JP2001521099A - 多数の単結晶スーパーアロイ鋳物セグメントから製造したタービン翼 - Google Patents
多数の単結晶スーパーアロイ鋳物セグメントから製造したタービン翼Info
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Abstract
(57)【要約】
別個に鋳造したスーパーアロイのセグメントよりなる大型のタービン翼を開示する。タービン翼は、その低応力領域に隣接するセグメント間の結合ラインが来るように設計されている。翼の鋳造されたスーパーアロイのセグメントは整列され且つ特定の公差でぴったりと適合される。タービン翼のセグメントはその後過渡液相結合により接合された後、制御された対応の熱処理を施されて結合領域に所望の微細構造が発生する。この方法は歩留まりが非常に低く高コストの鋳造大型タービン翼を単片として鋳造する従来の方法とは対照的に、小さい高品質のスーパーアロイ鋳物部分を結合することにより大型の高品質タービン翼の製造を可能にする。
Description
本願は、１９９７年１０月２７日付け米国仮出願第６０／０６３、６４０の優
先権を主張する。
先権を主張する。
本発明は、発電用燃焼ガスタービンに関し、さらに詳細には、スーパーアロイ
鋳物の多数のセグメントより成るかかるタービンの翼に関する。
鋳物の多数のセグメントより成るかかるタービンの翼に関する。
現在の高効率発電用燃焼タービン機関に使用されている最先端の動翼及び静翼は
単結晶合金のような高品質材料で製造され、その部品の内側及び外側寸法は正確
に制御されている。これらの部品はサイズが大きいため、いくつかの方面から低
コスト製造法開発への努力が続けられている。 現在開発中の最新式タービンシステム（ＡＴＳ）のような陸用ガスタービンは、
最先端材料で製造される低コストで高性能の部品を必要とする。タービンの第１
列及び第２列の動翼及び静翼は複雑な内側及び外側構造を有するため、欠陥のな
い材料で製造しなければならない。かかる特徴を有する部品は航空機のエンジン
用として開発されているが、発電用タービンの部品はサイズが大きいためその開
発には多大な困難を伴う。現在のところ、鋳造により欠陥のない大型部品をかな
り高い歩留まりで製造することは不可能である。 別の製造方法として、本質的に欠陥のない小さい副部品を鋳造し、その後それら
の副部品を高品質の結合プロセスにより接合することが考えられる。しかしなが
ら、現在、ＡＴＳクラスのエンジンへの使用が検討されているＣＭＳＸ−４のよ
うな最先端の単結晶スーパーアロイを結合するために必要な技術は存在しない。
単結晶合金のような高品質材料で製造され、その部品の内側及び外側寸法は正確
に制御されている。これらの部品はサイズが大きいため、いくつかの方面から低
コスト製造法開発への努力が続けられている。 現在開発中の最新式タービンシステム（ＡＴＳ）のような陸用ガスタービンは、
最先端材料で製造される低コストで高性能の部品を必要とする。タービンの第１
列及び第２列の動翼及び静翼は複雑な内側及び外側構造を有するため、欠陥のな
い材料で製造しなければならない。かかる特徴を有する部品は航空機のエンジン
用として開発されているが、発電用タービンの部品はサイズが大きいためその開
発には多大な困難を伴う。現在のところ、鋳造により欠陥のない大型部品をかな
り高い歩留まりで製造することは不可能である。 別の製造方法として、本質的に欠陥のない小さい副部品を鋳造し、その後それら
の副部品を高品質の結合プロセスにより接合することが考えられる。しかしなが
ら、現在、ＡＴＳクラスのエンジンへの使用が検討されているＣＭＳＸ−４のよ
うな最先端の単結晶スーパーアロイを結合するために必要な技術は存在しない。
ガスタービン高温部の翼は、高品質の鋳造部品を結合した単結晶スーパーアロ
イ鋳物により製造される。本発明によると、歩留まりが非常に低いと同時に個々
の部品コストが高くなるタービン翼を単片部品として鋳造する従来の方法とは対
照的に、大型で高品質のタービン翼を小さい高品質部分に分けてそれらを結合す
ることにより製造するのが可能になる。 本発明は、ガスタービン用の大型単結晶部品を高い歩留まりで生産するのを可
能にする。この方法によると、タービン翼のコストが商業用の用途にとって受け
入れ可能な範囲に低下する。また、従来の単結晶材料の鋳造方法では得られなか
った、部品の正確な輪郭と最適な材料品質及び性能を同時に得ることができる。
本発明の方法は、鋳型の中子を不用にすることにより、部品内部の幾何学的形状
及び特徴部分の制御を可能にする。さらに、製造時内部の冷却チャンネルへのア
クセスが可能なため、内部冷却チャンネルの特徴部分及び壁の寸法を正確に制御
することができる。内部の粒子構造及び欠陥の存在も調べることができる。本発
明によると、非常に低いコストで単結晶のタービン翼を高い精度で製造できる。 タービン翼は、結合ラインが翼の低応力箇所に来るように設計される。翼の各
部は高い精度でぴったりと結合できるように、特に余剰部分をもつように鋳造さ
れる。正しい輪郭を持ち、ぴったり適合するように部品を成形するため に法を
用いることができる。タービン翼の各部は、共ＥＤＭ(co-EDM)等の切削加工プロ
セスにより０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のオーダーの非常に精密な適
合が可能なように調整される。翼の各部の間の結合ギャップには、その後、フォ
イルまたはペーストを充填する。結合用フォイル及び熱プロセスは、高品質及び
高強度の結合部を提供するように選択する。１つの実施例において、単結晶部品
を他の単結晶部品と結合する。別の実施例では、単結晶部品を方向性凝固部分を
含む多結晶部品と結合することにより低コストのハイブリット翼の製造が可能に
なる。 設計するタービン翼は、低応力箇所に沿って２またはそれ以上の部分に分割す
る。１つの実施例では、翼をカンバ線にほぼ沿う単一表面に沿って分割すること
により、高品質の鋳物を効率的に結合することが可能となり、従来法では欠陥な
しに高い歩留まりで製造できなかった単結晶スーパーアロイ鋳物より成る本質的
に欠陥のない翼が製造される。別の実施例では、翼形のカンバ線にほぼ沿う単一
表面の元の断面に加えて根元部分をさらに２つの表面に沿って分割することによ
り、設計翼を４つの部分に分ける。従って、これら４つの部分は、元の２つの部
分をさらに２つの小部分に分けることによって画定される。これら２つの小部分
は、好ましくは翼の根元部分にある。それらは低応力表面に亘って提供され、翼
の根元部分の外表面の表面輪郭と内側の結合表面の輪郭とで画定される。後で多
数の部分を鋳造し、過渡液相結合により結合して単一の構造体にすると、高品質
の鋳物が効率的に結合された、非常に高温度で動作可能で、本質的に欠陥のない
翼が製造される。 さらに別の実施例において、タービン翼の翼形部分は単結晶合金として鋳造し
、根元の外側部分は多結晶合金として鋳造する。個々の高品質部分を高い歩留ま
りで鋳造し、その後過渡液相結合のような結合プロセスにより結合すると、本質
的に欠陥のない高品質のタービン翼が低コストで製造できる。 鋳物の各部のサイズを減少すると、最終製品の品質が向上する。即ち、鋳物の
各部が小さいと、粒界、裂片及び小斑点の発生が減少する。さらに、鋳造部分を
中実部分として選択できるため、比較的かどばった形の中子の周りでの鋳造に関
連する問題を回避できる。これらの方法により、欠陥鋳物が製造される確率が減
少し、鋳造の歩留まりが８０乃至９０％のオーダーとなる。 翼構造のセグメント方式による組立てを基本とする本発明の方法は、脆弱性の
低い結合面が熱的、空気力学的及び機械的条件を総合的に満足するようにセグメ
ントに分割する。このセグメント化は、部品の鋳造を容易にし、組立を簡単化し
、また結合面を最小応力箇所に位置させる、小さなセグメントへの分割より成る
。セグメント化設計プロセスは好ましくは、結合面に亘って有意な荷重を受けな
い連続性のあるゆっくりした曲面を突き止める。部品表面から急激な曲率及び凹
んだ及び突出した特徴部分をなくすることにより、鋳造の歩留まりが向上するだ
けでなく、結合時、結合用媒体の適用並びに部品の取付け具への装着が容易にな
る。 過渡液相結合プロセスは、最先端の単結晶の大型翼を結合する機会を与える。結
合用フォイルの化学的性質を単結晶構造の結合領域にわたって構造が連続するよ
うに調製することができるが、これは母材金属中だけでなく結合領域においても
最適のγ／γ´構造が得られるように結合後の熱処理を適合できることを条件と
する。結合領域の微細構造を母材の微細構造とマッチさせるだけでなく、結合用
フォイルを母材に用いる熱処理プロセスに適合するように選択する。 ＣＡＤを最新式の有限要素モデル（ＦＥＭ）法と組み合わせると、セグメント化
した小部品の製造及び機械的分析が極めて容易になる。これらの手法は、中実の
モデルを別個のドメインに分割するセグメント化した表面により翼の幾何学的形
状の画定を可能にする。セグメント化は、原型の翼からスタートして、セグメン
ト化表面となり得る表面を選択し、それらを表面にかかる予想荷重の観点から量
的に評価することにより行う。次いで、鋳造及び結合を容易にする滑らかで連続
する表面を提供するという観点から、それらの表面を質的に検討する。その後、
鋳造品質を損ない結合を不可能にするかどばった隅部のような特徴部分を無くす
るように、選択した表面を修正することができる。修正済みの表面を、その後、
ＦＥＭにより再分析して結合ラインにかかる可能性のある荷重を再評価すること
ができる。 現在の翼設計における条件には、高サイクル疲労、低サイクル疲労、クリープ、
塑性、熱-機械的疲労が含まれる。結合表面となり得る表面のＦＥＭ分析により 、結合する金属の機械的特性がこれらの条件を満たすか否かが分かる。実際、結
合領域の特性はこれらの条件により決まる特性を越えるものでなければならない
。この結合プロセスは母材金属の性能の９０％を目標とすることが好ましいが、
その結果得られた材料特性は結合部で低下しているため、結合表面を動作時にか
かる応力が最小のところにくるようにする。 本発明は、一側面で見ると、陸用ガスタービンの単結晶を含むタービン翼の製
造方法を提供する。この方法は、タービン翼を形成する単結晶スーパーアロイを
選択し、スーパーアロイの複数の個々の鋳物により形成されるタービン翼の複数
のセグメントを選択し、スーパーアロイを複数の鋳型で鋳造することにより前記
セグメントを形成し、前記セグメントを結合するステップよりなり、 セグメントの部位は隣接するセグメント間の接合部が低応力箇所に来るように選
択されている。 本発明は、別の側面で見ると、スーパーアロイ鋳物の多数のセグメントよりな
る陸用ガスタービンのタービン翼を提供することにある。これらのセグメントは
、それらの間の接合部が低応力箇所に来るように設計されている。 本発明の上記及び他の側面は、以下の説明からさらに明らかになるであろう。
イ鋳物により製造される。本発明によると、歩留まりが非常に低いと同時に個々
の部品コストが高くなるタービン翼を単片部品として鋳造する従来の方法とは対
照的に、大型で高品質のタービン翼を小さい高品質部分に分けてそれらを結合す
ることにより製造するのが可能になる。 本発明は、ガスタービン用の大型単結晶部品を高い歩留まりで生産するのを可
能にする。この方法によると、タービン翼のコストが商業用の用途にとって受け
入れ可能な範囲に低下する。また、従来の単結晶材料の鋳造方法では得られなか
った、部品の正確な輪郭と最適な材料品質及び性能を同時に得ることができる。
本発明の方法は、鋳型の中子を不用にすることにより、部品内部の幾何学的形状
及び特徴部分の制御を可能にする。さらに、製造時内部の冷却チャンネルへのア
クセスが可能なため、内部冷却チャンネルの特徴部分及び壁の寸法を正確に制御
することができる。内部の粒子構造及び欠陥の存在も調べることができる。本発
明によると、非常に低いコストで単結晶のタービン翼を高い精度で製造できる。 タービン翼は、結合ラインが翼の低応力箇所に来るように設計される。翼の各
部は高い精度でぴったりと結合できるように、特に余剰部分をもつように鋳造さ
れる。正しい輪郭を持ち、ぴったり適合するように部品を成形するため に法を
用いることができる。タービン翼の各部は、共ＥＤＭ(co-EDM)等の切削加工プロ
セスにより０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のオーダーの非常に精密な適
合が可能なように調整される。翼の各部の間の結合ギャップには、その後、フォ
イルまたはペーストを充填する。結合用フォイル及び熱プロセスは、高品質及び
高強度の結合部を提供するように選択する。１つの実施例において、単結晶部品
を他の単結晶部品と結合する。別の実施例では、単結晶部品を方向性凝固部分を
含む多結晶部品と結合することにより低コストのハイブリット翼の製造が可能に
なる。 設計するタービン翼は、低応力箇所に沿って２またはそれ以上の部分に分割す
る。１つの実施例では、翼をカンバ線にほぼ沿う単一表面に沿って分割すること
により、高品質の鋳物を効率的に結合することが可能となり、従来法では欠陥な
しに高い歩留まりで製造できなかった単結晶スーパーアロイ鋳物より成る本質的
に欠陥のない翼が製造される。別の実施例では、翼形のカンバ線にほぼ沿う単一
表面の元の断面に加えて根元部分をさらに２つの表面に沿って分割することによ
り、設計翼を４つの部分に分ける。従って、これら４つの部分は、元の２つの部
分をさらに２つの小部分に分けることによって画定される。これら２つの小部分
は、好ましくは翼の根元部分にある。それらは低応力表面に亘って提供され、翼
の根元部分の外表面の表面輪郭と内側の結合表面の輪郭とで画定される。後で多
数の部分を鋳造し、過渡液相結合により結合して単一の構造体にすると、高品質
の鋳物が効率的に結合された、非常に高温度で動作可能で、本質的に欠陥のない
翼が製造される。 さらに別の実施例において、タービン翼の翼形部分は単結晶合金として鋳造し
、根元の外側部分は多結晶合金として鋳造する。個々の高品質部分を高い歩留ま
りで鋳造し、その後過渡液相結合のような結合プロセスにより結合すると、本質
的に欠陥のない高品質のタービン翼が低コストで製造できる。 鋳物の各部のサイズを減少すると、最終製品の品質が向上する。即ち、鋳物の
各部が小さいと、粒界、裂片及び小斑点の発生が減少する。さらに、鋳造部分を
中実部分として選択できるため、比較的かどばった形の中子の周りでの鋳造に関
連する問題を回避できる。これらの方法により、欠陥鋳物が製造される確率が減
少し、鋳造の歩留まりが８０乃至９０％のオーダーとなる。 翼構造のセグメント方式による組立てを基本とする本発明の方法は、脆弱性の
低い結合面が熱的、空気力学的及び機械的条件を総合的に満足するようにセグメ
ントに分割する。このセグメント化は、部品の鋳造を容易にし、組立を簡単化し
、また結合面を最小応力箇所に位置させる、小さなセグメントへの分割より成る
。セグメント化設計プロセスは好ましくは、結合面に亘って有意な荷重を受けな
い連続性のあるゆっくりした曲面を突き止める。部品表面から急激な曲率及び凹
んだ及び突出した特徴部分をなくすることにより、鋳造の歩留まりが向上するだ
けでなく、結合時、結合用媒体の適用並びに部品の取付け具への装着が容易にな
る。 過渡液相結合プロセスは、最先端の単結晶の大型翼を結合する機会を与える。結
合用フォイルの化学的性質を単結晶構造の結合領域にわたって構造が連続するよ
うに調製することができるが、これは母材金属中だけでなく結合領域においても
最適のγ／γ´構造が得られるように結合後の熱処理を適合できることを条件と
する。結合領域の微細構造を母材の微細構造とマッチさせるだけでなく、結合用
フォイルを母材に用いる熱処理プロセスに適合するように選択する。 ＣＡＤを最新式の有限要素モデル（ＦＥＭ）法と組み合わせると、セグメント化
した小部品の製造及び機械的分析が極めて容易になる。これらの手法は、中実の
モデルを別個のドメインに分割するセグメント化した表面により翼の幾何学的形
状の画定を可能にする。セグメント化は、原型の翼からスタートして、セグメン
ト化表面となり得る表面を選択し、それらを表面にかかる予想荷重の観点から量
的に評価することにより行う。次いで、鋳造及び結合を容易にする滑らかで連続
する表面を提供するという観点から、それらの表面を質的に検討する。その後、
鋳造品質を損ない結合を不可能にするかどばった隅部のような特徴部分を無くす
るように、選択した表面を修正することができる。修正済みの表面を、その後、
ＦＥＭにより再分析して結合ラインにかかる可能性のある荷重を再評価すること
ができる。 現在の翼設計における条件には、高サイクル疲労、低サイクル疲労、クリープ、
塑性、熱-機械的疲労が含まれる。結合表面となり得る表面のＦＥＭ分析により 、結合する金属の機械的特性がこれらの条件を満たすか否かが分かる。実際、結
合領域の特性はこれらの条件により決まる特性を越えるものでなければならない
。この結合プロセスは母材金属の性能の９０％を目標とすることが好ましいが、
その結果得られた材料特性は結合部で低下しているため、結合表面を動作時にか
かる応力が最小のところにくるようにする。 本発明は、一側面で見ると、陸用ガスタービンの単結晶を含むタービン翼の製
造方法を提供する。この方法は、タービン翼を形成する単結晶スーパーアロイを
選択し、スーパーアロイの複数の個々の鋳物により形成されるタービン翼の複数
のセグメントを選択し、スーパーアロイを複数の鋳型で鋳造することにより前記
セグメントを形成し、前記セグメントを結合するステップよりなり、 セグメントの部位は隣接するセグメント間の接合部が低応力箇所に来るように選
択されている。 本発明は、別の側面で見ると、スーパーアロイ鋳物の多数のセグメントよりな
る陸用ガスタービンのタービン翼を提供することにある。これらのセグメントは
、それらの間の接合部が低応力箇所に来るように設計されている。 本発明の上記及び他の側面は、以下の説明からさらに明らかになるであろう。
【詳細な説明】 本発明によると、単結晶スーパーアロイ製タービン翼を高い歩留まりで製造す
ることにより、タービン用単結晶翼のコストが削減される。現在、大型の陸用タ
ービン翼については、単一の鋳物としての翼の予想歩留まりは２０％未満である
が、主要な問題点は鋳物の厚さにある。鋳物の厚さを約２または２．５ｃｍ（約
０．７５または１インチ）未満に減少させると、欠陥が少なくなり歩留まりが増
加する。翼の半部の鋳造歩留まりは、厚さが薄いため９０％のオーダーになる筈
である。結合歩留まりもまた約９０％になるはずである。従って、本発明の結合
翼の製造歩留まりは、単一の鋳物の予想歩留まり２０％とは対照的に、約８０％
またはそれ以上である。 本明細書中に用いる用語「タービン翼」は陸用ガスタービンの部品を意味する
ものであり、かかるタービンの動翼及び静翼を含む。動翼は通常、翼形部分と、
プラットフォームを含む根元部分とより成る。静翼は通常、中央の翼形部分と、
動翼の根元部分に匹敵すると考えられる２つのシュラウド部分とより成る。ター
ビン翼は比較的大型の部品で、好ましくは全長が少なくとも１２インチ、翼形の
翼弦が少なくとも４インチ、翼形の厚さが５／１６インチである。動翼の翼形部
