好都
合に改質できる高Ｃｒニッケル−ベース超合金は重量％
であらわして実質的に次のものからなる：約１１％ない
し１６％Ｃｒ、約２％ないし８％Ｃｏ、約０．２％ない
し２％Ｍｏ、約３．５％ないし７．５％Ｗ、約４％ない
し６％Ｔａ、約３％ないし６％Ａｌ、約２％ないし約５
％Ｔｉ、約０．５％までのＮｂおよび残部が実質的Ｎｉ
およびＣ。本発明の実施によって好都合に改質できるそ
の他のニッケル−ベース超合金は重量％であらわして実
質的に次のものからなる：約４％ないし１０％Ｃｒ、約
４％ないし１２％Ｃｏ、約１％ないし４％Ｍｏ、約４％
ないし１０％Ｗ、約５％ないし１０％Ｔａ、約４％ない
し８％Ａｌ、約２％までのＴｉ、約０．５％までのＨ
ｆ、約５％までのＲｅ（好適には約３％Ｒｅ）、および
バランス量の実質的ＮｉおよびＣ。例えば、このような
合金の一つは公称組成（重量％）：７％Ｃｒ、８％Ｃ
ｏ、２％Ｍｏ、５％Ｗ、７％Ｔａ、３％Ｒｅ、６．２％
Ａｌ、０．２％Ｈｆおよび残部が実質的ＮｉおよびＣを
有する。もう一つのこのような合金は、公称組成（重量
％）８％Ｃｒ、５％Ｃｏ、２％Ｍｏ、８％Ｗ、６％Ｔ
ａ、５．０％Ａｌ、１．５％Ｔｉ、および残部が実質的
ＮｉおよびＣを有する。また別のこのような合金は、公
称組成（重量％）５％Ｃｒ、１０％Ｃｏ、２％Ｍｏ、５
％Ｗ、３％Ｒｅ、８．５％Ｔａ、５．２％Ａｌ、１．０
％Ｔｉ、０．１％Ｈｆおよび残部が実質的ＮｉおよびＣ
を有する。またさらなるこのような合金は、公称組成
（重量％）５％Ｃｒ、１０％Ｃｏ、２％Ｍｏ、６％Ｗ、
３％Ｒｅ、９％Ｔａ、５．６％Ａｌ、０．１％Ｈｆおよ
び残部が実質的ＮｉおよびＣを有する。これらの超合金
のＣ濃度を意図的に、通常の炭素不純物レベルより高い
量であって、合金が単結晶として鋳造される際に鋳放し
金属スケールの形成を実質的に減少させるのに有効な
量、例えば０．０４重量％より多い量にまで高めること
ができる。
高Ｒｅニッケル−ベース超合金は、重量％であらわして
実質的に次のものからなるのが普通である：約１．５％
ないし５％Ｃｒ、約１．５％ないし１０％Ｃｏ、約０．
２５％ないし２％Ｍｏ、約３．５％ないし７．５％Ｗ、
約７％ないし１０％Ｔａ、約５％ないし７％Ａｌ、０な
いし約１．２％Ｔｉ、約５％ないし７％Ｒｅ、約０．１
５％までのＨｆ、約０．５％までのＮｂ、およびバラン
ス量の実質的ＮｉおよびＣ。本発明の実施によって好都
合に改質できる高Ｃｒニッケル−ベース超合金は重量％
であらわして実質的に次のものからなる：約１１％ない
し１６％Ｃｒ、約２％ないし８％Ｃｏ、約０．２％ない
し２％Ｍｏ、約３．５％ないし７．５％Ｗ、約４％ない
し６％Ｔａ、約３％ないし６％Ａｌ、約２％ないし約５
％Ｔｉ、約０．５％までのＮｂおよび残部が実質的Ｎｉ
およびＣ。本発明の実施によって好都合に改質できるそ
の他のニッケル−ベース超合金は重量％であらわして実
質的に次のものからなる：約４％ないし１０％Ｃｒ、約
４％ないし１２％Ｃｏ、約１％ないし４％Ｍｏ、約４％
ないし１０％Ｗ、約５％ないし１０％Ｔａ、約４％ない
し８％Ａｌ、約２％までのＴｉ、約０．５％までのＨ
ｆ、約５％までのＲｅ（好適には約３％Ｒｅ）、および
バランス量の実質的ＮｉおよびＣ。例えば、このような
合金の一つは公称組成（重量％）：７％Ｃｒ、８％Ｃ
ｏ、２％Ｍｏ、５％Ｗ、７％Ｔａ、３％Ｒｅ、６．２％
Ａｌ、０．２％Ｈｆおよび残部が実質的ＮｉおよびＣを
有する。もう一つのこのような合金は、公称組成（重量
％）８％Ｃｒ、５％Ｃｏ、２％Ｍｏ、８％Ｗ、６％Ｔ
ａ、５．０％Ａｌ、１．５％Ｔｉ、および残部が実質的
ＮｉおよびＣを有する。また別のこのような合金は、公
称組成（重量％）５％Ｃｒ、１０％Ｃｏ、２％Ｍｏ、５
％Ｗ、３％Ｒｅ、８．５％Ｔａ、５．２％Ａｌ、１．０
％Ｔｉ、０．１％Ｈｆおよび残部が実質的ＮｉおよびＣ
を有する。またさらなるこのような合金は、公称組成
（重量％）５％Ｃｒ、１０％Ｃｏ、２％Ｍｏ、６％Ｗ、
３％Ｒｅ、９％Ｔａ、５．６％Ａｌ、０．１％Ｈｆおよ
び残部が実質的ＮｉおよびＣを有する。これらの超合金
のＣ濃度を意図的に、通常の炭素不純物レベルより高い
量であって、合金が単結晶として鋳造される際に鋳放し
金属スケールの形成を実質的に減少させるのに有効な
量、例えば０．０４重量％より多い量にまで高めること
ができる。
【００１８】下記の単結晶鋳造試験を行い、本発明をさ
らに具体的に説明する（制限するものではなく）。表Ｉ
に示す重量パーセントのニッケル−ベース超合金組成を
有する加熱ロット＃１、＃２、＃３を調製する。
らに具体的に説明する（制限するものではなく）。表Ｉ
に示す重量パーセントのニッケル−ベース超合金組成を
有する加熱ロット＃１、＃２、＃３を調製する。
【００１９】 表Ｉ 加熱 Ｃｒ Ｃｏ Ｍｏ Ｗ Ｔａ Ａｌ Ｔｉ Ｃ Ｒｅ Ｈｆ Ｎｉ ＃１ 6.4 9.6 0.6 6.4 6.5 5.7 1.03 .0025 2.9 .10 バランス ＃２ 6.4 9.6 0.6 6.4 6.5 5.6 1.03 .02 2.9 .21 バランス ＃３ 6.3 9.5 0.6 6.5 6.5 5.7 1.0 .039 2.97 .10 バランス
【００２０】各加熱は一般的真空溶融法を用いて行われ
た。その際炭素は、マスター合金メルトへの少量添加に
よって調節された。各加熱物を再溶融し、鋳造して、エ
アフォイル領域および根元領域を有する単結晶コアＩＧ
Ｔブレード鋳造物を形成した。この単結晶鋳造物は、単
結晶を金型キャビティに広げるための結晶セレクター通
路（ピグテール）を用いる一般的ブリッジマン金型取出
し方向性凝固法によって製造した。例えば、各加熱物を
一般的鋳造炉のるつぼ中で１ミクロン未満の真空下で溶
融し、１４８２℃（２７００゜Ｆ）に過熱した。過熱メ
ルトを、種々の形のアルミナおよびジルコニアからなる
追加的スラリー／スタッコ層で裏打ちした金型表面塗膜
を有するインベストメント鋳造型に注入した。各金型ク
ラスターを１５１０℃（２７５０゜Ｆ）にあらかじめ加
熱し、冷却プレート上に載せて、金型中の溶融合金から
単方向性熱除去する。冷却プレート上のメルト充填金型
を１ミクロンの真空、２ないし１２インチ／時間の取出
し速度で炉から鋳造炉の凝固室に取出した。単結晶鋳造
物を室温まで冷やし、一般的方法で機械突出し法によっ
てシェル型から取り出し、１３１０℃（２３９０゜Ｆ）
で６時間、溶体化熱処理を行った。金型突出し後、鋳造
物を目で観察し、鋳造表面の表面スケールの存在を調べ
た。熱処理後、鋳造物を目で観察し、鋳造表面の再結晶
粒子の存在を調べた。
た。その際炭素は、マスター合金メルトへの少量添加に
よって調節された。各加熱物を再溶融し、鋳造して、エ
アフォイル領域および根元領域を有する単結晶コアＩＧ
Ｔブレード鋳造物を形成した。この単結晶鋳造物は、単
結晶を金型キャビティに広げるための結晶セレクター通
路（ピグテール）を用いる一般的ブリッジマン金型取出
し方向性凝固法によって製造した。例えば、各加熱物を
一般的鋳造炉のるつぼ中で１ミクロン未満の真空下で溶
融し、１４８２℃（２７００゜Ｆ）に過熱した。過熱メ
ルトを、種々の形のアルミナおよびジルコニアからなる
追加的スラリー／スタッコ層で裏打ちした金型表面塗膜
を有するインベストメント鋳造型に注入した。各金型ク
ラスターを１５１０℃（２７５０゜Ｆ）にあらかじめ加
熱し、冷却プレート上に載せて、金型中の溶融合金から
単方向性熱除去する。冷却プレート上のメルト充填金型
を１ミクロンの真空、２ないし１２インチ／時間の取出
し速度で炉から鋳造炉の凝固室に取出した。単結晶鋳造
物を室温まで冷やし、一般的方法で機械突出し法によっ
てシェル型から取り出し、１３１０℃（２３９０゜Ｆ）
で６時間、溶体化熱処理を行った。金型突出し後、鋳造
物を目で観察し、鋳造表面の表面スケールの存在を調べ
た。熱処理後、鋳造物を目で観察し、鋳造表面の再結晶
粒子の存在を調べた。
【００２１】スケール被膜（暗い部分）に関する鋳造試
験の結果を図１（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）に示す。合金の
炭素濃度が０．００２５重量％Ｃである図１（Ａ）にお
いて、金型から除去後、単結晶鋳造物の鋳放しエアフォ
イル表面の約８０％が鋳放し非酸化物スケールで覆われ
ていた。この鋳放し非酸化物スケールは、他の構成成分
のなかでも、１種類以上の低融点合金共融混合物、およ
び、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、ＴｉおよびＨ
ｆなどの合金元素類の１種類以上に富む二次的合金相を
含むことが判明し、主として、鋳造表面に近い微細構造
の樹枝状晶間領域に位置した。例えば、上記鋳放しスケ
ールは構成成分として、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）に
よってＷ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏに富むことが
判明したシグマ相を、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃ
ｏ、およびＨｆに富む若干の相と共に含む種々のＴＣＰ
（位相的に密に詰まった）型の相を含んでいた。チタン
およびタンタルに富む共晶相も表面スケールの若干の領
域に存在した。ＣｒおよびＮｉに富む球状粒子も存在し
た。表面スケールの形成は、合金元素の偏折（溶質偏折
分晶）によって促進される凝固、および単結晶固化中に
発生する共晶および相反応物であるように見えた。鋳放
し共晶／二次的相表面スケールは非常に種々様々の厚さ
を有し、鋳造物に金属学的に結合し、付着性が強く、除
去するためには別個の機械的研磨ベルト処理仕上げを必
要とする。金属スケールは重要な合金元素がその金属ス
ケールに近い合金から欠落するという点で有害である。
このような機械的方法を用いて表面スケールを除去する
と、エアフォイルの寸法的および空気力学的一体性の変
化のためにその鋳造物は不合格になり得る。
験の結果を図１（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）に示す。合金の
炭素濃度が０．００２５重量％Ｃである図１（Ａ）にお
いて、金型から除去後、単結晶鋳造物の鋳放しエアフォ
イル表面の約８０％が鋳放し非酸化物スケールで覆われ
ていた。この鋳放し非酸化物スケールは、他の構成成分
のなかでも、１種類以上の低融点合金共融混合物、およ
び、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、ＴｉおよびＨ
ｆなどの合金元素類の１種類以上に富む二次的合金相を
含むことが判明し、主として、鋳造表面に近い微細構造
の樹枝状晶間領域に位置した。例えば、上記鋳放しスケ
ールは構成成分として、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）に
よってＷ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏに富むことが
判明したシグマ相を、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃ
ｏ、およびＨｆに富む若干の相と共に含む種々のＴＣＰ
（位相的に密に詰まった）型の相を含んでいた。チタン
およびタンタルに富む共晶相も表面スケールの若干の領
域に存在した。ＣｒおよびＮｉに富む球状粒子も存在し
た。表面スケールの形成は、合金元素の偏折（溶質偏折