分の最小長さは好ましくは約７インチであるが、その翼の根元部分の最小長さは
少なくとも約５インチである。かかる動翼の根元部分は少なくとも約３インチの
幅を有する。本発明のタービン翼は通常、全長が約１８インチであり、その翼形
部分の長さは約１１インチ、根元部分の長さは約７インチである。翼形部分の翼
弦は通常、約６インチであるが、翼形部分の厚さは通常、約１インチである。根
元部分は約４乃至５インチの幅を持つのが一般的である。動翼の翼形部分は翼の
全重量のほぼ約２０パーセントを占めるが、根元部分は全重量のほぼ８０パーセ
ントである。本発明のタービン翼の重量は１０ポンド以上であるのが好ましく、
通常は約２０乃至３０ポンドである。これは、重量が通常、約２ポンドで各部の
寸法が小さい航空機用タービン翼とは対照的である。 本発明によると、結合部のない単体として鋳造されるのが一般的であるガスタ
ービンの翼を、結合表面が低応力と予想される箇所に沿うところにある場合、ま
た結合面が鋭いかどばった突出部または凹部を含まない場合、２またはそれ以上
の部分に分けて鋳造し、その後これらの部分を結合することができる。低応力と
予想される１つの領域は、翼形のほぼ中間面またはカンバ線に沿ったところにあ
る。その後、このカンバ線の面を翼の根元部分に延長して翼を完全に分離する。
その後、過渡液相結合法のような高品質の結合プロセスによりこの表面に沿って
結合すると、運転時最小の応力を経験するに過ぎないと予想される領域に高い一
体性をもつ結合部が得られる。 カンバ線に応じて選択する表面は、通常、運転時非常に低い横断方向の応力が
かかる表面である。翼内の応力はこの領域で比較的緩やかに変化するため、実際
の結合表面として、このカンバ線の表面に非常に近いところに選択することがで
きる。結合表面は、運転時結合面を横断する方向に応力集中が生じるため、結合
面を横切る鋭い凹部及び突出部は回避しなければならない。カンバ線の面に近く
、しかしながら突出部及び凹部を回避するという２つの基準を組み合わせるこの
好ましい方法は、カンバ線に基づく幾何学的断面からスタートし、その断面上の
任意の凹部及び突出部の曲率半径を増加させることである。この修正した断面を
有限要素分析法により分析すると、全ての点における応力がその材料の性能限界
よりも充分に小さいことを確認することができる。結合表面上の凹部及び突出部
を完全になくすことは必要条件ではなく、またかかる凹部及び突出部が存在する
と、特に、タービンの回転により発生する遠心応力が作用することにより、結合
した翼の機械的性質を改善するある程度の機械的噛み合いが得られる。 中心線は、翼セグメントの最初の主要な結合面を画定する。翼形の先端部及び
後端部の外壁面へ切込みを、その後、幾何学的関係を考慮して修正する。先端部
の壁の切込みは、通常は単体鋳物のワックスパターンの中子鋳型の分割ラインで
ある先端部の半径の頂点によって決まる。後端部では同じ方法を用いるが、後端
部の半径の頂点が結合面の位置を決定する。セグメント方法を修正した後、新し
い結合面にかかる予想設計応力を有限要素モデルを用いて再分析し、結合する金
属の予想特性と比較する。 本発明のさらに別の実施例によると、翼形をプラットホーム及び根元部分から
分離することにより、非常に厳格な条件下で翼形を非常に高精度の構造体として
鋳造することが可能になり、同時にプラットホーム及び根元部分を異なる条件で
鋳造することもできる。個々の鋳物の長さ及び厚さを減少することにより、鋳造
歩留まりを改善できる。この構成において、翼形からプラットホームへの連続部
分は翼形−プラットホームの隅肉半径の底のパターンに追従し、プラットホーム
内に少なくとも充分に深く延びるため、局部的な半径方向の応力は結合する材料
特性の目標レベルよりも低下する。これは、応力が断面に亘って非常に低く均一
な翼形の壁厚に等しい深さで生じる。この位置で、運転温度もまた翼形の温度よ
りも数百度低下する。 翼の残りの部分のセグメント化は、プラットホーム及び根元のシャンク領域を
分割して対にすることより成る。このセグメント化により主として鋳物各部のサ
イズが減少するため、鋳造歩留まりがさらに向上する。根元の残りの部分をほぼ
等しい厚さになるように分割することが可能である。この分割により、本質的に
１つの方向に連続して湾曲した表面が得られる。 必要な強度が、例えば親金属の約８０％未満である結合表面を選択することに
より、全ての設計基準を満足することができる。結合プロセスはモジュラスを変
化させず翼の最終的幾何学的形状は結合した鋳物或いは単片の鋳物と同じである
ため、周波数の変化は予想されない。結合表面は熱−機械疲労または低サイクル
疲労が限界値に近付くそれらの場所から離れた所に特別に選択する。特に、結合
領域では、熱-機械疲労及び低サイクル疲労寿命を越えると特性がかなり減少す る。種々のモードの定常及び振動応力の方向は結合平面の横断方向ではなくて、
それに平行であり、或いは非常に低いレベルである。 図１は、セグメント方式により従来のコア付き翼をその中間で実質的に分割し
て２つの翼半部を形成する態様を示す。根元部分の結合表面は、翼のカンバ線か
ら根元部分の中心面への結合面の推移を可能にする比較的緩やかな曲面である。 図２は、翼形の一部の有限要素分析の結果を示す輪郭応力図であり、予想され
る応力が翼材料の予想性能特性よりも充分に低いことを示す。 ＣＭＳＸ−４のような単結晶スーパーアロイにおける結合面の選択は、本発明の
過渡液相結合プロセスによると、母材金属の予想される性能のほぼ８０または９
０％の性能が結合領域で得られるという事実に基づく。この結果を、有限要素分
析法により求めた必要な性能／強度と比較すると、選択した結合表面に必要とさ
れるのは母材金属の特性の２０％以下であることが分かる。 単結晶翼の重要な横断面は、例えば約１０２ｍｍ（４インチ）の厚さであろう
。翼を多数の部分から構成されるように設計すると、この横断面を最も幅広の箇
所でほぼ２５ｍｍ（１インチ）またはそれ以下に減少できる。翼高の大部分では
、鋳物の厚さは約１３ｍｍ（０．５インチ）未満である。横断面の幅を、例えば
約１３ｍｍ（０．５インチ）から６ｍｍ（０．２５インチ）へさらに減少すると
、鋳物品質及び歩留まりがさらに向上する。 別の実施例によると、タービン翼の根元部分を２つの小部分として鋳造するこ
とができる。このようにすると、欠陥レベルが高い厚い根元部分に関連する鋳造
の歩留まりが低いという問題を回避できる。根元部分の歩留まりは、鋳物の断面
のサイズを減少させると、一般的に増加する。その結果、単結晶翼を高い歩留ま
りで製造することが可能となり、タービン翼のコストが減少する。 この実施例では、通常は単片部品として鋳造するガスタービン翼を４つの小部
分よりなるものとして鋳造し、後でそれらの滑らかに変化する結合面に沿って結
合する。カンバ線に沿う翼形部分の最初の分割は、上述したように行う。これら
各セグメントを翼の根元部分に亘ってさらに分割する。この分割により生じる表
面は、本質的に一連の平面部分である鋳物の外側表面と、前のセグメント化によ
り画定される内側の結合表面との間のほぼ中程にある。 この表面は、運転中低荷重にさらされるはずであり、急な凹部または突出部が
含まれるようにすべきではない。内側の／元の結合表面は表面輪郭を最小にする
ような制約があるため、新しい結合表面は曲率半径が大きい凹部及び突出部をも
つように制限される。従って、それらは、翼の最初の分割により生じるものより
も格段に低い応力集中を与える。さらに、根元部分の厚い横断面及びその根元部
分が曝される比較的低い温度により、これらの二次結合ラインにかかる応力は比
較的小さい。 修正した断面を有限要素分析法により分析することにより、全ての点における
応力が材料の性能限界以下であることを確かめることができる。結合表面の凹部
及び突出部を完全になくすることは必要条件ではない。外部の根元部分と内部の
根元／翼形部分との間には、ある程度の機械的な噛合いのあることが望ましい。
かかる噛合いは、二次結合表面を外部根元表面と内部の一次結合面の間のほぼ中
間に位置させる条件を設定すると実質的に得られる。最後に、根元／翼形領域に
おける各部の急激な移行を回避するためには、翼形の内側鋳物セグメントを翼の
根元部分に入る所で僅かに末広がりにし、外側部分をこの移行部分を収容するた
めに中空にする。このようにすると、遠心荷重下において機械的な一体性を与え
る、ある程度の機械的な噛み合いが得られる。 図３は、４つのセグメント１２，１４，１６，１８よりなるタービン翼１０を
示す。 図４は、これら４つのセグメント１２，１４，１６，１８を組立てた状態のタ
ービン翼１０を示す。 図４ａは、図４の多セグメントタービン翼１０のプラットホーム／根元部分に沿
う横断面図であり、組立てたタービン翼の部分１２，１４，１６，１８の横断面
を示す。 図５は、４つのセグメント１２，１４，１６，１８より構成されるように設計
された組立て済み翼の斜視図である。この実施例では、合金、例えばＣＭＳＸ−
４の性能の２０％を越える応力は結合表面にかかっていなかった。 本発明方法のさらに洗練された態様として、翼形部分を、根元の全長にわたっ
て延びず、根元部分と翼形部分の間の適当な接着を可能にする深さまで延びる長
さにすることができる。或いは、翼形の断面が薄いため、翼形を単片鋳物として
鋳造することにより翼形の２半部の結合を不要にすることができる。これら２つ
の特徴はそれぞれ独立に採用可能であるが、図６は、これらを同時に採用して翼
形の質量を減少させると共に結合プロセスを節減する方法を示している。図６で
は、３つの別個のセグメント２２，２４，２６を結合することによりタービン翼
２０を組立てる。 用途により、単結晶の性能が必要であるのはタービン翼の翼形部分だけに過ぎ
ない。翼質量の大部分を占める根元部分は、単結晶材料を必要とする高い温度と
応力には曝されない。単結晶翼形の採用により翼の品質及び歩留まりが向上する
だけでなく、翼の根元部分を多結晶で製造すると、翼の多結晶部分のコストが低
いため翼のコストを著しく削減できる。この実施例は、全体を単結晶で製造する
タービン翼と比べると実質的なコストの削減を可能にする。 この実施例において、ガスタービン翼を４つの部分に分けて鋳造し、その後こ
れらを結合して、少なくとも１つの単結晶部分と少なくとも１つの多結晶部分と
よりなる完全な翼を形成する。製造した翼の外側根元部分は多結晶スーパーアロ
イよりなるが、翼形部分は単結晶スーパーアロイ鋳物よりなる。それらの分割は
上述したように行う。しかしながら、全部の鋳造セグメントを単結晶合金から鋳
造するのではなくて、外側根元部分を単結晶と適合する低コストの多結晶合金か
ら、結合媒体及び熱処理プロセスを用いて鋳造する。 この実施例において、２つの多結晶セグメントは、翼形の基部から翼の根元の
端部へ延びる。多結晶材料が結合サイクルを生き延びるためには、全ての結合プ
ロセスを多結晶材料熱処理サイクル及び温度能力に適合する温度で行う必要があ
る。或いは、単結晶材料を最初に高温で結合した後、多結晶材料を低温で結合す
る。 コストを削減するためには根元部分の単結晶材料の量を減らす必要があるため、
翼形部分を根元部分内に少ない距離だけ延びるように短くしてもよい。多結晶の
根元部分を、単結晶部分から変位した材料の代わりになるように調整する。翼形
を単体として鋳造し、２つの単結晶セグメントの結合を不要にする、即ち３つの
部分よりなる構成にすることも可能である。 結合可能な材料を選択するにあたり、材料の熱処理サイクル適合性だけでなく
微細構造の適合性を考慮する必要がある。普通はフォイルである結合媒体は、局
部的融点を過渡的に低下させ、また凝固後の結合領域の化学的性質を制御するた
めに、選択する。熱処理サイクルは、結合を可能にし且つ結合領域だけでなく合
金本体内に適当な微細構造が発生するように選択する。単結晶及び多結晶合金は
異なる温度で熱処理されまた結合され、単結晶の温度は多結晶の温度よりも一般
的に高いため、単結晶セグメントを多結晶セグメントと結合する熱プロセスは単
結晶及び多結晶セグメントに最適構造が生じるように注意深く選択する必要があ
る。 過渡液相結合のような高品質の結合プロセスを用いる目的は、通常、金属セグ
メントの本体内と同一の化学的性質及び微細構造を結合領域内に発生させること
である。これは、一般的に、溶解及び再凝固時に優先的に生じる偏折を考慮して
、結合用フォイルの化学的性質を母材金属の化学的性質にマッチさせることによ
り達成する。しかしながら、Ｔｉ及びＡｉのような元素は、母材金属から浸出し
て、凝固後結合ラインの中央に偏折する傾向があるため、結合用フォイル中のそ
れらの元素の量を母材金属に比べてを減少させなければならない。多結晶合金及
び単結晶合金は化学的組成が異なるため（表１を参照）、結合用フォイルの組成
を単結晶−多結晶結合部の両側で同一となるようにマッチさせることはできない
。しかしながら、合金の組合せによっては組成及びγ′相体積率が非常によく似
たものがあるため、同様な組成の多結晶合金及び単結晶合金を選択して、それら
の組成を個々の合金のいずれかの結合に用いる結合用フォイルにマッチさせるこ
とが可能である。 表１は、幾つかの単結晶及び多結晶合金の組成を示す。この表から、単結晶合
金の幾つかの組は幾つかの多結晶合金に組成が近い、例えばＣＭＳＸ−４とＣＭ
１８６、ＰＷＡ１４８０とＭａｒＭ２４７、ＳＣ−１６とＩＮ７３８があること
が分かる。実際、ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７は過渡液相結合プロセスにより良好
な結合を形成できるほど十分に化学的性質及び構造が近い。これは、これら合金
間の実質的違いがレニウムの含有量にあり、レニウムは固相及び液相状態で容易
に拡散しないからである。さらに、結合領域を横切る方向でレニウム量に勾配を
つけると、結合部の性能にとって有害でない緩やかな変化が構造及び特性に得ら
れる。
ることにより、タービン用単結晶翼のコストが削減される。現在、大型の陸用タ
ービン翼については、単一の鋳物としての翼の予想歩留まりは２０％未満である
が、主要な問題点は鋳物の厚さにある。鋳物の厚さを約２または２．５ｃｍ（約
０．７５または１インチ）未満に減少させると、欠陥が少なくなり歩留まりが増
加する。翼の半部の鋳造歩留まりは、厚さが薄いため９０％のオーダーになる筈
である。結合歩留まりもまた約９０％になるはずである。従って、本発明の結合
翼の製造歩留まりは、単一の鋳物の予想歩留まり２０％とは対照的に、約８０％
またはそれ以上である。 本明細書中に用いる用語「タービン翼」は陸用ガスタービンの部品を意味する
ものであり、かかるタービンの動翼及び静翼を含む。動翼は通常、翼形部分と、
プラットフォームを含む根元部分とより成る。静翼は通常、中央の翼形部分と、
動翼の根元部分に匹敵すると考えられる２つのシュラウド部分とより成る。ター
ビン翼は比較的大型の部品で、好ましくは全長が少なくとも１２インチ、翼形の
翼弦が少なくとも４インチ、翼形の厚さが５／１６インチである。動翼の翼形部
分の最小長さは好ましくは約７インチであるが、その翼の根元部分の最小長さは
少なくとも約５インチである。かかる動翼の根元部分は少なくとも約３インチの
幅を有する。本発明のタービン翼は通常、全長が約１８インチであり、その翼形
部分の長さは約１１インチ、根元部分の長さは約７インチである。翼形部分の翼
弦は通常、約６インチであるが、翼形部分の厚さは通常、約１インチである。根
元部分は約４乃至５インチの幅を持つのが一般的である。動翼の翼形部分は翼の
全重量のほぼ約２０パーセントを占めるが、根元部分は全重量のほぼ８０パーセ
ントである。本発明のタービン翼の重量は１０ポンド以上であるのが好ましく、
通常は約２０乃至３０ポンドである。これは、重量が通常、約２ポンドで各部の
寸法が小さい航空機用タービン翼とは対照的である。 本発明によると、結合部のない単体として鋳造されるのが一般的であるガスタ
ービンの翼を、結合表面が低応力と予想される箇所に沿うところにある場合、ま
た結合面が鋭いかどばった突出部または凹部を含まない場合、２またはそれ以上
の部分に分けて鋳造し、その後これらの部分を結合することができる。低応力と
予想される１つの領域は、翼形のほぼ中間面またはカンバ線に沿ったところにあ
る。その後、このカンバ線の面を翼の根元部分に延長して翼を完全に分離する。
その後、過渡液相結合法のような高品質の結合プロセスによりこの表面に沿って
結合すると、運転時最小の応力を経験するに過ぎないと予想される領域に高い一
体性をもつ結合部が得られる。 カンバ線に応じて選択する表面は、通常、運転時非常に低い横断方向の応力が
かかる表面である。翼内の応力はこの領域で比較的緩やかに変化するため、実際
の結合表面として、このカンバ線の表面に非常に近いところに選択することがで
きる。結合表面は、運転時結合面を横断する方向に応力集中が生じるため、結合
面を横切る鋭い凹部及び突出部は回避しなければならない。カンバ線の面に近く
、しかしながら突出部及び凹部を回避するという２つの基準を組み合わせるこの
好ましい方法は、カンバ線に基づく幾何学的断面からスタートし、その断面上の
任意の凹部及び突出部の曲率半径を増加させることである。この修正した断面を
有限要素分析法により分析すると、全ての点における応力がその材料の性能限界
よりも充分に小さいことを確認することができる。結合表面上の凹部及び突出部
を完全になくすことは必要条件ではなく、またかかる凹部及び突出部が存在する
と、特に、タービンの回転により発生する遠心応力が作用することにより、結合
した翼の機械的性質を改善するある程度の機械的噛み合いが得られる。 中心線は、翼セグメントの最初の主要な結合面を画定する。翼形の先端部及び
後端部の外壁面へ切込みを、その後、幾何学的関係を考慮して修正する。先端部
の壁の切込みは、通常は単体鋳物のワックスパターンの中子鋳型の分割ラインで
ある先端部の半径の頂点によって決まる。後端部では同じ方法を用いるが、後端
部の半径の頂点が結合面の位置を決定する。セグメント方法を修正した後、新し
い結合面にかかる予想設計応力を有限要素モデルを用いて再分析し、結合する金
属の予想特性と比較する。 本発明のさらに別の実施例によると、翼形をプラットホーム及び根元部分から
分離することにより、非常に厳格な条件下で翼形を非常に高精度の構造体として
鋳造することが可能になり、同時にプラットホーム及び根元部分を異なる条件で
鋳造することもできる。個々の鋳物の長さ及び厚さを減少することにより、鋳造
歩留まりを改善できる。この構成において、翼形からプラットホームへの連続部
分は翼形−プラットホームの隅肉半径の底のパターンに追従し、プラットホーム
内に少なくとも充分に深く延びるため、局部的な半径方向の応力は結合する材料
特性の目標レベルよりも低下する。これは、応力が断面に亘って非常に低く均一
な翼形の壁厚に等しい深さで生じる。この位置で、運転温度もまた翼形の温度よ
りも数百度低下する。 翼の残りの部分のセグメント化は、プラットホーム及び根元のシャンク領域を
分割して対にすることより成る。このセグメント化により主として鋳物各部のサ
イズが減少するため、鋳造歩留まりがさらに向上する。根元の残りの部分をほぼ
等しい厚さになるように分割することが可能である。この分割により、本質的に
１つの方向に連続して湾曲した表面が得られる。 必要な強度が、例えば親金属の約８０％未満である結合表面を選択することに
より、全ての設計基準を満足することができる。結合プロセスはモジュラスを変
化させず翼の最終的幾何学的形状は結合した鋳物或いは単片の鋳物と同じである
ため、周波数の変化は予想されない。結合表面は熱−機械疲労または低サイクル
疲労が限界値に近付くそれらの場所から離れた所に特別に選択する。特に、結合
領域では、熱-機械疲労及び低サイクル疲労寿命を越えると特性がかなり減少す る。種々のモードの定常及び振動応力の方向は結合平面の横断方向ではなくて、
それに平行であり、或いは非常に低いレベルである。 図１は、セグメント方式により従来のコア付き翼をその中間で実質的に分割し
て２つの翼半部を形成する態様を示す。根元部分の結合表面は、翼のカンバ線か
ら根元部分の中心面への結合面の推移を可能にする比較的緩やかな曲面である。 図２は、翼形の一部の有限要素分析の結果を示す輪郭応力図であり、予想され
る応力が翼材料の予想性能特性よりも充分に低いことを示す。 ＣＭＳＸ−４のような単結晶スーパーアロイにおける結合面の選択は、本発明の
過渡液相結合プロセスによると、母材金属の予想される性能のほぼ８０または９
０％の性能が結合領域で得られるという事実に基づく。この結果を、有限要素分
析法により求めた必要な性能／強度と比較すると、選択した結合表面に必要とさ
れるのは母材金属の特性の２０％以下であることが分かる。 単結晶翼の重要な横断面は、例えば約１０２ｍｍ（４インチ）の厚さであろう
。翼を多数の部分から構成されるように設計すると、この横断面を最も幅広の箇
所でほぼ２５ｍｍ（１インチ）またはそれ以下に減少できる。翼高の大部分では
、鋳物の厚さは約１３ｍｍ（０．５インチ）未満である。横断面の幅を、例えば
約１３ｍｍ（０．５インチ）から６ｍｍ（０．２５インチ）へさらに減少すると
、鋳物品質及び歩留まりがさらに向上する。 別の実施例によると、タービン翼の根元部分を２つの小部分として鋳造するこ
とができる。このようにすると、欠陥レベルが高い厚い根元部分に関連する鋳造
の歩留まりが低いという問題を回避できる。根元部分の歩留まりは、鋳物の断面
のサイズを減少させると、一般的に増加する。その結果、単結晶翼を高い歩留ま
りで製造することが可能となり、タービン翼のコストが減少する。 この実施例では、通常は単片部品として鋳造するガスタービン翼を４つの小部
分よりなるものとして鋳造し、後でそれらの滑らかに変化する結合面に沿って結
合する。カンバ線に沿う翼形部分の最初の分割は、上述したように行う。これら
各セグメントを翼の根元部分に亘ってさらに分割する。この分割により生じる表
面は、本質的に一連の平面部分である鋳物の外側表面と、前のセグメント化によ
り画定される内側の結合表面との間のほぼ中程にある。 この表面は、運転中低荷重にさらされるはずであり、急な凹部または突出部が
含まれるようにすべきではない。内側の／元の結合表面は表面輪郭を最小にする
ような制約があるため、新しい結合表面は曲率半径が大きい凹部及び突出部をも
つように制限される。従って、それらは、翼の最初の分割により生じるものより
も格段に低い応力集中を与える。さらに、根元部分の厚い横断面及びその根元部
分が曝される比較的低い温度により、これらの二次結合ラインにかかる応力は比
較的小さい。 修正した断面を有限要素分析法により分析することにより、全ての点における
応力が材料の性能限界以下であることを確かめることができる。結合表面の凹部
及び突出部を完全になくすることは必要条件ではない。外部の根元部分と内部の
根元／翼形部分との間には、ある程度の機械的な噛合いのあることが望ましい。
かかる噛合いは、二次結合表面を外部根元表面と内部の一次結合面の間のほぼ中
間に位置させる条件を設定すると実質的に得られる。最後に、根元／翼形領域に
おける各部の急激な移行を回避するためには、翼形の内側鋳物セグメントを翼の
根元部分に入る所で僅かに末広がりにし、外側部分をこの移行部分を収容するた
めに中空にする。このようにすると、遠心荷重下において機械的な一体性を与え
る、ある程度の機械的な噛み合いが得られる。 図３は、４つのセグメント１２，１４，１６，１８よりなるタービン翼１０を
示す。 図４は、これら４つのセグメント１２，１４，１６，１８を組立てた状態のタ
ービン翼１０を示す。 図４ａは、図４の多セグメントタービン翼１０のプラットホーム／根元部分に沿
う横断面図であり、組立てたタービン翼の部分１２，１４，１６，１８の横断面
を示す。 図５は、４つのセグメント１２，１４，１６，１８より構成されるように設計
された組立て済み翼の斜視図である。この実施例では、合金、例えばＣＭＳＸ−
４の性能の２０％を越える応力は結合表面にかかっていなかった。 本発明方法のさらに洗練された態様として、翼形部分を、根元の全長にわたっ
て延びず、根元部分と翼形部分の間の適当な接着を可能にする深さまで延びる長
さにすることができる。或いは、翼形の断面が薄いため、翼形を単片鋳物として
鋳造することにより翼形の２半部の結合を不要にすることができる。これら２つ
の特徴はそれぞれ独立に採用可能であるが、図６は、これらを同時に採用して翼
形の質量を減少させると共に結合プロセスを節減する方法を示している。図６で
は、３つの別個のセグメント２２，２４，２６を結合することによりタービン翼
２０を組立てる。 用途により、単結晶の性能が必要であるのはタービン翼の翼形部分だけに過ぎ
ない。翼質量の大部分を占める根元部分は、単結晶材料を必要とする高い温度と
応力には曝されない。単結晶翼形の採用により翼の品質及び歩留まりが向上する
だけでなく、翼の根元部分を多結晶で製造すると、翼の多結晶部分のコストが低
いため翼のコストを著しく削減できる。この実施例は、全体を単結晶で製造する
タービン翼と比べると実質的なコストの削減を可能にする。 この実施例において、ガスタービン翼を４つの部分に分けて鋳造し、その後こ
れらを結合して、少なくとも１つの単結晶部分と少なくとも１つの多結晶部分と
よりなる完全な翼を形成する。製造した翼の外側根元部分は多結晶スーパーアロ
イよりなるが、翼形部分は単結晶スーパーアロイ鋳物よりなる。それらの分割は
上述したように行う。しかしながら、全部の鋳造セグメントを単結晶合金から鋳
造するのではなくて、外側根元部分を単結晶と適合する低コストの多結晶合金か
ら、結合媒体及び熱処理プロセスを用いて鋳造する。 この実施例において、２つの多結晶セグメントは、翼形の基部から翼の根元の
端部へ延びる。多結晶材料が結合サイクルを生き延びるためには、全ての結合プ
ロセスを多結晶材料熱処理サイクル及び温度能力に適合する温度で行う必要があ
る。或いは、単結晶材料を最初に高温で結合した後、多結晶材料を低温で結合す
る。 コストを削減するためには根元部分の単結晶材料の量を減らす必要があるため、
翼形部分を根元部分内に少ない距離だけ延びるように短くしてもよい。多結晶の
根元部分を、単結晶部分から変位した材料の代わりになるように調整する。翼形
を単体として鋳造し、２つの単結晶セグメントの結合を不要にする、即ち３つの
部分よりなる構成にすることも可能である。 結合可能な材料を選択するにあたり、材料の熱処理サイクル適合性だけでなく
微細構造の適合性を考慮する必要がある。普通はフォイルである結合媒体は、局
部的融点を過渡的に低下させ、また凝固後の結合領域の化学的性質を制御するた
めに、選択する。熱処理サイクルは、結合を可能にし且つ結合領域だけでなく合
金本体内に適当な微細構造が発生するように選択する。単結晶及び多結晶合金は
異なる温度で熱処理されまた結合され、単結晶の温度は多結晶の温度よりも一般
的に高いため、単結晶セグメントを多結晶セグメントと結合する熱プロセスは単
結晶及び多結晶セグメントに最適構造が生じるように注意深く選択する必要があ
る。 過渡液相結合のような高品質の結合プロセスを用いる目的は、通常、金属セグ
メントの本体内と同一の化学的性質及び微細構造を結合領域内に発生させること
である。これは、一般的に、溶解及び再凝固時に優先的に生じる偏折を考慮して
、結合用フォイルの化学的性質を母材金属の化学的性質にマッチさせることによ
り達成する。しかしながら、Ｔｉ及びＡｉのような元素は、母材金属から浸出し
て、凝固後結合ラインの中央に偏折する傾向があるため、結合用フォイル中のそ
れらの元素の量を母材金属に比べてを減少させなければならない。多結晶合金及
び単結晶合金は化学的組成が異なるため（表１を参照）、結合用フォイルの組成
を単結晶−多結晶結合部の両側で同一となるようにマッチさせることはできない
。しかしながら、合金の組合せによっては組成及びγ′相体積率が非常によく似
たものがあるため、同様な組成の多結晶合金及び単結晶合金を選択して、それら
の組成を個々の合金のいずれかの結合に用いる結合用フォイルにマッチさせるこ
とが可能である。 表１は、幾つかの単結晶及び多結晶合金の組成を示す。この表から、単結晶合
金の幾つかの組は幾つかの多結晶合金に組成が近い、例えばＣＭＳＸ−４とＣＭ
１８６、ＰＷＡ１４８０とＭａｒＭ２４７、ＳＣ−１６とＩＮ７３８があること
が分かる。実際、ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７は過渡液相結合プロセスにより良好
な結合を形成できるほど十分に化学的性質及び構造が近い。これは、これら合金
間の実質的違いがレニウムの含有量にあり、レニウムは固相及び液相状態で容易
に拡散しないからである。さらに、結合領域を横切る方向でレニウム量に勾配を
つけると、結合部の性能にとって有害でない緩やかな変化が構造及び特性に得ら
れる。
【表１】 表２は、単結晶及び多結晶合金の組を結合するために使用可能な結合用合金の
例を示す。アルミニウムの豊富な単結晶の合金の適当な組合せは、Ｎｉ−Ｆｌｅ
ｘ型合金を用いて結合することにより得られる。これらのフォイルはまた、この
タイプの多結晶合金（例えば、ＣＭ２４７、ＭａｒＭ２４７及びＭａｒＭ００２
）にも使用できる。従って、これらの結合用フォイルを用いてＣＭＳＸ−４型単
結晶合金を、例えばＣＭ２４７である同じクラスの多結晶合金に結合することが
できる。逆に、クロムの豊富な材料、例えば単結晶ＳＣ−１６型をＩＮ７３８型
多結晶合金に結合するためには、ＭＦＢ８０／８０Ａなどのタイプのフォイルの
使用が好ましい。
例を示す。アルミニウムの豊富な単結晶の合金の適当な組合せは、Ｎｉ−Ｆｌｅ
ｘ型合金を用いて結合することにより得られる。これらのフォイルはまた、この
タイプの多結晶合金（例えば、ＣＭ２４７、ＭａｒＭ２４７及びＭａｒＭ００２
）にも使用できる。従って、これらの結合用フォイルを用いてＣＭＳＸ−４型単
結晶合金を、例えばＣＭ２４７である同じクラスの多結晶合金に結合することが
できる。逆に、クロムの豊富な材料、例えば単結晶ＳＣ−１６型をＩＮ７３８型
多結晶合金に結合するためには、ＭＦＢ８０／８０Ａなどのタイプのフォイルの
使用が好ましい。
【表２】 単結晶合金を多結晶合金に結合する一例として、単結晶ＣＭＳＸ−４を多結晶
ＣＭ２４７合金に結合する。好ましい結合プロセスは、０．０５ミクロンの仕上
げに機械研磨した表面と、１．３％のホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイ
ルと、２２５０°Ｆの結合温度と、４時間の結合時間である。 図７は、結合ラインの構造を低い倍率で示す。 図８は、単結晶ＣＭＳＸ−４と多結晶ＣＭ２４７の間の結合の対応する化学的
性質の変化を示す。 翼部品を完全なプロセスとして結合するためには、その部品の単結晶及び多結
晶部分の両方の熱処理サイクルを一体化することが好ましい。特に、従来の多結
晶材料鋳物は単結晶材料に使用する溶体化熱処理のための高温に耐えることは一
般的に不可能である。表３ａ−ｃは、単結晶合金ＣＭＳＸ−４及び多結晶合金Ｃ
Ｍ２４７に使用可能な典型的な熱処理サイクルと、２つのサイクルから完全な単
結晶／多結晶製翼を結合する熱処理サイクルの組み合わせをいかに導き出すかを
示している。
ＣＭ２４７合金に結合する。好ましい結合プロセスは、０．０５ミクロンの仕上
げに機械研磨した表面と、１．３％のホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイ
ルと、２２５０°Ｆの結合温度と、４時間の結合時間である。 図７は、結合ラインの構造を低い倍率で示す。 図８は、単結晶ＣＭＳＸ−４と多結晶ＣＭ２４７の間の結合の対応する化学的
性質の変化を示す。 翼部品を完全なプロセスとして結合するためには、その部品の単結晶及び多結
晶部分の両方の熱処理サイクルを一体化することが好ましい。特に、従来の多結
晶材料鋳物は単結晶材料に使用する溶体化熱処理のための高温に耐えることは一
般的に不可能である。表３ａ−ｃは、単結晶合金ＣＭＳＸ−４及び多結晶合金Ｃ
Ｍ２４７に使用可能な典型的な熱処理サイクルと、２つのサイクルから完全な単
結晶／多結晶製翼を結合する熱処理サイクルの組み合わせをいかに導き出すかを
示している。
【表３ａ】
【表３ｂ】
【表３ｃ】 この組み合わせサイクルでは、単結晶部分は鋳造のままの状態で結合される。
その後、結合した単結晶部分を比較的高い温度で溶体化処理する。溶体化処理し
た単結晶セグメント及び鋳造のままの状態の多結晶セグメントは、多結晶材料を
結合するために使用する条件で結合する。このステップは、単結晶合金中に一次
γ′相の成長を誘起する。その後、結合した部品に別の時効ステップを施して多
結晶合金中に一次γ′相を成長させ、また単結晶合金中に一次γ′相をさらに成
長させる。この結合体を最終的な低温時効ステップにかけるが、このステップに
より両方の合金中において一次γ′相が変性されると共に二次γ′相が成長して
、単結晶／多結晶製の翼中に最適化された微細構造が生じる。前の表に示す温度
及び時間は、全体構造及び特性を最適化させるために完全な熱処理サイクルを選
択する方法を示している。 単結晶ニッケル系スーパーアロイを結合するためには、母材と組成が同一であ
るがフォイルの融点を低下させるための融点抑制剤を約１乃至約３重量％含む結
合用フォイルを用いる。主要な元素の組成は、凝固後結合領域に亘ってほぼ均一
な化学的分布が得られるように母材に近い。 ベースト状またはフォイル状の結合フォイルの化学的性質及び結合に必要な熱
サイクルは、その結果得られる接合の化学的性質及び微細構造が連続的な勾配を
もつように、また接合領域の特性が一般的に母材単結晶または多結晶材料間にあ
るか或いは弱い方の母材部品の特性の少なくとも約８０％であるように制御する
。しかしながら、翼形の領域のようなタービン翼の重要な部分では、母材の完全
特性を実現する。 結合プロセスは、フォイルの融点よりも高いが合金のマクロな融点よりも低い
、例えば約１００乃至１５０°Ｆ低い温度で等温的に行う。結合熱サイクルは、
固相拡散によりホウ素を結合界面から離れる方向に十分に分散させて局部的融点
を上昇させ、それによって材料が単結晶の従来の熱処理に適するようにする。そ
の方法は、ＣＭＳＸ−４などのような単結晶合金の結合に使用できる。 陸用ガスタービンの翼のような大型部品を結合するための部品の調製を行うに
は、２つの結合表面が、約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のオーダーで
非常に良好にマッチ、またはぴったり適合しなければならない。この精度は、部
品鋳造後に表面を低応力研削／切削加工するかまたは結合部品を共電気放電加工
（co-electrodischarge machining）することによって得る。これらの手順によ り、約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）内にある表面輪郭が得られる。こ
の方法はまた、単結晶合金の高温溶体化処理、例えば２４０８°ＦにおけるＣＭ
ＳＸ−４の溶体化熱処理を含むその後の結合及び熱処理時に、再結晶を生ぜしめ
ないように十分にひずみのない表面を形成させる。 本発明の一実施例によると、ガスタービン部品の単結晶部分を互いに結合でき
るため、欠陥のない単結晶の動翼及び静翼を低コストで製造できるだけでなく、
従来の単片鋳造によっては製造できなかった正確に波形の冷却チャンネルのよう
な最先端の幾何学的特徴部分を組み込んだ最新式部品の製造が可能である。本発
明の方法により、ガスタービン用の複雑で欠陥の全くない単結晶部品を高い歩留
まりで製造できる。 単結晶ガスタービン部品が曝される過酷な温度及び応力動作条件のため、結合
した単結晶は結合ラインを横切る方向で連続するほぼ最適の化学的性質、結晶組
織及び微細構造をもつ必要がある。これらの条件下では、結合領域の性質が、母
材の機械的性質が満足する必要のある条件を決定する。特に、耐高温強度条件に
より、結合領域におけるγ／γ′相の微細構造は単結晶の他の部分の微細構造と
実質的に等価でなければならない。合金ＣＭＳＸ−４のような第２世代のスーパ
ーアロイでは、これはほぼ０．５μｍのγ′立方形の連続する規則的な構成で、
立方形間のγチャンネルにはγ′相の細かい球状の二次及び三次分布がある。 図９は、単結晶合金ＣＭＳＸ−４のこの最適構造を示す。この構造は、クリー
プ抵抗のような最適の高温時間依存特性を与えるように最適化されている。 過渡液相結合は、スーパーアロイに高品質の接合部を形成する接合方法である。 等温プロセスでは、結合材、例えばフォイルもしくは塊状ペーストの薄い条片を
結合される２つの材料部分の間に配置する。この結合材は基部の材料と同じであ
るが、合金中において迅速な固相拡散を示す融点抑制元素を別に含む。ニッケル
系合金では、ＳｉとＢが好ましい融点抑制剤である。単結晶部品の結合を必要と
する高温の用途では、Ｓｉには腐食の問題があるため、ホウ素が好ましい。 本発明の結合方法は、フォイルの融点よりも高いが母材のかさ融点より低い温度
の実質的に等温プロセスで実施する。ホウ素が豊富なフォイルは、溶融するにつ
れて、接合部の両側の母材を湿潤化し、母材金属の一部を溶解させて広い液相領
域を与える。液相領域が広くなるにつれて、ホウ素が平衡液化濃度になる程融液
プールがホウ素につき十分に希釈化されるまで液体中のホウ素濃度が減少する。
それと同時に、固相拡散によりホウ素が結合プール領域から除去される。これら
２つのプロセスにより、結合材プール中の融点抑制剤が欠乏状態となり、結合剤
プールが等温再凝固して最後に２つの凝固フロントが結合剤のほぼ中心線で交わ
る。 結合媒体の化学的性質及び結合プロセスの温度を注意深く制御することにより、
結合領域内の母材の化学的性質及び微細構造を再生するように本発明の等温結合
プロセスを制御することができる。 結合プロセス時、ある特定のパラメータを制御するのが好ましい。融点抑制剤は
、結合用フォイルが母材よりも著しく（即ち、数百°Ｆ）低い温度で溶解するよ
うに十分な量でなければならない。結合温度は、結合用フォイル及びそれと同様
な厚さの母材とを溶解させて、よく混合された、優れた結合領域を形成するに十
分な値でなければならない。結合用フォイルの量は、母材を溶融させ且つよく制
御された、優れた結合部を提供するような十分な大きさでなければならない。結
合領域の溶融及び再凝固は、結合領域内に有害な化学的及び相分離が生じないよ