分晶）によって促進される凝固、および単結晶固化中に
発生する共晶および相反応物であるように見えた。鋳放
し共晶／二次的相表面スケールは非常に種々様々の厚さ
を有し、鋳造物に金属学的に結合し、付着性が強く、除
去するためには別個の機械的研磨ベルト処理仕上げを必
要とする。金属スケールは重要な合金元素がその金属ス
ケールに近い合金から欠落するという点で有害である。
このような機械的方法を用いて表面スケールを除去する
と、エアフォイルの寸法的および空気力学的一体性の変
化のためにその鋳造物は不合格になり得る。
【００２２】鋳放しスケールは、シェル型とニッケル−
ベース超合金メルトとの間の反応、るつぼやシェル型セ
ラミックスの腐食、およびシェル型からのセラミック粒
子の移出等に起因する酸化生成物、例えば層および／ま
たは粒子等の存在を伴って、または伴わずに生成し得
る。上記酸化生成物が存在する場合、一般的にはそれら
は凝固誘導性鋳放し表面スケールを覆う。上記酸化生成
物は酸化ジルコニウム、酸化アルミニウム等の酸化物、
および金型およびるつぼ製造に用いられるセラミック材
料によるジルコニウム−アルミニウム−珪素酸化物粒子
および層を含む。
ベース超合金メルトとの間の反応、るつぼやシェル型セ
ラミックスの腐食、およびシェル型からのセラミック粒
子の移出等に起因する酸化生成物、例えば層および／ま
たは粒子等の存在を伴って、または伴わずに生成し得
る。上記酸化生成物が存在する場合、一般的にはそれら
は凝固誘導性鋳放し表面スケールを覆う。上記酸化生成
物は酸化ジルコニウム、酸化アルミニウム等の酸化物、
および金型およびるつぼ製造に用いられるセラミック材
料によるジルコニウム−アルミニウム−珪素酸化物粒子
および層を含む。
【００２３】合金が０．０２重量％Ｃの炭素濃度を有す
る図１（Ｂ）において、単結晶鋳造のエアフォイル表面
の約４８％が鋳放しスケールで覆われた。
る図１（Ｂ）において、単結晶鋳造のエアフォイル表面
の約４８％が鋳放しスケールで覆われた。
【００２４】合金が０．０３９重量％Ｃの炭素濃度を有
する図１（Ｃ）においては、単結晶鋳造のエアフォイル
表面の約１０％が鋳放しスケールで覆われた。
する図１（Ｃ）においては、単結晶鋳造のエアフォイル
表面の約１０％が鋳放しスケールで覆われた。
【００２５】図２は、スケール被覆パーセント（エアフ
ォイルの％） 対 単結晶鋳造の炭素含有量 の関係をグ
ラフで示したものである。図２から、０．０４重量％よ
り高濃度の炭素、好適には０．０４重量％より多く、約
０．１重量％までのＣが単結晶鋳造物のエアフォイル表
面上の鋳放しスケール被覆を排除し、または１０％未満
の被覆にまで顕著に減少させることが明らかである。炭
素含有量を必要に応じて調節し、異なるニッケル−ベー
ス超合金で鋳放し表面スケールの減少または排除に関す
る本発明の利点を実現することができる。加熱物＃３の
より高い合金炭素濃度は、ＴａとＴｉ並びにＭｏ、Ｗ、
Ｈｆとのカーバイド等の合金カーバイドを鋳放し微細構
造中に形成するようにみえる。また、鋳放し金属スケー
ルの生成を減少させ、また、熱処理中の再結晶粒界を固
定し、それらの成長を遅らせることによって、熱処理中
の再結晶化粒子を減少または局所化するようにみえる。
ォイルの％） 対 単結晶鋳造の炭素含有量 の関係をグ
ラフで示したものである。図２から、０．０４重量％よ
り高濃度の炭素、好適には０．０４重量％より多く、約
０．１重量％までのＣが単結晶鋳造物のエアフォイル表
面上の鋳放しスケール被覆を排除し、または１０％未満
の被覆にまで顕著に減少させることが明らかである。炭
素含有量を必要に応じて調節し、異なるニッケル−ベー
ス超合金で鋳放し表面スケールの減少または排除に関す
る本発明の利点を実現することができる。加熱物＃３の
より高い合金炭素濃度は、ＴａとＴｉ並びにＭｏ、Ｗ、
Ｈｆとのカーバイド等の合金カーバイドを鋳放し微細構
造中に形成するようにみえる。また、鋳放し金属スケー
ルの生成を減少させ、また、熱処理中の再結晶粒界を固
定し、それらの成長を遅らせることによって、熱処理中
の再結晶化粒子を減少または局所化するようにみえる。
【００２６】図２から、合金の炭素濃度につれてスケー
ル被覆が減少することは次の等式（１）によってあらわ
されることが明らかである：スケールの％領域＝−０．
１９３×炭素含有量（ｐｐｍ）＋８６ （１）
ル被覆が減少することは次の等式（１）によってあらわ
されることが明らかである：スケールの％領域＝−０．
１９３×炭素含有量（ｐｐｍ）＋８６ （１）
【００２７】スケール被覆パーセントの測定はセラミッ
クシェル型を鋳造物から除去した後に行われた。各測定
は上記のように格子を単結晶ブレード鋳造物の写真上に
重ね、スケールを含むボックスをスケールのないボック
スに対して数えることによって行われた。３加熱物の各
々からの３ブレード鋳造物で撮った３枚の写真を平均す
ることによって比較した。
クシェル型を鋳造物から除去した後に行われた。各測定
は上記のように格子を単結晶ブレード鋳造物の写真上に
重ね、スケールを含むボックスをスケールのないボック
スに対して数えることによって行われた。３加熱物の各
々からの３ブレード鋳造物で撮った３枚の写真を平均す
ることによって比較した。
【００２８】異質再結晶粒子に関する鋳造および熱処理
の結果は、前記の炭素含有量０．００２５重量パーセン
トおよび０．０２重量％で１００個の単結晶鋳造物、そ
して炭素含有量０．０３９重量％で１２個の単結晶鋳造
物を上記の溶体化熱処理後、目で見て評価した。単結晶
鋳造物を目で観察し、その単結晶鋳造物表面の異質再結
晶化粒子の存在を調べた。その再結晶化粒子は、溶体化
熱処理中に、エアフォイル鋳造物の局部、例えばエアフ
ォイルの先端またはその他の部位の残留鋳造応力が減少
するにつれて生成し、成長するのが一般的である。炭素
濃度０．００２５重量％Ｃを有する単結晶鋳造物では再
結晶化粒子が約１０％に発生することが認められた（す
なわち炭素含有量０．００２５重量％Ｃを有する１００
単結晶鋳造物のうち１０が顧客仕様書により不合格にな
る程度の再結晶粒子を示した）。炭素濃度０．０２重量
％Ｃを有する単結晶鋳造物では再結晶粒子の約３０％の
発生が認められた（すなわち単結晶鋳造物の１００サン
プル中３０が顧客仕様書により不合格になる程度に再結
晶粒子を示した）。しかし０．０３９重量％の合金炭素
濃度では、単結晶鋳造物のサンプルで溶体化熱処理後に
単結晶鋳造物上に目で認められる再結晶粒子を示したも
のは一つもなかった。こうして本発明は、ニッケル−ベ
ース超合金の炭素濃度を高めて、これから作られる単結
晶鋳造物上の再結晶粒子を有効に排除する炭素濃度にす
ることを推奨するものである。合金カーバイド類、例え
ばＴａとＴｉ並びにＮｉ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗとのカーバイ
ドが鋳放し微細構造中に形成され、それは全ての再結晶
粒界を固定し、溶体化熱処理中におけるそれらの成長を
制限するようにみえる。
の結果は、前記の炭素含有量０．００２５重量パーセン
トおよび０．０２重量％で１００個の単結晶鋳造物、そ
して炭素含有量０．０３９重量％で１２個の単結晶鋳造
物を上記の溶体化熱処理後、目で見て評価した。単結晶
鋳造物を目で観察し、その単結晶鋳造物表面の異質再結
晶化粒子の存在を調べた。その再結晶化粒子は、溶体化
熱処理中に、エアフォイル鋳造物の局部、例えばエアフ
ォイルの先端またはその他の部位の残留鋳造応力が減少
するにつれて生成し、成長するのが一般的である。炭素
濃度０．００２５重量％Ｃを有する単結晶鋳造物では再
結晶化粒子が約１０％に発生することが認められた（す
なわち炭素含有量０．００２５重量％Ｃを有する１００
単結晶鋳造物のうち１０が顧客仕様書により不合格にな
る程度の再結晶粒子を示した）。炭素濃度０．０２重量
％Ｃを有する単結晶鋳造物では再結晶粒子の約３０％の
発生が認められた（すなわち単結晶鋳造物の１００サン
プル中３０が顧客仕様書により不合格になる程度に再結
晶粒子を示した）。しかし０．０３９重量％の合金炭素
濃度では、単結晶鋳造物のサンプルで溶体化熱処理後に
単結晶鋳造物上に目で認められる再結晶粒子を示したも
のは一つもなかった。こうして本発明は、ニッケル−ベ
ース超合金の炭素濃度を高めて、これから作られる単結
晶鋳造物上の再結晶粒子を有効に排除する炭素濃度にす
ることを推奨するものである。合金カーバイド類、例え
ばＴａとＴｉ並びにＮｉ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｗとのカーバイ
ドが鋳放し微細構造中に形成され、それは全ての再結晶
粒界を固定し、溶体化熱処理中におけるそれらの成長を
制限するようにみえる。
【００２９】本発明は、超合金の単結晶鋳造物表面の鋳
放し金属スケールの生成および鋳造物の機械的特性の発
現のための溶体化熱処理後の再結晶化粒子の生成を実質
的に減少させるかまたは排除する量にまで高めた炭素濃
度を有する単結晶鋳造物を提供する。
放し金属スケールの生成および鋳造物の機械的特性の発
現のための溶体化熱処理後の再結晶化粒子の生成を実質
的に減少させるかまたは排除する量にまで高めた炭素濃
度を有する単結晶鋳造物を提供する。
【００３０】本発明は、鋳造条件において表面スケール
が実質的に生成せず、溶体化熱処理条件において再結晶
化粒子が実質上無い単結晶ブレードおよび羽根（エアフ
ォイル）を提供する。本発明は大小無数のサイズのエア
フォイルの製造において実施できる。大きいエアフォイ
ルは、固定された工業的ガスタービンエンジンのタービ
ンの諸段階に用いられる長さ約２０センチメートルない
し約６０センチメートル以上、例えば約９０センチメー
トルの長さの、大きい工業的ガスタービン（ＩＧＴ）ブ
レードを含む。
が実質的に生成せず、溶体化熱処理条件において再結晶
化粒子が実質上無い単結晶ブレードおよび羽根（エアフ
ォイル）を提供する。本発明は大小無数のサイズのエア
フォイルの製造において実施できる。大きいエアフォイ
ルは、固定された工業的ガスタービンエンジンのタービ
ンの諸段階に用いられる長さ約２０センチメートルない
し約６０センチメートル以上、例えば約９０センチメー
トルの長さの、大きい工業的ガスタービン（ＩＧＴ）ブ
レードを含む。
【００３１】本発明をその特殊の実施態様に関して説明
したが、本発明はこれに制限されるものではなく、請求
に示される範囲によってのみ制限される。
したが、本発明はこれに制限されるものではなく、請求
に示される範囲によってのみ制限される。
【００３２】
【発明の効果】本発明は、超合金の単結晶鋳造物表面の
鋳放し金属スケールの生成および鋳造物の機械的特性の
発現のために溶体化熱処理後の再結晶化粒子の生成を実
質的に減少させるかまたは排除する量にまで高めた炭素
濃度を有する単結晶鋳造物を鋳造することができる。本
発明は、鋳造条件において表面スケールが実質的に生成
せず、溶体化熱処理条件において再結晶化粒子が実質上
無い単結晶鋳造物、例えば、単結晶ブレードおよび羽根
（エアフォイル）を鋳造することができる。
鋳放し金属スケールの生成および鋳造物の機械的特性の
発現のために溶体化熱処理後の再結晶化粒子の生成を実
質的に減少させるかまたは排除する量にまで高めた炭素
濃度を有する単結晶鋳造物を鋳造することができる。本
発明は、鋳造条件において表面スケールが実質的に生成
せず、溶体化熱処理条件において再結晶化粒子が実質上