うに十分によく制御しなければならない。結合用フォイルの主要な元素（即ち、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂなど）の化学的性質を結
合すべき材料と十分にマッチさせることにより、結合領域の化学的性質及び構造
が母材のそれと実質的に連続性を有するようにする必要がある。結合用フォイル
の組成は、溶融領域で幾分かの混合が生じるため母材と同一である必要はない。
また、Ａｌ及びＴｉは偏析して最終材料となり固化するから、これらの元素を結
合用フォイルから除去して結合部の中心線に有害なγ´共晶が形成されないよう
にする。さらに、用途によっては、結合部にわたる結晶の性質を制御またはマッ
チさせる、即ち、結合される部分の結晶方向をマッチさせるのが好ましい。母材
の組成及びその融点、結合用フォイルの主要元素の組成、等温結合のための温度
及びホウ素の量は全て、本発明のプロセスにより生じる結合部の化学的性質及び
構造を決定する相互に作用する変数である。ホウ素をニッケル系合金に添加する
と、その融点が１重量パーセント当たり約１００-１５０°Ｆ抑制される。融点 が２４００°Ｆを超え、偏析した鋳造のままの形態の初期融点が幾分低いと、約
１乃至約３重量パーセントのホウ素を含むフォイルの融点は２０００°乃至２３
００°Ｆの領域まで低下し、それにより全体でなくて局部的な溶融が可能になる
。結合用フォイルの主要な元素組成の理想は母材に非常に近いことであるが、そ
の間にかなりの差があっても実際には問題ない。単結晶スーパーアロイ中の多数
の合金元素により、組成に小さな変化があっても融点が著しい影響を受けること
はない。また、母材が結合領域の溶融プール内に溶解すると、結合用フォイル及
び母材金属の組成の差が補償されるようになる。さらに、レニウムのような一部
の高価な元素は、コストを低下させるためには、フォイルにとっては望ましいも
のではない。最後に、結合領域の再凝固時、共晶γ´の形成を抑制するために、
結合用フォイル中のチタン及びアルミニウムの含有量を減少させる必要がある。
本発明の方法は、ニッケル系単結晶スーパーアロイＣＭＳＸ−４に適用可能であ
る。この合金の組成を表４に示す。また、ＣＭＳＸ−４の単結晶との過渡液相結
合部を形成するために使用可能な幾つかの結合用フォイルの組成も表４に示す。
その後、結合した単結晶部分を比較的高い温度で溶体化処理する。溶体化処理し
た単結晶セグメント及び鋳造のままの状態の多結晶セグメントは、多結晶材料を
結合するために使用する条件で結合する。このステップは、単結晶合金中に一次
γ′相の成長を誘起する。その後、結合した部品に別の時効ステップを施して多
結晶合金中に一次γ′相を成長させ、また単結晶合金中に一次γ′相をさらに成
長させる。この結合体を最終的な低温時効ステップにかけるが、このステップに
より両方の合金中において一次γ′相が変性されると共に二次γ′相が成長して
、単結晶／多結晶製の翼中に最適化された微細構造が生じる。前の表に示す温度
及び時間は、全体構造及び特性を最適化させるために完全な熱処理サイクルを選
択する方法を示している。 単結晶ニッケル系スーパーアロイを結合するためには、母材と組成が同一であ
るがフォイルの融点を低下させるための融点抑制剤を約１乃至約３重量％含む結
合用フォイルを用いる。主要な元素の組成は、凝固後結合領域に亘ってほぼ均一
な化学的分布が得られるように母材に近い。 ベースト状またはフォイル状の結合フォイルの化学的性質及び結合に必要な熱
サイクルは、その結果得られる接合の化学的性質及び微細構造が連続的な勾配を
もつように、また接合領域の特性が一般的に母材単結晶または多結晶材料間にあ
るか或いは弱い方の母材部品の特性の少なくとも約８０％であるように制御する
。しかしながら、翼形の領域のようなタービン翼の重要な部分では、母材の完全
特性を実現する。 結合プロセスは、フォイルの融点よりも高いが合金のマクロな融点よりも低い
、例えば約１００乃至１５０°Ｆ低い温度で等温的に行う。結合熱サイクルは、
固相拡散によりホウ素を結合界面から離れる方向に十分に分散させて局部的融点
を上昇させ、それによって材料が単結晶の従来の熱処理に適するようにする。そ
の方法は、ＣＭＳＸ−４などのような単結晶合金の結合に使用できる。 陸用ガスタービンの翼のような大型部品を結合するための部品の調製を行うに
は、２つの結合表面が、約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のオーダーで
非常に良好にマッチ、またはぴったり適合しなければならない。この精度は、部
品鋳造後に表面を低応力研削／切削加工するかまたは結合部品を共電気放電加工
（co-electrodischarge machining）することによって得る。これらの手順によ り、約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）内にある表面輪郭が得られる。こ
の方法はまた、単結晶合金の高温溶体化処理、例えば２４０８°ＦにおけるＣＭ
ＳＸ−４の溶体化熱処理を含むその後の結合及び熱処理時に、再結晶を生ぜしめ
ないように十分にひずみのない表面を形成させる。 本発明の一実施例によると、ガスタービン部品の単結晶部分を互いに結合でき
るため、欠陥のない単結晶の動翼及び静翼を低コストで製造できるだけでなく、
従来の単片鋳造によっては製造できなかった正確に波形の冷却チャンネルのよう
な最先端の幾何学的特徴部分を組み込んだ最新式部品の製造が可能である。本発
明の方法により、ガスタービン用の複雑で欠陥の全くない単結晶部品を高い歩留
まりで製造できる。 単結晶ガスタービン部品が曝される過酷な温度及び応力動作条件のため、結合
した単結晶は結合ラインを横切る方向で連続するほぼ最適の化学的性質、結晶組
織及び微細構造をもつ必要がある。これらの条件下では、結合領域の性質が、母
材の機械的性質が満足する必要のある条件を決定する。特に、耐高温強度条件に
より、結合領域におけるγ／γ′相の微細構造は単結晶の他の部分の微細構造と
実質的に等価でなければならない。合金ＣＭＳＸ−４のような第２世代のスーパ
ーアロイでは、これはほぼ０．５μｍのγ′立方形の連続する規則的な構成で、
立方形間のγチャンネルにはγ′相の細かい球状の二次及び三次分布がある。 図９は、単結晶合金ＣＭＳＸ−４のこの最適構造を示す。この構造は、クリー
プ抵抗のような最適の高温時間依存特性を与えるように最適化されている。 過渡液相結合は、スーパーアロイに高品質の接合部を形成する接合方法である。 等温プロセスでは、結合材、例えばフォイルもしくは塊状ペーストの薄い条片を
結合される２つの材料部分の間に配置する。この結合材は基部の材料と同じであ
るが、合金中において迅速な固相拡散を示す融点抑制元素を別に含む。ニッケル
系合金では、ＳｉとＢが好ましい融点抑制剤である。単結晶部品の結合を必要と
する高温の用途では、Ｓｉには腐食の問題があるため、ホウ素が好ましい。 本発明の結合方法は、フォイルの融点よりも高いが母材のかさ融点より低い温度
の実質的に等温プロセスで実施する。ホウ素が豊富なフォイルは、溶融するにつ
れて、接合部の両側の母材を湿潤化し、母材金属の一部を溶解させて広い液相領
域を与える。液相領域が広くなるにつれて、ホウ素が平衡液化濃度になる程融液
プールがホウ素につき十分に希釈化されるまで液体中のホウ素濃度が減少する。
それと同時に、固相拡散によりホウ素が結合プール領域から除去される。これら
２つのプロセスにより、結合材プール中の融点抑制剤が欠乏状態となり、結合剤
プールが等温再凝固して最後に２つの凝固フロントが結合剤のほぼ中心線で交わ
る。 結合媒体の化学的性質及び結合プロセスの温度を注意深く制御することにより、
結合領域内の母材の化学的性質及び微細構造を再生するように本発明の等温結合
プロセスを制御することができる。 結合プロセス時、ある特定のパラメータを制御するのが好ましい。融点抑制剤は
、結合用フォイルが母材よりも著しく（即ち、数百°Ｆ）低い温度で溶解するよ
うに十分な量でなければならない。結合温度は、結合用フォイル及びそれと同様
な厚さの母材とを溶解させて、よく混合された、優れた結合領域を形成するに十
分な値でなければならない。結合用フォイルの量は、母材を溶融させ且つよく制
御された、優れた結合部を提供するような十分な大きさでなければならない。結
合領域の溶融及び再凝固は、結合領域内に有害な化学的及び相分離が生じないよ
うに十分によく制御しなければならない。結合用フォイルの主要な元素（即ち、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂなど）の化学的性質を結
合すべき材料と十分にマッチさせることにより、結合領域の化学的性質及び構造
が母材のそれと実質的に連続性を有するようにする必要がある。結合用フォイル
の組成は、溶融領域で幾分かの混合が生じるため母材と同一である必要はない。
また、Ａｌ及びＴｉは偏析して最終材料となり固化するから、これらの元素を結
合用フォイルから除去して結合部の中心線に有害なγ´共晶が形成されないよう
にする。さらに、用途によっては、結合部にわたる結晶の性質を制御またはマッ
チさせる、即ち、結合される部分の結晶方向をマッチさせるのが好ましい。母材
の組成及びその融点、結合用フォイルの主要元素の組成、等温結合のための温度
及びホウ素の量は全て、本発明のプロセスにより生じる結合部の化学的性質及び
構造を決定する相互に作用する変数である。ホウ素をニッケル系合金に添加する
と、その融点が１重量パーセント当たり約１００-１５０°Ｆ抑制される。融点 が２４００°Ｆを超え、偏析した鋳造のままの形態の初期融点が幾分低いと、約
１乃至約３重量パーセントのホウ素を含むフォイルの融点は２０００°乃至２３
００°Ｆの領域まで低下し、それにより全体でなくて局部的な溶融が可能になる
。結合用フォイルの主要な元素組成の理想は母材に非常に近いことであるが、そ
の間にかなりの差があっても実際には問題ない。単結晶スーパーアロイ中の多数
の合金元素により、組成に小さな変化があっても融点が著しい影響を受けること
はない。また、母材が結合領域の溶融プール内に溶解すると、結合用フォイル及
び母材金属の組成の差が補償されるようになる。さらに、レニウムのような一部
の高価な元素は、コストを低下させるためには、フォイルにとっては望ましいも
のではない。最後に、結合領域の再凝固時、共晶γ´の形成を抑制するために、
結合用フォイル中のチタン及びアルミニウムの含有量を減少させる必要がある。
本発明の方法は、ニッケル系単結晶スーパーアロイＣＭＳＸ−４に適用可能であ
る。この合金の組成を表４に示す。また、ＣＭＳＸ−４の単結晶との過渡液相結
合部を形成するために使用可能な幾つかの結合用フォイルの組成も表４に示す。
【表４】 タングステン（Ｗ）のフォイル１乃至４は、ＣＭＳＸ−４合金の組成の派生物で
あり、融点抑制剤として１．５重量パーセントのホウ素が添加されたものである
。Ａｌ及びＴｉの量は、ＣＭＳＸ−４結合部の化学的性質及び構造に対する共晶
γ´を形成する添加物の影響を調べるため調整される。Ｎｉ−Ｆｌｅｘのフォイ
ルは、Materials Development Corporation of Medford, MAからシリーズで市販
されているフォイルである。これらフォイルの組成はＣＭＳＸ−４と大きな違い
があるように思えるが、以下に述べるように、これらのフォイルのいくつかによ
り優れた結合部分が形成された。 結合温度は、フォイルの融点と母材の融点との間になるように選択する。ホウ素
はニッケル合金の融点を１重量パーセント増加させる毎に約１００乃至１５０°
Ｆ低下させるため、１乃至３重量パーセントのホウ素で単結晶合金の融点を２４
００°Ｆから２０００乃至２３００°Ｆの範囲内に抑制する。結合温度をホウ素
の含有量に関して制御すると、結合領域の幅、溶解時に生じる元素の混合及び再
凝固時に起こる偏析が決まる。高温で結合させると、融解したフォイルによって
結合表面が迅速に湿潤化され、結合部のプールがよく混合され、ホウ素の固相拡
散が加速されて再凝固プロセスの速度が増加する。高温での結合はまた、少ない
量のホウ素を含むフォイルの使用を可能にするため、凝固プロセス時固相拡散を
広範囲に生ぜしめホウ化物の粒子を形成させる必要がなくなる。 初期の試行後、結合用フォイルに対して２２５０°Ｆで４時間行う結合サイクル
を選択したが、その理由は、この温度が結合領域形成の制御を可能にし、有害な
γ´相を成長させないように思えたからである。母材合金及びフォイルの合金成
分の含有量が多いため、フォイルの金属元素の組成は母材合金の融点の低下には
それほど影響を及ぼさない。しかしながら、再凝固した結合領域の化学的組成及
び熱処理時に結合領域内に生じる微細構造にはかなりの影響を与える。 凝固後の結合領域内の元素の化学的偏析は、結合領域のサイズ及び結合プロセス
の第１段における母材金属の溶解度により制御される。それはまた、母材の状態
、即ち偏析されるか均質化されるかにより、異なる影響を受ける。この問題は、
偏析された鋳物のγ´が豊富な樹枝状間領域が優先的に溶解することにより結合
ラインにγ´共晶が形成される、鋳造のままのＣＭＳＸ−４をホウ素含有量の多
いフォイルにより結合する際明らかとなる。この共晶材料はその後結合ラインに
再溶着する。この問題は、ホウ素を多量に含むフォイルを用いる場合、均質化さ
れ且つ溶体化処理されたＣＭＳＸ−４を用いることにより軽減または回避するこ
とが可能である。この場合、均質化された構造物は均一に融解して、γ´共晶を
形成する元素の濃度が低い融解プールを生ぜしめる。その結果、再凝固した結合
領域は有害なγ´共晶を有しない。
あり、融点抑制剤として１．５重量パーセントのホウ素が添加されたものである
。Ａｌ及びＴｉの量は、ＣＭＳＸ−４結合部の化学的性質及び構造に対する共晶
γ´を形成する添加物の影響を調べるため調整される。Ｎｉ−Ｆｌｅｘのフォイ
ルは、Materials Development Corporation of Medford, MAからシリーズで市販
されているフォイルである。これらフォイルの組成はＣＭＳＸ−４と大きな違い
があるように思えるが、以下に述べるように、これらのフォイルのいくつかによ
り優れた結合部分が形成された。 結合温度は、フォイルの融点と母材の融点との間になるように選択する。ホウ素
はニッケル合金の融点を１重量パーセント増加させる毎に約１００乃至１５０°
Ｆ低下させるため、１乃至３重量パーセントのホウ素で単結晶合金の融点を２４
００°Ｆから２０００乃至２３００°Ｆの範囲内に抑制する。結合温度をホウ素
の含有量に関して制御すると、結合領域の幅、溶解時に生じる元素の混合及び再
凝固時に起こる偏析が決まる。高温で結合させると、融解したフォイルによって
結合表面が迅速に湿潤化され、結合部のプールがよく混合され、ホウ素の固相拡
散が加速されて再凝固プロセスの速度が増加する。高温での結合はまた、少ない
量のホウ素を含むフォイルの使用を可能にするため、凝固プロセス時固相拡散を
広範囲に生ぜしめホウ化物の粒子を形成させる必要がなくなる。 初期の試行後、結合用フォイルに対して２２５０°Ｆで４時間行う結合サイクル
を選択したが、その理由は、この温度が結合領域形成の制御を可能にし、有害な
γ´相を成長させないように思えたからである。母材合金及びフォイルの合金成
分の含有量が多いため、フォイルの金属元素の組成は母材合金の融点の低下には
それほど影響を及ぼさない。しかしながら、再凝固した結合領域の化学的組成及
び熱処理時に結合領域内に生じる微細構造にはかなりの影響を与える。 凝固後の結合領域内の元素の化学的偏析は、結合領域のサイズ及び結合プロセス
の第１段における母材金属の溶解度により制御される。それはまた、母材の状態
、即ち偏析されるか均質化されるかにより、異なる影響を受ける。この問題は、
偏析された鋳物のγ´が豊富な樹枝状間領域が優先的に溶解することにより結合
ラインにγ´共晶が形成される、鋳造のままのＣＭＳＸ−４をホウ素含有量の多
いフォイルにより結合する際明らかとなる。この共晶材料はその後結合ラインに
再溶着する。この問題は、ホウ素を多量に含むフォイルを用いる場合、均質化さ
れ且つ溶体化処理されたＣＭＳＸ−４を用いることにより軽減または回避するこ
とが可能である。この場合、均質化された構造物は均一に融解して、γ´共晶を
形成する元素の濃度が低い融解プールを生ぜしめる。その結果、再凝固した結合
領域は有害なγ´共晶を有しない。
【表５】 結合後の熱処理により、結合領域上だけでなく母材金属の残りの部分における化
学的性質及び構造を最適化する必要がある。この熱処理サイクルは鋳造及び再凝
固後に得られる偏析構造を均質化し、また強化γ´析出物の最適の形態を析出及
び成長させる必要がある。ＣＭＳＸ−４について推奨される従来の溶体化及び熱
処理サイクルは、これを達成するのに適切である。溶体化処理は、表５に示すタ
イプの勾配熱処理である。このサイクルの間温度をゆっくり増加すると、初期の
融解を、局部的な融解温度を上昇させる固相相互拡散を許容することによって実
質的に回避することができる。この結合及び溶体化熱処理プロセスは鋳造のまま
の単結晶を均質化するのに効果的であり、また再凝固した結合領域を均質化する
のにも効果的である。さらに、単結晶をホウ素が分散する速度を増加させ、これ
によりホウ素が豊富な結合ラインの溶融を阻止するのにも効果的である。例えば
、温度勾配を緩やかにすると、２２５０°Ｆで４時間処理した後に形成された結
合領域が母材ＣＭＳＸ−４の２４０８°Ｆの溶体化処理ピーク温度よりも低い融
点を持つという潜在的な問題を回避する手助けとなる。２２５０°Ｆで４時間の
処理は偏析した単結晶の均質化を促進し、またホウ素の拡散は金属合金元素の拡
散よりもより早いため、このサイクルを短縮化する可能性が存在する。 溶体化熱処理後、強化γ´析出物の最適な形態を生ぜしめるために析出熱処理手
順を実行するのが好ましい。ほぼ０．５μｍの立方形一次γ´析出物を生ぜしめ
、立方形間の母材チャンネルに球状の二次及び三次γ´析出物を分散させるため
に、２０８４°Ｆで４時間、そして１６５０°Ｆで２４時間の処理を行う。単結
晶母材合金を処理するために生み出されたこれらの熱処理を施すことにより、結
合領域だけでなく結合部品の未結合部分の微細構造の熱処理を最適に行う。 図１０及び１１は、単結晶ニッケルスーパーアロイの母材領域及び結合領域をそ
れぞれ示す顕微鏡写真であり、好ましい条件下で結合された試料の結合領域と結
合領域から離れた所に同じような構造が生じていることが分かる。ＣＭＳＸ−４
の単結晶を結合する好ましい条件は、１．３重量パーセントのホウ素を含むフォ
イルを使用し、２２５０°Ｆで４時間結合処理をした後、最高２４０８°Ｆの勾
配熱処理により溶体化熱処理を行い、４乃至６時間の間ホールドし、室温まで冷
却した後、２０８４°Ｆで４時間、そして１６５０°Ｆで２４時間析出熱処理を
行う。この処理により好ましい構造が得られる。このプロセスの他の変形例を用
いて受け入れ可能な微細構造を生ぜしめることも可能である。
学的性質及び構造を最適化する必要がある。この熱処理サイクルは鋳造及び再凝
固後に得られる偏析構造を均質化し、また強化γ´析出物の最適の形態を析出及
び成長させる必要がある。ＣＭＳＸ−４について推奨される従来の溶体化及び熱
処理サイクルは、これを達成するのに適切である。溶体化処理は、表５に示すタ