無い単結晶鋳造物、例えば、単結晶ブレードおよび羽根
（エアフォイル）を鋳造することができる。
【図１】（Ａ）（Ｂ）（Ｃ）はセラミックシェル型の除
去後の鋳造単結晶ニッケル−ベース超合金タービンブレ
ードのエアフォイル領域の写真であり、ニッケル−ベー
ス超合金の炭素濃度が、金型を除去した後にエアフォイ
ル表面上に存在する金属表面スケールの量に及ぼす影響
を示すものである。
去後の鋳造単結晶ニッケル−ベース超合金タービンブレ
ードのエアフォイル領域の写真であり、ニッケル−ベー
ス超合金の炭素濃度が、金型を除去した後にエアフォイ
ル表面上に存在する金属表面スケールの量に及ぼす影響
を示すものである。
【図２】鋳造表面のスケール被覆パーセント対ニッケル
−ベース超合金の炭素濃度の関係をあらわすグラフであ
る。
−ベース超合金の炭素濃度の関係をあらわすグラフであ
る。
───────────────────────────────────────────────────── 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 1/00 ６５１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５１Ｂ ６８２ ６８２ (72)発明者 ジョン コリガン アメリカ合衆国 23693 ヴァージニア州 ヨークタウン カースロップ ネック ロード 1710番地 (72)発明者 ギルバート エム． グラッティ アメリカ合衆国 23430 ヴァージニア州 スミスフィールド ミル スワンプ ロ ード 15163番地 (72)発明者 ラッセル ジー． ヴォグ アメリカ合衆国 23692 ヴァージニア州 ヨークタウン ブルー ヘロン ドライ ヴ 302番地
Claims (20)
- 【請求項１】単結晶鋳造物の製法であって、合金元素と
してＣｒ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、およびＡｌを含むニ
ッケル−ベース超合金において、前記超合金が、鋳放し
金属表面スケールの生成を実質上減らすのに有効なＣ濃
度を有する単結晶鋳造物として鋳造される際に鋳放し金
属表面スケールを示す上記ニッケル−ベース超合金を提
供し、 金型中で前記超合金を凝固して単結晶鋳造物を形成する
諸段階を含む単結晶鋳造物の鋳造方法。 - 【請求項２】 前記ニッケル−ベース超合金がＴｉ、Ｒ
ｅ、Ｈｆ、Ｙ、希土類元素、ＭｇおよびＢの少なくとも
１種類を含む請求項１記載の単結晶鋳造物の鋳造方法。 - 【請求項３】 前記超合金が前記スケールを含まない請
求項１記載の単結晶鋳造物の鋳造方法。 - 【請求項４】 鋳造物を溶体化熱処理することを含み、
熱処理後に再結晶化粒子が減少する請求項１記載の単結
晶鋳造物の鋳造方法。 - 【請求項５】 単結晶鋳造物の製法であって、重量％で
実質的に約６％ないし６．８％Ｃｒ、約８％ないし１０
％Ｃｏ、約０．５％ないし０．７％Ｍｏ、約５．０％な
いし６．６％Ｗ、約６．３％ないし７％Ｔａ、約５．４
％ないし５．８％Ａｌ、約０．６％ないし１．２％Ｔ
ｉ、約０．０５％ないし０．３％Ｈｆ、約１００ｐｐｍ
（重量）までのＢ、５０ｐｐｍ（重量）までのＭｇ、お
よび残部が実質的Ｎｉからなり、超合金を単結晶鋳造物
として鋳造する際に鋳放し金属表面スケールを示すニッ
ケル−ベース超合金を提供し、前記超合金を単結晶とし
て鋳造する際に鋳放し金属スケールの生成を実質的に減
少させるために有効な、０．０４重量％より高いＣ濃度
を有する前記超合金を提供することを含み、前記超合金
を金型中で凝固し、単結晶鋳造物を形成することを含ん
でなる単結晶鋳造物の鋳造方法。 - 【請求項６】 前記超合金が鋳造し放しで前記スケール
を含まない請求項５記載の単結晶鋳造物の鋳造方法。 - 【請求項７】 鋳造物の溶体化熱処理を含み、熱処理後
の再結晶化粒子が減少する請求項５記載の単結晶鋳造物
の鋳造方法。 - 【請求項８】 Ｃが０．０４重量％ないし約０．１重量
％の量含まれる請求項５記載の単結晶鋳造物の鋳造方
法。 - 【請求項９】 単結晶鋳造物の製法であって、Ｃｒ、Ｃ
ｏ、Ｍｏ、Ｗ、ＴａおよびＡｌを合金元素として含むニ
ッケル−ベース超合金において、前記超合金を単結晶鋳
造物として鋳造する際に鋳放し金属表面スケールを示す
前記ニッケル−ベース超合金を提供し、前記超合金が単
結晶として鋳造される際に鋳放し金属スケールの生成を
実質的に減少させるのに有効な、下記の式によって調節
されるＣ濃度を前記超合金に与えることを含み、 スケール部分の領域％＝−０.１９３×炭素含有量（ｐ
ｐｍ）＋８６ 前記超合金を金型中で凝固し、単結晶鋳造物を形成する
単結晶鋳造物の鋳造方法。 - 【請求項１０】 前記鋳造物を熱処理することを含み、
熱処理後の再結晶化粒子が減少する請求項９記載の単結
晶鋳造物の鋳造方法。 - 【請求項１１】 前記超合金がＴｉ、Ｒｅ、Ｈｆ、Ｙ、
希土類元素、ＭｇおよびＢの少なくとも１種類を含む請
求項９記載の単結晶鋳造物の鋳造方法。 - 【請求項１２】 重量％であらわして、実質的に約６％
ないし６．８％Ｃｒ、約８％ないし１０％Ｃｏ、約０．
５％ないし０．７％Ｍｏ、約５．０％ないし６．６％
Ｗ、約６．３％ないし７％Ｔａ、約５．４％ないし５．
８％Ａｌ、約０．６％ないし１．２％Ｔｉ、約０．０５
％ないし０．３％Ｈｆ、約１００ｐｐｍ（重量）までの
Ｂ、５０ｐｐｍ（重量）までのＭｇ、１００ｐｐｍまで
のＹおよび残部が実質的Ｎｉおよび０．０４重量％より
高いＣ濃度からなり、鋳放し金属スケールが実質的に無
い、鋳放し金属スケール−フリー単結晶ニッケル−ベー
ス合金鋳造物。 - 【請求項１３】 Ｈｆ含有量が約０．１５ないし約０．
３０重量％である請求項１２記載の鋳造物。 - 【請求項１４】 Ｒｅを含む請求項１２記載の鋳造物。