イプの勾配熱処理である。このサイクルの間温度をゆっくり増加すると、初期の
融解を、局部的な融解温度を上昇させる固相相互拡散を許容することによって実
質的に回避することができる。この結合及び溶体化熱処理プロセスは鋳造のまま
の単結晶を均質化するのに効果的であり、また再凝固した結合領域を均質化する
のにも効果的である。さらに、単結晶をホウ素が分散する速度を増加させ、これ
によりホウ素が豊富な結合ラインの溶融を阻止するのにも効果的である。例えば
、温度勾配を緩やかにすると、２２５０°Ｆで４時間処理した後に形成された結
合領域が母材ＣＭＳＸ−４の２４０８°Ｆの溶体化処理ピーク温度よりも低い融
点を持つという潜在的な問題を回避する手助けとなる。２２５０°Ｆで４時間の
処理は偏析した単結晶の均質化を促進し、またホウ素の拡散は金属合金元素の拡
散よりもより早いため、このサイクルを短縮化する可能性が存在する。 溶体化熱処理後、強化γ´析出物の最適な形態を生ぜしめるために析出熱処理手
順を実行するのが好ましい。ほぼ０．５μｍの立方形一次γ´析出物を生ぜしめ
、立方形間の母材チャンネルに球状の二次及び三次γ´析出物を分散させるため
に、２０８４°Ｆで４時間、そして１６５０°Ｆで２４時間の処理を行う。単結
晶母材合金を処理するために生み出されたこれらの熱処理を施すことにより、結
合領域だけでなく結合部品の未結合部分の微細構造の熱処理を最適に行う。 図１０及び１１は、単結晶ニッケルスーパーアロイの母材領域及び結合領域をそ
れぞれ示す顕微鏡写真であり、好ましい条件下で結合された試料の結合領域と結
合領域から離れた所に同じような構造が生じていることが分かる。ＣＭＳＸ−４
の単結晶を結合する好ましい条件は、１．３重量パーセントのホウ素を含むフォ
イルを使用し、２２５０°Ｆで４時間結合処理をした後、最高２４０８°Ｆの勾
配熱処理により溶体化熱処理を行い、４乃至６時間の間ホールドし、室温まで冷
却した後、２０８４°Ｆで４時間、そして１６５０°Ｆで２４時間析出熱処理を
行う。この処理により好ましい構造が得られる。このプロセスの他の変形例を用
いて受け入れ可能な微細構造を生ぜしめることも可能である。
【表６】
【表６ａ】 表６及び６ａは、表４に示すフォイルを処理して均一な結合構造を得るための方
法を示す。この表はまた、処理時に生まれる重要な微細構造の特徴を示す。 図１２は、ＣＭＳＸ−４をホウ素含有量の低い結合用フォイルの１つにより結合
すると生じるクリーンな結合領域を示す。 図１３は、溶体化熱処理後の対応顕微鏡写真を示す。 図１４は、溶体化処理済み領域の化学的分析結果を示すグラフである。 図１５及び１６は、この処理により生じる最適γ´構造を示す。 比較のため、図１７，１８，１９及び２０は、ホウ素含有量の多いフォイルによ
る結合時に生じた構造を示す。結合後に現れる共晶粒子（図１７及び１８）はそ
の後の溶体化処理により除去され（図１９）ており、最適構造に近い構造を析出
熱処理により生ぜしめすことができる(図２０)ことに注意されたい。 本発明の一実施例によると、製造された単結晶タービン部品を過渡液相結合する
ことにより、結合表面間に非常に小さい、よく制御されたギャップが得られる時
は、高品質の結合部が形成される。これらの厳密な寸法公差の表面条件は、表面
輪郭形成法により再生的に満足することができる。さらに、これらの表面輪郭形
成法により生まれる応力は、結合及び熱処理を含むその後の熱サイクル時におい
てこれらの応力により常温の被加工物の変形層に再結晶が生じないように十分に
小さいものでなければならない。 過渡液相結合のための表面は、表面が十分に平らな場合は低応力研削により、ま
た電気的条件が被加工物と工具との間に約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ
）のスパークギャップを維持するに十分であれば電気放電加工（ＥＤＭ）により
、調製できる。ぴったり合わせる必要のある複雑な輪郭の部品の場合、アノード として一方の結合片を、またカソードとしてもう一方の結合片を用いる共ＥＤＭ
（co-EDM）又は共ＥＣＭ（co-ECM）により、かかる表面輪郭を形成できる。その 後、例えば厚さ０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のフォイル材又はペース
ト状の等価物を用いて結合を行うことにより、結合時十分な溶融と再凝固を達成
できる。結合領域の材料とその結合材に隣接する材料は、結合サイクルの間ある
いはその後の単結晶材料の高温溶体化処理の間、再結晶しない。 再結晶は、成形時歪んだ又は変形した領域を十分に小さい領域に維持することに
より、回避するのが好ましい。過渡液相結合プロセスは用いなければ、材料の変
形は最小限に抑えられるため、再結晶が生じないか、あるいは生じてもその深さ
は結合用フォイルの厚さのオーダー、例えば約０．００２５ｃｍ（０．００１イ
ンチ）である。結合用フォイルがある場合、冷間加工した層は過渡溶融プロセス
により急速に消費され、母材から単結晶が成長して再凝固プロセスが生じる。こ
れら条件の組み合わせの下において、結合領域における過渡溶融以前には再結晶
は起こらない。その後の溶融及び凝固により、欠陥のない単結晶が再生される。
単結晶を鋳造のままで切削加工し結合する場合、その後の溶体化熱処理を約２４
１０°Ｆもの高い温度で行うことが可能であり、その際結合領域において再結晶
は生じない。 単結晶合金ＣＭＳＸ−４は、表面が低応力研削されておれば、以下のプロセスに
従って、鋳造のままの状態で結合された後熱処理される。以下のプロセスとは、
単結晶部品を鋳造し、粒度９０グリットの粒子と、１００ｐｓｉ未満の空気とを
用いた軽いサンドブラストにより鋳型を清浄にし、結合表面を０．００２５ｃｍ
（０．００１インチ）以内に平坦に且つ平行に低応力研削し、１．３重量パーセ
ントのホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイルを用い真空状態で６０分の間
１６００°Ｆから２２５０°Ｆへ勾配加熱することによって約２２５０°Ｆで結
合を行い、表２に示すサイクル（最高温度２４０８°Ｆで４時間、サイクル時間
が約１６乃至２４時間）を用いて真空中で結合物体を溶体化処理し、析出処理（
例えば、２０８４°Ｆで４時間、１６５２°Ｆで２４時間の２つのステップで析
出処理）することである。 低応力研削を行うと、非常に高い寸法公差で仕上げを行うことのできる平坦で平
行な表面が１０００分の１インチ以下のオーダーで得られるだけでなく、ニッケ
ル系スーパーアロイに比較的歪みのない表面領域が生じる。かかる研削表面には
十分な塑性仕事が貯蔵されていないため、表面に近い領域に再結晶が生じること
はない。これらの表面を熱処理する時、表面に再結晶は生じない。特に、結合結
材が切削加工表面上に溶融すると、再結晶が阻止される。固相γ´の溶解、局部
的な表面溶融及び再結晶の競合するプロセスでは、この局部的表面溶融は最も迅
速な速度を有するプロセスである。 図２１は、結合及び熱処理前に低応力研削により調製された２つのＣＭＳＸ−４
単結晶の結合部の横断面を示す顕微鏡写真である。表面研削されている試料の別
の未結合表面上では、再結晶は抑制されなかった。 別法として、結合表面が約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のギャップを
生じる電気的条件を用いて共電気放電加工により調製されている場合、単結晶合
金ＣＭＳＸ−４は、鋳造のままの状態で結合された後、熱処理される。以下のプ
ロセスが使用される。即ち、単結晶部品を鋳造し、粒度９０グリットの粒子と、
１００ｐｓｉ未満の空気とを用いた軽いサンドブラストにより鋳型を清浄にし、
０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のスパークギャップを生じるに十分な電
圧及び電流を用いて結合表面を共ＥＤＭし、１．３重量パーセントのホウ素を含
むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイルを用い真空状態で６０分の間１６００°Ｆから
２２５０°Ｆへ加熱することによって約２２５０°Ｆで結合を行い、表２に示す
サイクル（最高温度２４０８°Ｆで４時間、サイクル時間が約１６乃至２４時間
）を用いて真空中で結合物体を溶体化処理し、析出処理（例えば、２０８４°Ｆ
で４時間、１６５２°Ｆで２４時間の２つのステップで析出処理）する。 図２２は、共ＥＤＭを施した後の試料の表面を含む横断面図である。この図にお
いて、ＥＤＭにより形成された薄い再鋳造層は試料の表面にある非常に軽い膜の
ようとして思える。 図２３は、結合及び熱処理後のＣＭＳＸ−４の横断面図であり、このプロセスに
より単結晶の凝固が生じ、結合領域の化学的性質が再凝固されたままの構造を保
持していることを示している。 本発明のプロセスは、結合表面近くにおいて材料の再結晶を阻止するに十分な程
歪みを発生させない。この特性は、ＣＭＳＸ−４のような単結晶材料に受け入れ
可能な過渡液相結合を形成するのに必要である。これらの加工プロセスに加えて
、機械的研削による６００グリットの仕上げと、例えばダイアモンド研磨材を用
いる０．２５μｍの研磨のような低応力プロセスを用いて、結合に適した歪みが
適当に低い表面を生ぜしめることができる。 陸用タービン部品はサイズが大型であるため、設計仕様からのずれが非常に小さ
い場合でも部品の所望の輪郭からの絶対偏差が大きくなる場合がある。これらの
ずれは、単片鋳物でも問題であるが、結合部品では部品間の相対的な適合度に影
響が及ぶため重大な問題になる。実際、２つの部品間の相対的なゆがみが非常に
小さな場合でも非常に大きなギャップが生じ、結合プロセスによって閉じようと
しても不完全又はうまく行かない場合がある。受け入れ可能な品質の結合部品を
製造するためには、かかるギャップを制限するように鋳造プロセスを制御するか
、あるいは部品間のギャップを調整するように鋳造後の処理を修正することが望
ましい。提案されるプロセス手順によると、かかるギャップを制御できる簡単な
一連の手順及び有効な結合手順が提供される。 本発明の順序に従ってプロセスを実施すると、有害な再結晶を発生を回避できる
。再結晶は、金属加工プロセスとその後の熱処理サイクルの組み合わせにより、
局部的に新しい粒子を形成させるに十分な常温仕事が貯蔵され、熱エネルギーが
発生する場合に生ずることがある。タービン部品に用いるニッケル系単結晶にお
いて、かかる加工プロセスには、曲げ加工、押し込み加工、金属加工工具による
チッピング及びグリットまたはショットブラスティングによる過激な清浄が含ま
れる。これらのプロセスにより生じる損傷は、それらの後にかかる単結晶に必要
とされる約２４００°Ｆでの溶体化処理を行う場合、再結晶を生ぜしめる原因と
なることがある。本発明の好ましい実施例によると、最初の鋳物から製造部品を
製造するプロセスは、清浄、結合及び熱処理サイクルを順番に行うことを必要と
する。結合部品については、結合前に部品から鋳造用殻の残留物の実質的に全て
取り除くことが望ましい。さらに、結合は溶体化処理の前に行うのが好ましい。
従って、部品処理の各ステップを再結晶の可能性を回避するように制御し正しい
順序で行うことが肝要である。本発明による処理ルーチンを用いると、処理によ
り部品に生じるひずみの量が制限され、結合領域だけでなく結合領域から離れた
単結晶内部に最適な特性を与える熱処理サイクルが可能になる。 低応力で注意深く清浄プロセスを実施し、高温成形を制御された態様で行い、且
つ適合した部品を共ＥＤＭすることにより、この方法は、多数の鋳造部品から単
結晶のタービン翼を製造する簡単で低コストの手順を提供する。 単結晶ガスタービン翼は、以下の手順で、別々に鋳造した部品より製造すること
ができる。即ち、結合前に部品を機械的に清浄にし、高温溶体化熱処理を施す前
に部品を結合し、清浄時表面の局部的なひずみにより発生する熱処理中の再結晶
の発生を回避し、結合表面にわたって結合部品の良好な適合（例えば、０．００
２５ｃｍ（０．００１インチ））を実現し、翼の全長にわたって良好な部品の輪
郭を与える。処理された部品の過渡液相結合を含む一体化された手順により、こ
れらの目的を達成できる。 鋳造部品を清浄にし、次の熱処理時に再結晶を生ぜしめるひずみを発生させるこ
となく鋳造部品を所望の形状に正確に合致させることが好ましい。単結晶鋳造部
品の鋳型の清浄は再結晶を回避するため溶体化熱処理後に便宜行うが、これらの
部品は結合前に十分に清浄にする。溶体化熱処理前に結合すると最もよい特性が
得られるため、この清浄ステップは溶体化熱処理の前に行う必要がある。再結晶
を発生させる危険性があるため、機械的な磨耗により清浄時に生じるひずみを最
小限に抑える必要がある。この必要性により、低応力清浄が絶対必要であるが、
結合サイクルの導入により溶体化処理時再結晶が発生する傾向が少なくなる。 ＣＭＳＸ−４では、研磨粒子が６０グリットよりも良い値に制限され、（駆動）
ガス圧が９０ｐｓｉに制限される研磨材による清浄により、単結晶を表５のサイ
クルを用いて後で溶体化熱処理すると再結晶を回避することが示されている。 部品の将来の内側表面の清浄が必要であり、また外側表面については結合表面に
わたってぴったりと閉じたギャップを維持するための機械的取付け具に接触する
全ての領域について清浄作業を行う必要がある。 長い鋳物について部品の良好な輪郭を維持する問題は、鋳造精度を向上させるか
あるいは鋳造部品を機械的に処理することにより解決することができる。鋳造及
び熱によるひずみを補償するため部品の鋳型を連続して適合させると、部品及び
鋳型の規則的な且つマクロなひずみを受けやすい寸法公差内の輪郭をもつ部品の
製造手段が与えられる。しかしながら、部品と鋳型を変えても、作業と作業の間
のばらつき及び所望の輪郭からの規則的でないずれは補償されない。小さなずれ
は、大型の陸用タービン部品の長さ方向にわたり必要な輪郭からのかなりの絶対
的片寄りを生ぜしめることがあるため、これらの非規則的あるいは作業と作業の
間のばらつきは他の手段によって吸収させる必要がある。多結晶合金は室温で機
械的にまっすぐにできるが、単結晶を従来のやり方で処理すると再結晶の危険性
があるため、かかる機械的なひずみを回避することができる。しかしながら、温
度及びひずみ速度を事実上制御すると、ニッケル系スーパーアロイの単結晶を約
４０％のひずみを生じるように折り曲げても再結晶は生じない。このプロセスは
、部品の直線化、例えば約２乃至３％の適当な形状変化に利用することができる
一方、その後の溶体化熱処理時に有害な再結晶の発生を阻止する。 本発明によると、部品をオーバーサイズで鋳造し、結合表面から余分な材料を協
調した態様で切削することにより、結合する部品間に最小且つ一定のギャップを
発生させるという問題を解決できる。次いで、結合表面を約０．００２５ｃｍ（
０．００１インチ）以内に整列させて、良好な過渡液相結合が確実に得られるよ
うにする。共放電加工は、結合する部品の表面を仕上げることができるだけでな
く、十分に滑らかな仕上げを可能にする。さらに、再鋳造層を制御する場合、結
合後の単結晶の再結晶を回避できる。共ＥＤＭ加工では、両方の加工片から材料
が除去されるが、これは各加工片を交番的にカソード及びアノードとして用いる
からである。部品をオーバーサイズで鋳造することにより、材料を除去する際の
寸法交差を大きくすることができる。材料を除去する際電流を制御すると、部品
間のギャップ（及びこのギャップの精度）を制御できるだけでなく、再鋳造層の
深さも制御できる。再鋳造層の深さは、後の熱処理時に表面及び表面下の割れ及
び再結晶の発生を回避するよう最小限に抑える必要がある。加工片間に約０．０
０２５ｃｍ（０．００１インチ）のギャップを与えるレベルにＥＤＭ電流を維持
すると、再鋳造層が後の過渡液相結合時に消耗するように十分に小さい値に制限
される。 図２４は、翼形１０のカンバー線に沿って分離した２つの部分３２、３４より成
るタービン翼の翼形３０の横断面図である。これらの部分３２及び３４の界面と
なる表面には余分な材料３６及び３８が存在する。図２４は、余分の材料の適当
な幾何学的関係及びＥＤＭ加工時における電極の運動にこれが如何に関係するか
を示す。余分の材料３６及び３８は、図２４に示すように、共ＥＤＭプロセスに
おいて電極の運動により除去されるとは逆の方向において結合表面にわたり提供
する必要がある。この運動は結合部の全体平面に垂直であるが、結合部の局部平
面には垂直ではない。これは、内部に冷却チャンネルを備えたガスタービン翼の
ようなリブ付き部品には特に重要である。 結合表面にわたって鋳物に約０．０３０インチの余分の材料が存在するようにし
、０．００１インチのギャップになるように共ＥＤＭ加工すると、過渡液相結合
に必要な優れた部品の適合が得られる。 結合時に部品の適合関係を維持するためには、部品が炉内で加熱される際結合表
面にわたって応力を維持するように固定することが必要である。この固定用の取
付け具は、結合時の高温に耐えなければならない。熱膨張率の差により部品にギ
ャップを閉じる圧縮性応力を発生させるためのセラミック又はニッケル合金点荷
重要素を備えたモリブデンの取付け具を用いることができる。 部品を取付け具に装着する前に、結合表面にフォイル又はペースト状の結合媒体
を適用することができる。取付け具を用いると、部品を炉内に挿入する前にギャ
ップを確実に閉じることができるだけでなく、部品を加熱する際ギャップを閉じ
たままの状態に維持することが可能となる。結合熱及び圧力サイクルは、所望で
あれば、結合用ペーストに含まれる結合材のガスを放出できるように制御するこ
とができる。その後、単結晶材料につき指定されたサイクルを用いて部品を結合
することができる。 部品に最適の総合特性を与える好ましいプロセス／手順は、以下の通りである。
適合プロセス時に除去するに十分な加工部分を提供するべく、結合表面に垂直に
０．０３０インチの余分の材料が存在するように翼の単結晶部品をオーバーサイ
ズで鋳造（成長）し、振動を伝達させて（例えば、シード、ランプ又はライザー
のような鋳物の廃棄可能部分を手で把持したハンマーでたたく）セラミックの鋳
型を清浄にし、低圧のサンドブラスティング（例えば、９０ｐｓｉ未満の空気圧
と１２０グリット未満の砂の粒子）により接着剤のセラミックが除去されるよう
に清浄にし、結合表面にわたって良好な適合を実現するために部品を共電気放電
加工し、ＥＤＭ表面から炭素質の残留物（即ち、単結晶表面のＥＤＭ加工時に形
成されることのある炭素薄膜）を除去するためにアルコール（メチル又はエチル
）、アセトン又は水石鹸系の洗浄液を用いて結合表面を清浄にし、表面の炭素層
を破壊して破片が清浄用流体中に浮遊するのを助けるために清浄時表面を固いブ
ラシで軽くブラシがけし、部品間のギャップ内に結合用媒体を適用し、即ちフィ
ルム又はフォイルをその形状に切断するかあるいはペーストを付着させて過渡液
相結合媒体の約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）の結合用充填物を提供し
、結合平面に直角に整列し部品全体にわたりギャップを最大限閉じるような位置
にあるピンを用いて部品の外表面の一部に直角に荷重をかけるべく結合表面にわ