- 【請求項１５】 重量％であらわして、実質的に約６％
ないし６．８％Ｃｒ、約８％ないし１０％Ｃｏ、約０．
５％ないし０．７％Ｍｏ、約５．０％ないし６．６％
Ｗ、約６．３％ないし７％Ｔａ、約５．４％ないし５．
８％Ａｌ、約０．６％ないし１．２％Ｔｉ、約０．１５
％ないし０．３％Ｈｆ、約１００ｐｐｍ（重量）までの
Ｂ、５０ｐｐｍ（重量）までのＭｇ、１００ｐｐｍまで
のＹおよび残部が実質的Ｎｉおよび０．０４重量％より
高いＣ濃度からなる単結晶ニッケル−ベース合金であっ
て、前記合金を単結晶として鋳造する際に鋳放し金属ス
ケールが実質上無い単結晶鋳造物を製造する前記単結晶
ニッケル−ベース合金の鋳造物。 - 【請求項１６】 Ｒｅを含む請求項１５記載の鋳造物。
- 【請求項１７】 単結晶鋳造物の製法であって、Ｃｒ、
Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、ＴａおよびＡｌを合金元素として含む
ニッケル−ベース超合金において、前記超合金を溶体化
熱処理する際に粒子再結晶化を示すニッケル−ベース超
合金を提供し、熱処理中の粒子再結晶化を実質的に減ら
すのに有効なＣ濃度を前記超合金に与えることを含み、 前記超合金を溶体化熱処理することを含んでなる単結晶
鋳造物の鋳造方法。 - 【請求項１８】 前記ニッケル−ベース超合金がＴｉ、
Ｒｅ、Ｈｆ、Ｙ、希土類元素、ＭｇおよびＢの少なくと
も１種類を含む請求項１７記載の単結晶鋳造物の鋳造方
法。 - 【請求項１９】 前記ニッケル−ベース超合金が、重量
％であらわして、実質的に約６％ないし６．８％Ｃｒ、
約８％ないし１０％Ｃｏ、約０．５％ないし０．７％Ｍ
ｏ、約５．０％ないし６．６％Ｗ、約６．３％ないし７
％Ｔａ、約５．４％ないし５．８％Ａｌ、約０．６％な
いし１．２％Ｔｉ、約０．０５％ないし０．３％Ｈｆ、
約１００ｐｐｍ（重量）までのＢ、５０ｐｐｍ（重量）
までのＭｇ、０．４％より多いＣ、および残部が実質的
Ｎｉからなる請求項１７記載の単結晶鋳造物の鋳造方
法。 - 【請求項２０】 Ｈｆ含有量が約０．１５ないし約０．
３０重量％である請求項１７記載の単結晶鋳造物の鋳造
方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US09/276,858 US20020007877A1 (en) | 1999-03-26 | 1999-03-26 | Casting of single crystal superalloy articles with reduced eutectic scale and grain recrystallization |
| US09/276858 | 1999-03-26 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000312964A true JP2000312964A (ja) | 2000-11-14 |
Family
ID=23058365
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000084436A Pending JP2000312964A (ja) | 1999-03-26 | 2000-03-24 | 単結晶超合金製品鋳造物の鋳造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US20020007877A1 (ja) |
| EP (1) | EP1038983A1 (ja) |
| JP (1) | JP2000312964A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004332114A (ja) * | 2003-04-28 | 2004-11-25 | Howmet Research Corp | ニッケル基超合金及び単結晶鋳造品 |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002167636A (ja) * | 2000-10-30 | 2002-06-11 | United Technol Corp <Utc> | 接合被覆なしに断熱被覆を保持できる低密度耐酸化性超合金材料 |
| US20020164263A1 (en) * | 2001-03-01 | 2002-11-07 | Kenneth Harris | Superalloy for single crystal turbine vanes |
| US7011721B2 (en) | 2001-03-01 | 2006-03-14 | Cannon-Muskegon Corporation | Superalloy for single crystal turbine vanes |
| US8123872B2 (en) * | 2006-02-22 | 2012-02-28 | General Electric Company | Carburization process for stabilizing nickel-based superalloys |
| MX2007012558A (es) * | 2007-05-23 | 2008-11-24 | Mi Llc | Uso de emulsiones de epoxi invertidas para estabilizacion en la cava de pozos. |
| US20130230405A1 (en) * | 2007-08-31 | 2013-09-05 | Kevin Swayne O'Hara | Nickel base superalloy compositions being substantially free of rhenium and superalloy articles |