たって制御された荷重を与える固定用取付け具に部品を固定し、単結晶合金に対
して指示された温度サイクル（ＣＭＳＸ−４では、２２５０°Ｆで４時間）を用
いて高い真空度（１０-5τ）で結合を行い、室温まで冷却した後取付け具を取り
外し、合金に適宜用いる処理法を使用して溶体化熱処理を行い、オプションとし
て外面を清浄にし（これは析出熱処理後に行うことができる）、特性を最適化す
るために析出熱処理を行い（ＣＭＳＸ−４の場合、２０８４°Ｆで４時間、１６
５２°Ｆで２４時間の２つのステップより成る析出熱処理プロセス）、タービン
翼を定型になるよう機械的に調製し研磨するステップより成る。 さらに別のステップとして、結合する部品を再結晶を生ぜしめないプロセスを用
いて曲げることによりまっすぐにできるが、これはオプションである。このプロ
セスには、再結晶を生ぜしめるに十分なひずみを誘発させることなく部品を変形
させる高温低ひずみ率変形（超塑性変形と同じ）が含まれる。 このようにして、単結晶部品を結合してタービン翼を完成させるための一体化処
理手順が提供される。この手順による処理ステップにより、ガスタービンエンジ
ンの部品にとって望ましい極めて高い温度で機能する高品質の単結晶部品を製造
するに必要な熱処理ステップと材料品質が提供される。それは、最適な部品の輪
郭だけでなく最適な結合ギャップの適合及び処理を実現するための全ての部品処
理プロセスを提供する。 要約すると、この方法は、好ましくは、軽ブラスティングによりセラミックの鋳
型から取り出した鋳造のままの部品を用い、結合する部品をぴったり合うように
電気放電加工し、実質的に鋳造のままの状態で部品を結合し、溶体化熱処理を施
した後、部品を析出熱処理する。予め結合した部品を高温において制御した態様
で成形することにより輪郭及び部品の適合を改善するようなこの手順の変更が可
能である。
法を示す。この表はまた、処理時に生まれる重要な微細構造の特徴を示す。 図１２は、ＣＭＳＸ−４をホウ素含有量の低い結合用フォイルの１つにより結合
すると生じるクリーンな結合領域を示す。 図１３は、溶体化熱処理後の対応顕微鏡写真を示す。 図１４は、溶体化処理済み領域の化学的分析結果を示すグラフである。 図１５及び１６は、この処理により生じる最適γ´構造を示す。 比較のため、図１７，１８，１９及び２０は、ホウ素含有量の多いフォイルによ
る結合時に生じた構造を示す。結合後に現れる共晶粒子（図１７及び１８）はそ
の後の溶体化処理により除去され（図１９）ており、最適構造に近い構造を析出
熱処理により生ぜしめすことができる(図２０)ことに注意されたい。 本発明の一実施例によると、製造された単結晶タービン部品を過渡液相結合する
ことにより、結合表面間に非常に小さい、よく制御されたギャップが得られる時
は、高品質の結合部が形成される。これらの厳密な寸法公差の表面条件は、表面
輪郭形成法により再生的に満足することができる。さらに、これらの表面輪郭形
成法により生まれる応力は、結合及び熱処理を含むその後の熱サイクル時におい
てこれらの応力により常温の被加工物の変形層に再結晶が生じないように十分に
小さいものでなければならない。 過渡液相結合のための表面は、表面が十分に平らな場合は低応力研削により、ま
た電気的条件が被加工物と工具との間に約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ
）のスパークギャップを維持するに十分であれば電気放電加工（ＥＤＭ）により
、調製できる。ぴったり合わせる必要のある複雑な輪郭の部品の場合、アノード として一方の結合片を、またカソードとしてもう一方の結合片を用いる共ＥＤＭ
（co-EDM）又は共ＥＣＭ（co-ECM）により、かかる表面輪郭を形成できる。その 後、例えば厚さ０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のフォイル材又はペース
ト状の等価物を用いて結合を行うことにより、結合時十分な溶融と再凝固を達成
できる。結合領域の材料とその結合材に隣接する材料は、結合サイクルの間ある
いはその後の単結晶材料の高温溶体化処理の間、再結晶しない。 再結晶は、成形時歪んだ又は変形した領域を十分に小さい領域に維持することに
より、回避するのが好ましい。過渡液相結合プロセスは用いなければ、材料の変
形は最小限に抑えられるため、再結晶が生じないか、あるいは生じてもその深さ
は結合用フォイルの厚さのオーダー、例えば約０．００２５ｃｍ（０．００１イ
ンチ）である。結合用フォイルがある場合、冷間加工した層は過渡溶融プロセス
により急速に消費され、母材から単結晶が成長して再凝固プロセスが生じる。こ
れら条件の組み合わせの下において、結合領域における過渡溶融以前には再結晶
は起こらない。その後の溶融及び凝固により、欠陥のない単結晶が再生される。
単結晶を鋳造のままで切削加工し結合する場合、その後の溶体化熱処理を約２４
１０°Ｆもの高い温度で行うことが可能であり、その際結合領域において再結晶
は生じない。 単結晶合金ＣＭＳＸ−４は、表面が低応力研削されておれば、以下のプロセスに
従って、鋳造のままの状態で結合された後熱処理される。以下のプロセスとは、
単結晶部品を鋳造し、粒度９０グリットの粒子と、１００ｐｓｉ未満の空気とを
用いた軽いサンドブラストにより鋳型を清浄にし、結合表面を０．００２５ｃｍ
（０．００１インチ）以内に平坦に且つ平行に低応力研削し、１．３重量パーセ
ントのホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイルを用い真空状態で６０分の間
１６００°Ｆから２２５０°Ｆへ勾配加熱することによって約２２５０°Ｆで結
合を行い、表２に示すサイクル（最高温度２４０８°Ｆで４時間、サイクル時間
が約１６乃至２４時間）を用いて真空中で結合物体を溶体化処理し、析出処理（
例えば、２０８４°Ｆで４時間、１６５２°Ｆで２４時間の２つのステップで析
出処理）することである。 低応力研削を行うと、非常に高い寸法公差で仕上げを行うことのできる平坦で平
行な表面が１０００分の１インチ以下のオーダーで得られるだけでなく、ニッケ
ル系スーパーアロイに比較的歪みのない表面領域が生じる。かかる研削表面には
十分な塑性仕事が貯蔵されていないため、表面に近い領域に再結晶が生じること
はない。これらの表面を熱処理する時、表面に再結晶は生じない。特に、結合結
材が切削加工表面上に溶融すると、再結晶が阻止される。固相γ´の溶解、局部
的な表面溶融及び再結晶の競合するプロセスでは、この局部的表面溶融は最も迅
速な速度を有するプロセスである。 図２１は、結合及び熱処理前に低応力研削により調製された２つのＣＭＳＸ−４
単結晶の結合部の横断面を示す顕微鏡写真である。表面研削されている試料の別
の未結合表面上では、再結晶は抑制されなかった。 別法として、結合表面が約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のギャップを
生じる電気的条件を用いて共電気放電加工により調製されている場合、単結晶合
金ＣＭＳＸ−４は、鋳造のままの状態で結合された後、熱処理される。以下のプ
ロセスが使用される。即ち、単結晶部品を鋳造し、粒度９０グリットの粒子と、
１００ｐｓｉ未満の空気とを用いた軽いサンドブラストにより鋳型を清浄にし、
０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のスパークギャップを生じるに十分な電
圧及び電流を用いて結合表面を共ＥＤＭし、１．３重量パーセントのホウ素を含
むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイルを用い真空状態で６０分の間１６００°Ｆから
２２５０°Ｆへ加熱することによって約２２５０°Ｆで結合を行い、表２に示す
サイクル（最高温度２４０８°Ｆで４時間、サイクル時間が約１６乃至２４時間
）を用いて真空中で結合物体を溶体化処理し、析出処理（例えば、２０８４°Ｆ
で４時間、１６５２°Ｆで２４時間の２つのステップで析出処理）する。 図２２は、共ＥＤＭを施した後の試料の表面を含む横断面図である。この図にお
いて、ＥＤＭにより形成された薄い再鋳造層は試料の表面にある非常に軽い膜の
ようとして思える。 図２３は、結合及び熱処理後のＣＭＳＸ−４の横断面図であり、このプロセスに
より単結晶の凝固が生じ、結合領域の化学的性質が再凝固されたままの構造を保
持していることを示している。 本発明のプロセスは、結合表面近くにおいて材料の再結晶を阻止するに十分な程
歪みを発生させない。この特性は、ＣＭＳＸ−４のような単結晶材料に受け入れ
可能な過渡液相結合を形成するのに必要である。これらの加工プロセスに加えて
、機械的研削による６００グリットの仕上げと、例えばダイアモンド研磨材を用
いる０．２５μｍの研磨のような低応力プロセスを用いて、結合に適した歪みが
適当に低い表面を生ぜしめることができる。 陸用タービン部品はサイズが大型であるため、設計仕様からのずれが非常に小さ
い場合でも部品の所望の輪郭からの絶対偏差が大きくなる場合がある。これらの
ずれは、単片鋳物でも問題であるが、結合部品では部品間の相対的な適合度に影
響が及ぶため重大な問題になる。実際、２つの部品間の相対的なゆがみが非常に
小さな場合でも非常に大きなギャップが生じ、結合プロセスによって閉じようと
しても不完全又はうまく行かない場合がある。受け入れ可能な品質の結合部品を
製造するためには、かかるギャップを制限するように鋳造プロセスを制御するか
、あるいは部品間のギャップを調整するように鋳造後の処理を修正することが望
ましい。提案されるプロセス手順によると、かかるギャップを制御できる簡単な
一連の手順及び有効な結合手順が提供される。 本発明の順序に従ってプロセスを実施すると、有害な再結晶を発生を回避できる
。再結晶は、金属加工プロセスとその後の熱処理サイクルの組み合わせにより、
局部的に新しい粒子を形成させるに十分な常温仕事が貯蔵され、熱エネルギーが
発生する場合に生ずることがある。タービン部品に用いるニッケル系単結晶にお
いて、かかる加工プロセスには、曲げ加工、押し込み加工、金属加工工具による
チッピング及びグリットまたはショットブラスティングによる過激な清浄が含ま
れる。これらのプロセスにより生じる損傷は、それらの後にかかる単結晶に必要
とされる約２４００°Ｆでの溶体化処理を行う場合、再結晶を生ぜしめる原因と
なることがある。本発明の好ましい実施例によると、最初の鋳物から製造部品を
製造するプロセスは、清浄、結合及び熱処理サイクルを順番に行うことを必要と
する。結合部品については、結合前に部品から鋳造用殻の残留物の実質的に全て
取り除くことが望ましい。さらに、結合は溶体化処理の前に行うのが好ましい。
従って、部品処理の各ステップを再結晶の可能性を回避するように制御し正しい
順序で行うことが肝要である。本発明による処理ルーチンを用いると、処理によ
り部品に生じるひずみの量が制限され、結合領域だけでなく結合領域から離れた
単結晶内部に最適な特性を与える熱処理サイクルが可能になる。 低応力で注意深く清浄プロセスを実施し、高温成形を制御された態様で行い、且
つ適合した部品を共ＥＤＭすることにより、この方法は、多数の鋳造部品から単
結晶のタービン翼を製造する簡単で低コストの手順を提供する。 単結晶ガスタービン翼は、以下の手順で、別々に鋳造した部品より製造すること
ができる。即ち、結合前に部品を機械的に清浄にし、高温溶体化熱処理を施す前
に部品を結合し、清浄時表面の局部的なひずみにより発生する熱処理中の再結晶
の発生を回避し、結合表面にわたって結合部品の良好な適合（例えば、０．００
２５ｃｍ（０．００１インチ））を実現し、翼の全長にわたって良好な部品の輪
郭を与える。処理された部品の過渡液相結合を含む一体化された手順により、こ
れらの目的を達成できる。 鋳造部品を清浄にし、次の熱処理時に再結晶を生ぜしめるひずみを発生させるこ
となく鋳造部品を所望の形状に正確に合致させることが好ましい。単結晶鋳造部
品の鋳型の清浄は再結晶を回避するため溶体化熱処理後に便宜行うが、これらの
部品は結合前に十分に清浄にする。溶体化熱処理前に結合すると最もよい特性が
得られるため、この清浄ステップは溶体化熱処理の前に行う必要がある。再結晶
を発生させる危険性があるため、機械的な磨耗により清浄時に生じるひずみを最
小限に抑える必要がある。この必要性により、低応力清浄が絶対必要であるが、
結合サイクルの導入により溶体化処理時再結晶が発生する傾向が少なくなる。 ＣＭＳＸ−４では、研磨粒子が６０グリットよりも良い値に制限され、（駆動）
ガス圧が９０ｐｓｉに制限される研磨材による清浄により、単結晶を表５のサイ
クルを用いて後で溶体化熱処理すると再結晶を回避することが示されている。 部品の将来の内側表面の清浄が必要であり、また外側表面については結合表面に
わたってぴったりと閉じたギャップを維持するための機械的取付け具に接触する
全ての領域について清浄作業を行う必要がある。 長い鋳物について部品の良好な輪郭を維持する問題は、鋳造精度を向上させるか
あるいは鋳造部品を機械的に処理することにより解決することができる。鋳造及
び熱によるひずみを補償するため部品の鋳型を連続して適合させると、部品及び
鋳型の規則的な且つマクロなひずみを受けやすい寸法公差内の輪郭をもつ部品の
製造手段が与えられる。しかしながら、部品と鋳型を変えても、作業と作業の間
のばらつき及び所望の輪郭からの規則的でないずれは補償されない。小さなずれ
は、大型の陸用タービン部品の長さ方向にわたり必要な輪郭からのかなりの絶対
的片寄りを生ぜしめることがあるため、これらの非規則的あるいは作業と作業の
間のばらつきは他の手段によって吸収させる必要がある。多結晶合金は室温で機
械的にまっすぐにできるが、単結晶を従来のやり方で処理すると再結晶の危険性
があるため、かかる機械的なひずみを回避することができる。しかしながら、温
度及びひずみ速度を事実上制御すると、ニッケル系スーパーアロイの単結晶を約
４０％のひずみを生じるように折り曲げても再結晶は生じない。このプロセスは
、部品の直線化、例えば約２乃至３％の適当な形状変化に利用することができる
一方、その後の溶体化熱処理時に有害な再結晶の発生を阻止する。 本発明によると、部品をオーバーサイズで鋳造し、結合表面から余分な材料を協
調した態様で切削することにより、結合する部品間に最小且つ一定のギャップを
発生させるという問題を解決できる。次いで、結合表面を約０．００２５ｃｍ（
０．００１インチ）以内に整列させて、良好な過渡液相結合が確実に得られるよ
うにする。共放電加工は、結合する部品の表面を仕上げることができるだけでな
く、十分に滑らかな仕上げを可能にする。さらに、再鋳造層を制御する場合、結
合後の単結晶の再結晶を回避できる。共ＥＤＭ加工では、両方の加工片から材料
が除去されるが、これは各加工片を交番的にカソード及びアノードとして用いる
からである。部品をオーバーサイズで鋳造することにより、材料を除去する際の
寸法交差を大きくすることができる。材料を除去する際電流を制御すると、部品
間のギャップ（及びこのギャップの精度）を制御できるだけでなく、再鋳造層の
深さも制御できる。再鋳造層の深さは、後の熱処理時に表面及び表面下の割れ及
び再結晶の発生を回避するよう最小限に抑える必要がある。加工片間に約０．０
０２５ｃｍ（０．００１インチ）のギャップを与えるレベルにＥＤＭ電流を維持
すると、再鋳造層が後の過渡液相結合時に消耗するように十分に小さい値に制限
される。 図２４は、翼形１０のカンバー線に沿って分離した２つの部分３２、３４より成
るタービン翼の翼形３０の横断面図である。これらの部分３２及び３４の界面と
なる表面には余分な材料３６及び３８が存在する。図２４は、余分の材料の適当
な幾何学的関係及びＥＤＭ加工時における電極の運動にこれが如何に関係するか
を示す。余分の材料３６及び３８は、図２４に示すように、共ＥＤＭプロセスに
おいて電極の運動により除去されるとは逆の方向において結合表面にわたり提供
する必要がある。この運動は結合部の全体平面に垂直であるが、結合部の局部平
面には垂直ではない。これは、内部に冷却チャンネルを備えたガスタービン翼の
ようなリブ付き部品には特に重要である。 結合表面にわたって鋳物に約０．０３０インチの余分の材料が存在するようにし
、０．００１インチのギャップになるように共ＥＤＭ加工すると、過渡液相結合
に必要な優れた部品の適合が得られる。 結合時に部品の適合関係を維持するためには、部品が炉内で加熱される際結合表
面にわたって応力を維持するように固定することが必要である。この固定用の取
付け具は、結合時の高温に耐えなければならない。熱膨張率の差により部品にギ
ャップを閉じる圧縮性応力を発生させるためのセラミック又はニッケル合金点荷
重要素を備えたモリブデンの取付け具を用いることができる。 部品を取付け具に装着する前に、結合表面にフォイル又はペースト状の結合媒体
を適用することができる。取付け具を用いると、部品を炉内に挿入する前にギャ
ップを確実に閉じることができるだけでなく、部品を加熱する際ギャップを閉じ
たままの状態に維持することが可能となる。結合熱及び圧力サイクルは、所望で
あれば、結合用ペーストに含まれる結合材のガスを放出できるように制御するこ
とができる。その後、単結晶材料につき指定されたサイクルを用いて部品を結合
することができる。 部品に最適の総合特性を与える好ましいプロセス／手順は、以下の通りである。
適合プロセス時に除去するに十分な加工部分を提供するべく、結合表面に垂直に
０．０３０インチの余分の材料が存在するように翼の単結晶部品をオーバーサイ
ズで鋳造（成長）し、振動を伝達させて（例えば、シード、ランプ又はライザー
のような鋳物の廃棄可能部分を手で把持したハンマーでたたく）セラミックの鋳
型を清浄にし、低圧のサンドブラスティング（例えば、９０ｐｓｉ未満の空気圧
と１２０グリット未満の砂の粒子）により接着剤のセラミックが除去されるよう
に清浄にし、結合表面にわたって良好な適合を実現するために部品を共電気放電
加工し、ＥＤＭ表面から炭素質の残留物（即ち、単結晶表面のＥＤＭ加工時に形
成されることのある炭素薄膜）を除去するためにアルコール（メチル又はエチル
）、アセトン又は水石鹸系の洗浄液を用いて結合表面を清浄にし、表面の炭素層
を破壊して破片が清浄用流体中に浮遊するのを助けるために清浄時表面を固いブ
ラシで軽くブラシがけし、部品間のギャップ内に結合用媒体を適用し、即ちフィ
ルム又はフォイルをその形状に切断するかあるいはペーストを付着させて過渡液
相結合媒体の約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）の結合用充填物を提供し
、結合平面に直角に整列し部品全体にわたりギャップを最大限閉じるような位置
にあるピンを用いて部品の外表面の一部に直角に荷重をかけるべく結合表面にわ
たって制御された荷重を与える固定用取付け具に部品を固定し、単結晶合金に対
して指示された温度サイクル（ＣＭＳＸ−４では、２２５０°Ｆで４時間）を用
いて高い真空度（１０-5τ）で結合を行い、室温まで冷却した後取付け具を取り
外し、合金に適宜用いる処理法を使用して溶体化熱処理を行い、オプションとし
て外面を清浄にし（これは析出熱処理後に行うことができる）、特性を最適化す
るために析出熱処理を行い（ＣＭＳＸ−４の場合、２０８４°Ｆで４時間、１６
５２°Ｆで２４時間の２つのステップより成る析出熱処理プロセス）、タービン
翼を定型になるよう機械的に調製し研磨するステップより成る。 さらに別のステップとして、結合する部品を再結晶を生ぜしめないプロセスを用
いて曲げることによりまっすぐにできるが、これはオプションである。このプロ
セスには、再結晶を生ぜしめるに十分なひずみを誘発させることなく部品を変形
させる高温低ひずみ率変形（超塑性変形と同じ）が含まれる。 このようにして、単結晶部品を結合してタービン翼を完成させるための一体化処
理手順が提供される。この手順による処理ステップにより、ガスタービンエンジ
ンの部品にとって望ましい極めて高い温度で機能する高品質の単結晶部品を製造
するに必要な熱処理ステップと材料品質が提供される。それは、最適な部品の輪
郭だけでなく最適な結合ギャップの適合及び処理を実現するための全ての部品処
理プロセスを提供する。 要約すると、この方法は、好ましくは、軽ブラスティングによりセラミックの鋳
型から取り出した鋳造のままの部品を用い、結合する部品をぴったり合うように
電気放電加工し、実質的に鋳造のままの状態で部品を結合し、溶体化熱処理を施
した後、部品を析出熱処理する。予め結合した部品を高温において制御した態様
で成形することにより輪郭及び部品の適合を改善するようなこの手順の変更が可
能である。
結合用フォイルの化学的性質及び熱処理の微細構造及び機械的性質に対する影響
を実験的に評価した。最初に、いくつかの結合用フォイルの化学的性質及び熱プ
ロセスを利用して、金属組織学的評価のための試料を作成した。結合ラインにわ
たってまた母材金属全体について最も均質な化学的性質及び微細構造を生ぜしめ
たプロセスを、引張性及びクリープ特性のテストによりさらに評価するため選択
した。 ＣＭＳＸ−４母材を、約９．５×７６．２×１５２．４ｍｍ（０．３７５×３×
６インチ）の単結晶スラブとして鋳造のままの状態で用意した。結合用媒体とし
て、厚さ５０μｍ（０．００２インチ）の市販の結合用フォイルを用意した。 結合用フォイルのホウ素レベルは実際、Ｂレンジであったが、これは２つのフォ
イルがホウ素レベルがわずかに異なるいくつかの形態で提供されていたからであ
る。即ち、ホウ素レベルが１．３％、１．７％及び２．５％のＮｉ−Ｆｌｅｘ１
１０と、ホウ素レベルが１．５％、１．７％、１．９％のＮｉ−Ｆｌｅｘ１２０
を用意した。さらに、これらのフォイルは拡散プロセスにより製造されているた
め、ホウ素濃度はフォイルの深さにわたって均一でなかったことに注意されたい
。表に示すホウ素レベルは、ホウ素の深さにわたる平均濃度である。 このプログラムの金属組織学的及び機械的テストのための試料は同じように調製
したが、唯一の違いは機械的テスト用試料として大きな試料を用いたこと、また
プログラムの初期に開発した改良型表面調製方法が機械的テスト用試料を結合す
るために利用可能であったことである。金属組織学的テスト用試料の結合表面は
、低応力研削、１２０グリット、３２０グリット又は６００グリットの研磨、若
しくは電解研磨により仕上げを行ったが、機械的テスト用試料の結合表面は低応
力研削だけで仕上げを行った。 試料のミスオリエンテーションに関する問題を回避するため、結合する試料を全
て、個々の単結晶を切断して再び接合することにより調製した。即ち、元の単結
晶スラブをその結晶成長方向に対して垂直に切断し、そのようにして形成した表
面の仕上げを行った後再び結合した。試料の最初の切断は全て、炭化珪素の金属
研磨ホイールを用いて実施したが、このホイールはスラブの幅方向により小さい
金属組織学的テスト用試料を切り出すためにも使用した。金属組織学的評価のた
めの結合試料は約１３×１３×１３ｍｍ（０．５×０．５×０．５インチ）の平
行六面体であり、一方機械的テスト用試料を作成するための試料は９．５×７６
．２×３８ｍｍ（０．３７５×３×１．５インチ）、即ちスラブの高さが全幅の
１／４であった。 結合は高真空度の炉内で行い、その間試料をモリブデンの取付け具により定位置
に保持させた。結合前にフォイル及び単結晶の脱脂を完全に行った。結合用フォ
イルを結合部の横断面に正確に適合するように切断し、試料を取付け具に組み込
む際２つの結合表面間の定位置に配置した。この取付け具は単結晶の整列関係を
維持するだけでなく、炉内加熱時、結合温度で結合線にわたって０．１乃至１．
０ＭＰａ（１５−１５０ｐｓｉ）のオーダーの制御された荷重を発生させた。 ＣＭＳＸ−４のスラブを、鋳造のままの状態であるいは溶体化処理した状態で結
合した。この合金にとっては普通の溶体化処理を不活性ガス雰囲気中で実施した
が、これは１５９３Ｋ（１３２０°Ｃ、２４０８°Ｆ）で最大６時間保持する勾
配サイクルであった。溶体化処理後の冷却速度は平均でほぼ４３３Ｋ／分（１６
０°Ｃ／分、３００°Ｆ／分）であった。単結晶を結合する２つの異なる結合サ
イクルをテストした。サイクルＡは１５４３Ｋ（１２７０°Ｃ、２３１８°Ｆ）
で４時間、サイクルＢは１５０５Ｋ（１２３２°Ｃ、２２５０°Ｆ）で４時間で
あった。両方の結合サイクルを、１．３×１０-2Ｐａ（１×１０-5トル）よりも
良い真空状態で実施した。 結合後、試料を溶体化処理して析出時効させるか、ただ析出時効させた。結合後
の溶体化処理は結合前の溶体化処理と同一であった。析出時効は、この合金にと
って望ましい２つのステップより成る標準の熱処理であった。さらに詳しく説明
すると、４時間かけて１４１３Ｋ（１１４０°Ｃ、２０８４°Ｆ）へゆっくりと
温度を上昇させた後、２０−２４時間かけて冷却用空気で１１２３Ｋ（８５０°
Ｃ、１５６２°Ｆ）へ空冷した。評価したフォイルの化学的性質及び熱処理条件
の組み合わせを表７に要約して示す。
を実験的に評価した。最初に、いくつかの結合用フォイルの化学的性質及び熱プ
ロセスを利用して、金属組織学的評価のための試料を作成した。結合ラインにわ
たってまた母材金属全体について最も均質な化学的性質及び微細構造を生ぜしめ
たプロセスを、引張性及びクリープ特性のテストによりさらに評価するため選択
した。 ＣＭＳＸ−４母材を、約９．５×７６．２×１５２．４ｍｍ（０．３７５×３×
６インチ）の単結晶スラブとして鋳造のままの状態で用意した。結合用媒体とし
て、厚さ５０μｍ（０．００２インチ）の市販の結合用フォイルを用意した。 結合用フォイルのホウ素レベルは実際、Ｂレンジであったが、これは２つのフォ
イルがホウ素レベルがわずかに異なるいくつかの形態で提供されていたからであ
る。即ち、ホウ素レベルが１．３％、１．７％及び２．５％のＮｉ−Ｆｌｅｘ１
１０と、ホウ素レベルが１．５％、１．７％、１．９％のＮｉ−Ｆｌｅｘ１２０
を用意した。さらに、これらのフォイルは拡散プロセスにより製造されているた
め、ホウ素濃度はフォイルの深さにわたって均一でなかったことに注意されたい
。表に示すホウ素レベルは、ホウ素の深さにわたる平均濃度である。 このプログラムの金属組織学的及び機械的テストのための試料は同じように調製
したが、唯一の違いは機械的テスト用試料として大きな試料を用いたこと、また
プログラムの初期に開発した改良型表面調製方法が機械的テスト用試料を結合す
るために利用可能であったことである。金属組織学的テスト用試料の結合表面は
、低応力研削、１２０グリット、３２０グリット又は６００グリットの研磨、若
しくは電解研磨により仕上げを行ったが、機械的テスト用試料の結合表面は低応
力研削だけで仕上げを行った。 試料のミスオリエンテーションに関する問題を回避するため、結合する試料を全
て、個々の単結晶を切断して再び接合することにより調製した。即ち、元の単結
晶スラブをその結晶成長方向に対して垂直に切断し、そのようにして形成した表
面の仕上げを行った後再び結合した。試料の最初の切断は全て、炭化珪素の金属
研磨ホイールを用いて実施したが、このホイールはスラブの幅方向により小さい
金属組織学的テスト用試料を切り出すためにも使用した。金属組織学的評価のた
めの結合試料は約１３×１３×１３ｍｍ（０．５×０．５×０．５インチ）の平
行六面体であり、一方機械的テスト用試料を作成するための試料は９．５×７６
．２×３８ｍｍ（０．３７５×３×１．５インチ）、即ちスラブの高さが全幅の
１／４であった。 結合は高真空度の炉内で行い、その間試料をモリブデンの取付け具により定位置
に保持させた。結合前にフォイル及び単結晶の脱脂を完全に行った。結合用フォ
イルを結合部の横断面に正確に適合するように切断し、試料を取付け具に組み込
む際２つの結合表面間の定位置に配置した。この取付け具は単結晶の整列関係を
維持するだけでなく、炉内加熱時、結合温度で結合線にわたって０．１乃至１．
０ＭＰａ（１５−１５０ｐｓｉ）のオーダーの制御された荷重を発生させた。 ＣＭＳＸ−４のスラブを、鋳造のままの状態であるいは溶体化処理した状態で結
合した。この合金にとっては普通の溶体化処理を不活性ガス雰囲気中で実施した
が、これは１５９３Ｋ（１３２０°Ｃ、２４０８°Ｆ）で最大６時間保持する勾
配サイクルであった。溶体化処理後の冷却速度は平均でほぼ４３３Ｋ／分（１６
０°Ｃ／分、３００°Ｆ／分）であった。単結晶を結合する２つの異なる結合サ
イクルをテストした。サイクルＡは１５４３Ｋ（１２７０°Ｃ、２３１８°Ｆ）
で４時間、サイクルＢは１５０５Ｋ（１２３２°Ｃ、２２５０°Ｆ）で４時間で
あった。両方の結合サイクルを、１．３×１０-2Ｐａ（１×１０-5トル）よりも
良い真空状態で実施した。 結合後、試料を溶体化処理して析出時効させるか、ただ析出時効させた。結合後
の溶体化処理は結合前の溶体化処理と同一であった。析出時効は、この合金にと
って望ましい２つのステップより成る標準の熱処理であった。さらに詳しく説明
すると、４時間かけて１４１３Ｋ（１１４０°Ｃ、２０８４°Ｆ）へゆっくりと
温度を上昇させた後、２０−２４時間かけて冷却用空気で１１２３Ｋ（８５０°
Ｃ、１５６２°Ｆ）へ空冷した。評価したフォイルの化学的性質及び熱処理条件
の組み合わせを表７に要約して示す。
【表７】 表７に示す試料は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）とエネルギー分散型分光（ＥＤ
Ｓ）化学分析法を用いて特性を測定した。光学的顕微鏡分析、電子プローブ微量
分析及び走査−透過電子顕微鏡分析（ＳＴＥＭ）を、選択した試料について行っ
た。結合した後で、場合によっては、結合後の溶体化処理を行った後で、結合領
域にわたっる均一性を評価するために試料を調べた。その後、析出時効の後、試
料を調べてγ´構造の形態及び均一性をチェックした。 表７に示す全ての状態下で、結合ラインにわたりかなり均一な化学的性質が生じ
ており、結合領域内のγ´相の体積率は高くなっていた。熱処理及び結合部の組
成の関数としてγ´相の特定の体積率、特にγ´相の形態に差が認められた。最
適の熱処理を施した母材合金と等価な最適構造が試料Ｉに生じていたが、これは
１．３％のホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０のフォイルと、１５０５Ｋ（１２
３２°Ｃ、２２５０°Ｆ）の低結合温度を用い、その後溶体化処理及び析出時効
を施したものであった。 高い結合温度サイクルを高いホウ素レベルと共に用いると、試料の側部に液体が
流下することにより分かる結合材の過剰流動性が観察された。結合材の過剰流動
性は精密構造を接合する場合は望ましくない。ホウ素含有量を低くし結合温度を
低くすると過剰流動性を回避できるが、もしそれで良好な結合領域を持つ構造が
生じる場合は、好ましい結合システムになるはずである。 主要な構成要素についてのフォイルの化学的性質は結合領域の化学的性質にほと
んど影響を及ぼさないように思えるが、結合領域のγ´相の形態への影響は著し
いものがあった。フォイルＮｉ−Ｆｌｅｘ１１５で作成した試料の結合領域に形
成されたγ´相は、フォイルＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０で作成した結合領域に形成さ
れたものよりはより丸い。より立方形のγ／γ´構造は、クリープ条件の下で大
きな異方性及び安定性を示すからより好ましい。従って、Ｎｉ−Ｆｌｅｘ１１０
をＣＭＳＸ−４用の好ましい結合用フォイルとして選択した。 種々のフォイル、種々基材条件及び種々の結合後熱処理条件により生じた構造を
調べると、これら全てのパラメータは結合プロセスが母材金属を溶解しその後結
合領域の化学的性質及び構造を制御する度合いに影響を与えることがわかる。母
材金属の溶解により液体プールの組成が母材金属とほぼ同じ組成で凝固する程十
分であるが、結合ラインに最終凝固時何らかの共晶γ´を形成するには不十分で
ある時、最適の微細構造が得られる。 母材金属が過度に溶解することによって、結合ラインに後で共晶γ´が生じたこ
とが、２．５％のホウ素で結合した試料Ｃで観察された。結合用フォイルは母材
合金よりもアルミニウム及びチタンの含有量が少ないが、これらの元素を結合プ
ールに積極的に溶解させると、後で共晶γ´が形成される。共晶粒子が小さい場
合、結合後溶体化処理により溶解させることが可能である。ホウ素の多い結合部
では、より良いγ´微細構造を生ぜしめるために結合後溶体化処理が必要である
ことがわかった。しかしながら、結合後溶体化処理は大きな共晶粒子を必ずしも
溶解させるわけではないので、ホウ素のレベルを低く且つ結合温度を低くするの
が好ましそうである。 逆に、アルミニウムとチタンが母材金属から溶解すると、結合領域のγ´相の化
学的性質及び構造が変化する。この減少の結果、γ´相の体積率が減少し、強化
γ´立方形が丸くなる。γ´相中のアルミニウムが多いとよりかどばった形態が
生じるため、母材金属のアルミニウムの溶解が増加すると異方性及びクリープ安
定性が良くなる。試料Ｉでは、基材は鋳造のままの状態、試料Ｍでは、基材は結
合前の溶体化処理を施した状態であった。試料Ｉは、恐らく鋳造のままの構造の
共晶及び樹枝状晶間の領域からより多くのアルミニウムが溶解するため、好まし
いかどばったγ´相形態を示した。 結合品質に対する表面調製の影響を評価するため、対向する表面を、１２０グリ
ット乃至３２０グリット及び６００グリットの重研磨、６００グリットの軽研磨
、低応力研削及び電解研磨にわたる仕上げ範囲で調製した。何れの表面調製によ
っても再結晶は生じなかったが、より重い機械研磨により結合領域に非常に小さ
くて丸いγ´粒子が生じると共に、６００グリットの軽研磨、低応力研削及び電
解研磨により大きな立方形の最適なγ´相形態が生じた。電解研磨によると優れ
た応力のない滑らかな表面が得られるが、試料の端部が丸くなる傾向があり、電
解研磨した試料の結合部はこの影響により端部にノッチが生じていることが多か
った。低応力研削により最適な結合領域が得られるため、またこの表面仕上げに
よりテストブロックの精密研削加工が可能になるため、機械的なテスト試料の結
合表面を調製する方法として選択した。 状態Ｉ、Ｎ、Ｂ及びＯは機械的テストのためのさらに検討を行うために選択さ
れている。しかしながら、プログラムのこの部分では、全ての資料について結合
サイクルＢ（１５０５Ｋ）１２３２°Ｃ、２２５０°Ｆで４時間）は用いられて
いなかった。組み合わせ（Ｉ）鋳造のままの母材でホウ素が少ない）へは、最初
のオプションの最良の微細構造を生ずるため選択された。このプロセスにより母
材金属と結合領域の両方に優れたγ′の形態が生まれる。組み合わせＮは、適当
な微細構造を生じるために選択され、結合後の溶体化処理を除外する可能性を評
価するために含まれていた。組み合わせＢ及びＯは、結合前の溶体化処理を含む
オプションを評価するために含まれていた。これらの資料は、以前に完了した金
属組織学的仕事により予め溶体化処理した材料がホウ素の多いフォイルにより結
合されると良好なγ′形態を生じることが分かっていたためホウ素の含有量の多
いフォイルにより結合された。 機械的テスト用試料は、元の鋳造スラブの四半部分のうちの２つを結合して９．
５×７６．２×７６ｍｍ（０．３７５×３×３インチ）のスラブを形成すること
により調製した。これらのスラブを後で幅９．５ｍｍ（０．３７５インチ）の試
料ブランクに切断し、これらのブランクを後で直径が０．６ｍｍ（０．２５イン
チ）のクリープ及び引張試料に加工した。従って、テスト試料の軸は、単結晶ス
ラブの元の結晶方向と平行であった。 引張テストは、室温、１１７２Ｋ（８９９°Ｃ、１６５０°Ｆ）及び１２５５Ｋ
（９８２°Ｃ、１８００°Ｆ）で行った。これらの試料は、良好なＣＭＳＸ−４
単結晶において予想される値に近い強度を発生させた。しかしながら、幾つかの
延性値は、ＣＭＳＸ−４で予想される値よりも幾分低かった。それにもかかわら
ず、記録された値は同じ条件でテストした多結晶スーパーアロイの値と比べると
依然として高い。さらに、結合した引張試料のほとんど全ての破断は母材におい
て生じた。 結合性の良好な単結晶の機械的特性は、従来の、未結合で最適の熱処理を施され
た単結晶の機械的性質に非常に近いものであることが分かっている。表８は、結
合した試料の幾つかの引張特性データを示すもので、これらのデータを基準とる
ＣＭＳＸ−４のデータと比較する。表９は、同じ結合プロセスのクリープ破断デ
ータを基準となるＣＭＳＸ−４の予想されるデータと共に示す。
Ｓ）化学分析法を用いて特性を測定した。光学的顕微鏡分析、電子プローブ微量
分析及び走査−透過電子顕微鏡分析（ＳＴＥＭ）を、選択した試料について行っ
た。結合した後で、場合によっては、結合後の溶体化処理を行った後で、結合領
域にわたっる均一性を評価するために試料を調べた。その後、析出時効の後、試
料を調べてγ´構造の形態及び均一性をチェックした。 表７に示す全ての状態下で、結合ラインにわたりかなり均一な化学的性質が生じ
ており、結合領域内のγ´相の体積率は高くなっていた。熱処理及び結合部の組
成の関数としてγ´相の特定の体積率、特にγ´相の形態に差が認められた。最
適の熱処理を施した母材合金と等価な最適構造が試料Ｉに生じていたが、これは
１．３％のホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０のフォイルと、１５０５Ｋ（１２
３２°Ｃ、２２５０°Ｆ）の低結合温度を用い、その後溶体化処理及び析出時効
を施したものであった。 高い結合温度サイクルを高いホウ素レベルと共に用いると、試料の側部に液体が
流下することにより分かる結合材の過剰流動性が観察された。結合材の過剰流動
性は精密構造を接合する場合は望ましくない。ホウ素含有量を低くし結合温度を
低くすると過剰流動性を回避できるが、もしそれで良好な結合領域を持つ構造が
生じる場合は、好ましい結合システムになるはずである。 主要な構成要素についてのフォイルの化学的性質は結合領域の化学的性質にほと
んど影響を及ぼさないように思えるが、結合領域のγ´相の形態への影響は著し
いものがあった。フォイルＮｉ−Ｆｌｅｘ１１５で作成した試料の結合領域に形
成されたγ´相は、フォイルＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０で作成した結合領域に形成さ
れたものよりはより丸い。より立方形のγ／γ´構造は、クリープ条件の下で大
きな異方性及び安定性を示すからより好ましい。従って、Ｎｉ−Ｆｌｅｘ１１０