| US8876989B2 (en) | 2007-08-31 | 2014-11-04 | General Electric Company | Low rhenium nickel base superalloy compositions and superalloy articles |
| US9551053B2 (en) | 2011-06-23 | 2017-01-24 | United Technologies Corporation | Method for limiting surface recrystallization |
| SG11201506895VA (en) | 2013-03-15 | 2015-09-29 | United Technologies Corp | Cast component having corner radius to reduce recrystallization |
| FR3100144B1 (fr) * | 2019-09-04 | 2021-10-01 | Safran Aircraft Engines | Procede de fabrication d’une piece metallique limitant l’apparition de grains recristallises dans ladite piece |
| CN114921706B (zh) * | 2022-04-25 | 2023-08-01 | 西北工业大学 | 改性的镍基铸造高温合金及制备方法 |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4209348A (en) * | 1976-11-17 | 1980-06-24 | United Technologies Corporation | Heat treated superalloy single crystal article and process |
| US4371404A (en) * | 1980-01-23 | 1983-02-01 | United Technologies Corporation | Single crystal nickel superalloy |
| US4459160A (en) * | 1980-03-13 | 1984-07-10 | Rolls-Royce Limited | Single crystal castings |
| US4488915A (en) * | 1981-09-11 | 1984-12-18 | Rolls-Royce Limited | Single-crystal castings |
| US4643782A (en) * | 1984-03-19 | 1987-02-17 | Cannon Muskegon Corporation | Single crystal alloy technology |
| US5100484A (en) * | 1985-10-15 | 1992-03-31 | General Electric Company | Heat treatment for nickel-base superalloys |
| US4981528A (en) * | 1987-09-16 | 1991-01-01 | Rockwell International Corporation | Hot isostatic pressing of single crystal superalloy articles |
| US5455120A (en) * | 1992-03-05 | 1995-10-03 | General Electric Company | Nickel-base superalloy and article with high temperature strength and improved stability |
| US5366695A (en) * | 1992-06-29 | 1994-11-22 | Cannon-Muskegon Corporation | Single crystal nickel-based superalloy |
| US5549765A (en) * | 1993-03-18 | 1996-08-27 | Howmet Corporation | Clean single crystal nickel base superalloy |
| EP0763604B1 (en) * | 1995-09-18 | 2007-08-22 | Howmet Corporation | Clean single crystal nickel base superalloy |
| DE19624056A1 (de) * | 1996-06-17 | 1997-12-18 | Abb Research Ltd | Nickel-Basis-Superlegierung |
| US5723800A (en) * | 1996-07-03 | 1998-03-03 | Nachi-Fujikoshi Corp. | Wear resistant cermet alloy vane for alternate flon |
-
1999
- 1999-03-26 US US09/276,858 patent/US20020007877A1/en not_active Abandoned
-
2000
- 2000-03-22 EP EP00106211A patent/EP1038983A1/en not_active Withdrawn
- 2000-03-24 JP JP2000084436A patent/JP2000312964A/ja active Pending
-
2003
- 2003-07-11 US US10/618,054 patent/US20040007296A1/en not_active Abandoned
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004332114A (ja) * | 2003-04-28 | 2004-11-25 | Howmet Research Corp | ニッケル基超合金及び単結晶鋳造品 |
| JP4607490B2 (ja) * | 2003-04-28 | 2011-01-05 | ハウメット リサーチ コーポレイション | ニッケル基超合金及び単結晶鋳造品 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20020007877A1 (en) | 2002-01-24 |
| US20040007296A1 (en) | 2004-01-15 |
| EP1038983A1 (en) | 2000-09-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0246082B1 (en) | Single crystal super alloy materials | |
| KR100622719B1 (ko) | 초합금 주조 제품, 방향성 응고 단결정 초합금 제품, 가스 터빈, 터빈 블레이드, 노즐, 버킷, 베인 및 에어포일과, 방향성 응고 주상 단결정 제품, 다결정 제품 및 그 제조 방법 | |
| EP3183372B1 (en) | Enhanced superalloys by zirconium addition | |
| US4222794A (en) | Single crystal nickel superalloy | |
| EP1431405B1 (en) | Coated article comprising a nickel base superalloy | |
| CA1206398A (en) | Superalloy single crystal articles | |
| US5173255A (en) | Cast columnar grain hollow nickel base alloy articles and alloy and heat treatment for making | |
| JP2003529677A (ja) | 耐熱性の構造部材及びその製造方法 | |
| JP3184882B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶合金とその製造方法 | |
| US20100071812A1 (en) | Unidirectionally-solidification process and castings formed thereby | |
| US9144842B2 (en) | Unidirectional solidification process and apparatus and single-crystal seed therefor | |
| JP2000312964A (ja) | 単結晶超合金製品鋳造物の鋳造方法 | |
| US20130022803A1 (en) | Unidirectionally-solidification process and castings formed thereby | |
| US20100135847A1 (en) | Nickel-containing alloys, method of manufacture thereof and articles derived therefrom | |
| JP4222540B2 (ja) | 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 | |
| EP0362661B1 (en) | Cast columnar grain hollow nickel base alloy article and alloy and heat treatment for making | |
| EP1038982A1 (en) | Single crystal superalloy articles with reduced grain recrystallization | |
| KR20180081313A (ko) | 방향성 응고 Ni기 초내열 합금 및 이의 제조 방법 | |
| JP2005139548A (ja) | ニッケル基超合金及び単結晶鋳造品 | |
| EP1438441B1 (en) | Heat treatment of alloys having elements for improving grain boundary strength | |
| JP4223627B2 (ja) | ニッケル基単結晶耐熱超合金、その製造方法及びニッケル基単結晶耐熱超合金を用いたタービン翼 | |
| US20120175027A1 (en) | Heat Treatment of Alloys Having Elements for Improving Grain Boundary Strength | |
| JPH0770678A (ja) | 高強度超合金および高強度単結晶鋳造物 | |
| JPH10158768A (ja) | 低ジルコニウム−ニツケル系超合金のｄｓ注型品 |