をＣＭＳＸ−４用の好ましい結合用フォイルとして選択した。 種々のフォイル、種々基材条件及び種々の結合後熱処理条件により生じた構造を
調べると、これら全てのパラメータは結合プロセスが母材金属を溶解しその後結
合領域の化学的性質及び構造を制御する度合いに影響を与えることがわかる。母
材金属の溶解により液体プールの組成が母材金属とほぼ同じ組成で凝固する程十
分であるが、結合ラインに最終凝固時何らかの共晶γ´を形成するには不十分で
ある時、最適の微細構造が得られる。 母材金属が過度に溶解することによって、結合ラインに後で共晶γ´が生じたこ
とが、２．５％のホウ素で結合した試料Ｃで観察された。結合用フォイルは母材
合金よりもアルミニウム及びチタンの含有量が少ないが、これらの元素を結合プ
ールに積極的に溶解させると、後で共晶γ´が形成される。共晶粒子が小さい場
合、結合後溶体化処理により溶解させることが可能である。ホウ素の多い結合部
では、より良いγ´微細構造を生ぜしめるために結合後溶体化処理が必要である
ことがわかった。しかしながら、結合後溶体化処理は大きな共晶粒子を必ずしも
溶解させるわけではないので、ホウ素のレベルを低く且つ結合温度を低くするの
が好ましそうである。 逆に、アルミニウムとチタンが母材金属から溶解すると、結合領域のγ´相の化
学的性質及び構造が変化する。この減少の結果、γ´相の体積率が減少し、強化
γ´立方形が丸くなる。γ´相中のアルミニウムが多いとよりかどばった形態が
生じるため、母材金属のアルミニウムの溶解が増加すると異方性及びクリープ安
定性が良くなる。試料Ｉでは、基材は鋳造のままの状態、試料Ｍでは、基材は結
合前の溶体化処理を施した状態であった。試料Ｉは、恐らく鋳造のままの構造の
共晶及び樹枝状晶間の領域からより多くのアルミニウムが溶解するため、好まし
いかどばったγ´相形態を示した。 結合品質に対する表面調製の影響を評価するため、対向する表面を、１２０グリ
ット乃至３２０グリット及び６００グリットの重研磨、６００グリットの軽研磨
、低応力研削及び電解研磨にわたる仕上げ範囲で調製した。何れの表面調製によ
っても再結晶は生じなかったが、より重い機械研磨により結合領域に非常に小さ
くて丸いγ´粒子が生じると共に、６００グリットの軽研磨、低応力研削及び電
解研磨により大きな立方形の最適なγ´相形態が生じた。電解研磨によると優れ
た応力のない滑らかな表面が得られるが、試料の端部が丸くなる傾向があり、電
解研磨した試料の結合部はこの影響により端部にノッチが生じていることが多か
った。低応力研削により最適な結合領域が得られるため、またこの表面仕上げに
よりテストブロックの精密研削加工が可能になるため、機械的なテスト試料の結
合表面を調製する方法として選択した。 状態Ｉ、Ｎ、Ｂ及びＯは機械的テストのためのさらに検討を行うために選択さ
れている。しかしながら、プログラムのこの部分では、全ての資料について結合
サイクルＢ（１５０５Ｋ）１２３２°Ｃ、２２５０°Ｆで４時間）は用いられて
いなかった。組み合わせ（Ｉ）鋳造のままの母材でホウ素が少ない）へは、最初
のオプションの最良の微細構造を生ずるため選択された。このプロセスにより母
材金属と結合領域の両方に優れたγ′の形態が生まれる。組み合わせＮは、適当
な微細構造を生じるために選択され、結合後の溶体化処理を除外する可能性を評
価するために含まれていた。組み合わせＢ及びＯは、結合前の溶体化処理を含む
オプションを評価するために含まれていた。これらの資料は、以前に完了した金
属組織学的仕事により予め溶体化処理した材料がホウ素の多いフォイルにより結
合されると良好なγ′形態を生じることが分かっていたためホウ素の含有量の多
いフォイルにより結合された。 機械的テスト用試料は、元の鋳造スラブの四半部分のうちの２つを結合して９．
５×７６．２×７６ｍｍ（０．３７５×３×３インチ）のスラブを形成すること
により調製した。これらのスラブを後で幅９．５ｍｍ（０．３７５インチ）の試
料ブランクに切断し、これらのブランクを後で直径が０．６ｍｍ（０．２５イン
チ）のクリープ及び引張試料に加工した。従って、テスト試料の軸は、単結晶ス
ラブの元の結晶方向と平行であった。 引張テストは、室温、１１７２Ｋ（８９９°Ｃ、１６５０°Ｆ）及び１２５５Ｋ
（９８２°Ｃ、１８００°Ｆ）で行った。これらの試料は、良好なＣＭＳＸ−４
単結晶において予想される値に近い強度を発生させた。しかしながら、幾つかの
延性値は、ＣＭＳＸ−４で予想される値よりも幾分低かった。それにもかかわら
ず、記録された値は同じ条件でテストした多結晶スーパーアロイの値と比べると
依然として高い。さらに、結合した引張試料のほとんど全ての破断は母材におい
て生じた。 結合性の良好な単結晶の機械的特性は、従来の、未結合で最適の熱処理を施され
た単結晶の機械的性質に非常に近いものであることが分かっている。表８は、結
合した試料の幾つかの引張特性データを示すもので、これらのデータを基準とる
ＣＭＳＸ−４のデータと比較する。表９は、同じ結合プロセスのクリープ破断デ
ータを基準となるＣＭＳＸ−４の予想されるデータと共に示す。
【表８】
【表８ａ】
【表９】
【表９ａ】 本発明の別の実施例によると、単結晶ニッケル系合金を多結晶ニッケル系合金に
接合できるため、現在全て単結晶であるタービン部品のコストを著しく削減でき
る。この削減されるコストの大部分は、単結晶合金が高価なレニウムを含有する
のに対し多結晶合金がこの元素を含まないため、可能となる。さらに、薄い多結
晶のスキンを単結晶の翼中央部分に接合できるため、エンジンの効率を改善する
薄壁構造を実現できる。 選択された組の単結晶ニッケル系スーパーアロイと多結晶ニッケル系スーパーア
ロイを、フォイル又はペースト状の結合媒体と、個々の合金をそれらに結合する
際に用いる熱サイクルから導き出された熱サイクルとを用いて互いに接合するこ
とができる。接合可能な合金は、単結晶及び多結晶合金が同じような量のγ´を
発生させ２つの合金中にγ及びγ´相を生ぜしめる程よく似た組成を有する合金
である。これらの合金の結合は、好ましくは融点抑制剤としてホウ素を用い、母
材合金組成物にマッチするようにフォイルの合金元素を調整する、過渡液相結合
法により行う。この結合熱サイクルは、母材をそれら自身に過渡液相するための
結合熱サイクルと同様である。それは、結合用フォイルと単結晶及び多結晶材料
の局部領域とを溶融するのに適した温度で行う。熱サイクルは、凝固後のホウ素
の固相拡散により材料の局部的融点がその材料が曝されると予想される温度より
も高い値に確実に上昇するような適当な持続時間で行われる。 過渡液相結合を事実上可能にするほど十分に化学的性質がよく似ていると考える
ことができる合金には、ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７；ＣＭＳＸ−４とＣＭ１８６
；ＰＷＡ１４８０とＭａｒＭ２４７；及びＳＣ−１６とＩＮ７３８がある。これ
らの合金は、同様な化学的性質を有する。実際、多結晶材料について、鋳造時の
炭化物析出後にγ／γ´マトリックスが残る化学的性質を有する。合金の対はま
た、過渡液相結合時における化学的性質の混合が、有害な析出物、例えば過剰な
Ｒｅ、Ｃｒなどにより形成可能な安定性を損なうＴＣＰ（topographically clos
e packed）相を形成するには不十分であるように選択される。これらの対は化学
的性質が非常によくマッチするため、結合領域にわたって優れた特性を与える。
それほどマッチしない材料を用いると、結合領域に有害な相が生ると共に特性が
低下する。しかしながら、強度条件がそれほど厳しくなく表面の耐腐食性のよう
な他の特性が望ましい場合は、これで十分である。選択された合金対の化学的性
質は、これらの制約に合致するように制御する。 結合媒体は、単結晶の結合に用いるものでよい。ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７を結
合する場合、融点抑制剤として１．３重量パーセントのホウ素を含むＮｉ―Ｆｌ
ｅｘ１１０を、単結晶合金の推奨結合温度である２２５０°Ｆで結合させる。Ｃ
ＭＳＸ−４とＣＭ２４７の結合温度の差は５０°Ｆにすぎず、ホウ素を添加する
ことによる融点の低下はホウ素１重量パーセントにつき約１００°Ｆである。従
って、単結晶及び単結晶材料の結合点が十分に近ければ、高融点の単結晶材料の
結合プロセスを用いることによりそれらの折り合いをつけることが一般的に可能
である。操作上の効率を得るためプロセスパラメータの幅を広くするのは、フォ
イル中のホウ素の量を増加させ、結合温度を多結晶材料の結合温度に近い値に調
整することによって可能となる。 結合用フォイルの化学的性質は、前述した組成上の要件、即ち母材金属と同様で
、Ａｌが少なく、Ｔｉが存在しないという要件により制約を受ける。この母材金
属と同様であるという点の１つの例外は、多結晶合金にレニウムのような高価な
元素を含ましめる必要があることである。これは、多結晶合金はほとんどＲｅを
含まず、第３世代の単結晶は優れた高温強度を得るためにＲｅの添加が必要であ
るという意味で、商業的な要件である。これら２つの材料を結合する利点は、構
造物のスキンからレニウムのコストを除く点にある。レニウムは母材に偏析し、
また遅い拡散速度によりγ´が安定化するため、接合部から除いても特性に悪い
影響は与えない。 過渡液相結合のような高品質の結合プロセスを用いる目的は、通常は、金属部分
の本体に存在する結合領域に同一の化学的性質及び微細構造を生ぜしめることで
ある。これは一般的に、溶解及び再凝固時に生じる優先的な偏析を考慮して、結
合フォイルの化学的性質を母材金属の化学的性質にマッチさせることにより達成
される。Ｔｉ及びＡｌのような元素は、凝固後結合ラインの中心へ偏析する傾向
があるため、結合フォイルでは母材金属と比較すると少なくする必要がある。多
結晶及び単結晶合金は通常化学的組成が相違するため、結合フォイルの組成を単
結晶-多結晶結合の接合部の両側において同一になるようにマッチさせることは 不可能である。しかしながら、合金の一部の組み合わせによっては組成及びγ´
体積百分率が同一であるため、結合される同一の多結晶及び単結晶合金組成物を
選択し、それら組成物をこれら合金の何れかの結合に用いる結合用フォイルとマ
ッチさせることが可能である。 表４は、いくつかの単結晶及び多結晶合金の組成を示す。この表から、いくつか
の単結晶合金の組はいくつかの多結晶合金に組成的に近いことがわかる。例えば
、ＣＭＳＸ−４とＣＭ１８６、ＰＷＡ１４８０とＭａｒＭ２４７及びＳＣ−１６
とＩＮ７３８。例えば、ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７とは化学的性質及び構造が十
分に近いため過渡液相結合法を用いると良好な結合を形成できる。これは、これ
ら合金間の違いが事実上、固相及び液相で容易に拡散しないレニウムの含有量に
あるからである。さらに、結合領域にわたるレニウムの勾配により、構造及び特
性が、接合部の性能に有害な影響を与えない緩やかな変化を示すからである。レ
ニウムのコストを考えると、レニウムを含む単結晶とレニウムを含まない多結晶
とを接合することが望ましい。 表５は、単結晶合金を多結晶合金と結合するために使用可能な結合用合金の例を
示す。アルミニウムの豊富な単結晶合金は、Ｎｉ−Ｆｌｅｘ型の合金を用いて結
合することにより、適当にマッチできる。これらのフォィルはまた、このタイプ
の多結晶合金（ＣＭ２４７、ＭａｒＭ２４７、ＭａｒＭ００２）を結合するため
に用いることができる。従って、これらの結合用フォイルを用いて、ＣＭＳＸ−
４型の単結晶合金を同じクラスの多結晶合金、例えばＣＭ２４７と結合すること
が可能である。逆に、単結晶ＳＣ−１６のようなクロムの豊富な材料をＩＮ７３
８多結晶合金に結合するには、ＭＦＢ８０／８０Ａのようなフォイルが好ましい
。 上述したように、単結晶合金を多結晶合金に結合する一例として、単結晶ＣＭＳ
Ｘ−４を多結晶ＣＭ２４７合金に結合できる。使用する結合プロセスは、０．０
５ミクロンに仕上げた機械研磨した表面；１．３重量パーセントのホウ素を含む
Ｎｉ−Ｆｌｅｘ１１０のフォイル；２２５０°Ｆの結合温度；４時間の結合時間
であった。 図１９は、単結晶と多結晶の結合ラインの構造を低い倍率で示す。 図２０は、単結晶ＣＭＳＸ−４と多結晶ＣＭ２４７の結合領域にわたる化学的性
質の変化を示す。 単結晶スーパーアロイと多結晶スーパーアロイの部品を完全なプロセスとして結
合するためには、その部品の単結晶及び多結晶の両部分について熱処理サイクル
を一体化することが望ましい。特に、適宜鋳造された多結晶材料は単結晶材料に
使用する高い溶体化熱処理温度に一般的に耐えることができない。表６ａ−ｃは
、単結晶合金ＣＭＳＸ−４と多結晶合金ＣＭ２４７とに用いる典型的な熱処理サ
イクルを示し、また完全な単結晶／多結晶部品を結合するための結合熱処理サイ
クルがこれら２つのサイクルから如何にして導き出されるかを示す。 この結合サイクルでは、単結晶の部品は鋳造のままの状態で結合される。結合し
た単結晶部品はその後比較的高い温度で溶体化処理する。溶体化処理した単結晶
部分と鋳造のままの多結晶部分とは多結晶材料を結合するために用いるであろう
条件下で結合する。このステップにより単結晶合金中に一次γ´相が幾分成長す
る。その後、結合した部品を別の時効ステップに曝し、それにより多結晶合金中
に一次γ´相を成長させ、また単結晶合金中に一次γ´をさらに成長させる。こ
の部品集合体を最終的な低温時効ステップにかけ、これにより両方の合金中にお
いて一次γ´相を変性させ且つ二次γ´を成長させることにより単結晶／多結晶
の翼中に最適化された微細構造を生ぜしめる。前の表に示す温度及び時間は、全
体的な構造及び特性を最適化するために如何にして熱処理サイクル全体を選択す
るかを示すものである。 結合性の良好な単結晶の機械的特性は、従来の、未結合で最適の熱処理を施され
た単結晶の機械的性質に非常に近いものであることが分かっている。表８は、結
合した試料の幾つかの引張特性データを示すもので、これらのデータを基準とる
ＣＭＳＸ−４のデータと比較する。表９は、同じ結合プロセスのクリープ破断デ
ータを基準となるＣＭＳＸ−４の予想されるデータと共に示す。 機械的テスト用試料は、元の鋳造スラブの四半部分のうちの２つを結合して９．
５×７６．２×７６ｍｍ（０．３７５×３×３インチ）のスラブを形成すること
により調製した。これらのスラブを後で幅９．５ｍｍ（０．３７５インチ）の試
料ブランクに切断し、これらのブランクを後で直径が０．６ｍｍ（０．２５イン
チ）のクリープ及び引張試料に加工した。従って、テスト試料の軸は、単結晶ス
ラブの元の結晶方向と平行であった。 引張テストは、室温、１１７２Ｋ（８９９°Ｃ、１６５０°Ｆ）及び１２５５Ｋ
（９８２°Ｃ、１８００°Ｆ）で行った。これらの試料は、良好なＣＭＳＸ−４
単結晶において予想される値に近い強度を発生させた。しかしながら、幾つかの
延性値は、ＣＭＳＸ−４で予想される値よりも幾分低かった。それにもかかわら
ず、記録された値は同じ条件でテストした多結晶スーパーアロイの値と比べると
依然として高い。さらに、結合した引張試料のほとんど全ての破断は母材におい
て生じた。 表９は、同一の結合プロセスのためのクリープ破断データを基準となるＣＭＳ
Ｘ−４の予想データと共に示す。クリープテストは５０及び８０ｋｓｉで温度１
１７２Ｋ（８９９°Ｃ、１６５０°Ｆ）において、また２８及び４５ｋｓｉで温
度１２５５Ｋ、９８２°Ｃ、１８００°Ｆ）で行われた。これらは各温度におい
て約１００及び１０００時間のクリープ破断寿命を生ぜしめる意図があった。完
全性を求めるため、幾つかの元の単結晶スラブから取ったベースとなる合金資料
もテストした。 表８及び９に示す特性は結合された単結晶の特性を反映したものであり、結晶
の２つの部分がよく整列しており、テストの軸がニッケル系単結晶の最も強いテ
スト方法である００１方向に非常に近い。結合された単結晶の特性は、結合され
ない単結晶の特性と同じ結晶方向依存性を示すものと予想される。微細構造は元
の界面に亘って連続するため、結晶ラインに対する鉛直線から離れた機械的テス
ト軸の結合領域の方向より脆弱性のある余分の平面は得られず、２つの結合部分
が同一の結晶方向を共有するとき従来の単結晶のふるまいから外れることはない
。 ２つの結晶部分が同一の方向にない場合は異なる状況が存在する。この場合、２
つの結晶構造間の方向づれにより結合の２つの部分間に結合後において２つの部
分間に粒界構造が形成される。高温の単結晶では、粒界は脆弱性の発生源及び早
すぎる破壊場所であると知られている。ニッケル系のスーパーアロイでは、材料
の特性は粒界の方向づれが増加するに従って劣化する。 本発明の結合プロセスによると、最大約１０°の粒界の存在が許容されるが、
場合によっては１５°乃至２０°の方向づれも許容できる。大きな方向づれが存
在しても結合時に形成される粒界の構造には影響を与えないため、結合された粒
界の特性は従来の鋳物に形成される粒界と同じである。従って、結合された粒界
に亘る許容可能なミスマッチは鋳造された粒界、例えば粒界に許容されるミスマ
ッチ、例えば受入れ可能な基準によって１０°、１５°または２０°に等しいは
ずである。結合による処理を確実にするため、結合される部品の結晶方向はこれ
らの限界内に収まるべきである。 引張破断とは対照的に、全てのクリープ破断は結合領域内で起こる傾向があった
。それにもかかわらず、クリープ破断寿命はＣＭＳＸ−４の予想寿命に非常に近
いだけでなく、幾つかのケースでは、同一の鋳造バッチから取り出した未結合単
結晶試料の寿命を超えていた。しかしながら、破断が結合領域内に局在化するの
は、結合した試料の延性が未結合試料と比べて常に小さいためであった。結合領
域にわたって微細構造に勾配が存在しない場合、この制約が生じる理由は容易に
明らかでない。最も性能の良い試料のクリープ破断延性値が常に１０乃至２０％
の範囲にあるため、結合した構造は使用に耐える十分以上の強度と延性を持つも
のと思われる。 クリープ及び引張テストの強度及び延性値は、単結晶ＣＭＳＸ−４を結合する結
合用フォイル及び熱処理条件の選択をサポートするものである。このプログラム
において得られた機械的特性は、結合したＣＭＳＸ−４単結晶が純粋な単結晶Ｃ
ＭＳＸ−４が示す熱及び機械的特性の大きな部分（少なくとも９０％）を示すこ
とがわかる。これらの特性を製造される翼の結合面となるであろう面にかかる設
計荷重を支持するために必要な特性と比較すると、結合領域は製造される翼の脆
弱性が生まれる部分であってはならないことがわかる。
接合できるため、現在全て単結晶であるタービン部品のコストを著しく削減でき
る。この削減されるコストの大部分は、単結晶合金が高価なレニウムを含有する
のに対し多結晶合金がこの元素を含まないため、可能となる。さらに、薄い多結
晶のスキンを単結晶の翼中央部分に接合できるため、エンジンの効率を改善する
薄壁構造を実現できる。 選択された組の単結晶ニッケル系スーパーアロイと多結晶ニッケル系スーパーア
ロイを、フォイル又はペースト状の結合媒体と、個々の合金をそれらに結合する
際に用いる熱サイクルから導き出された熱サイクルとを用いて互いに接合するこ
とができる。接合可能な合金は、単結晶及び多結晶合金が同じような量のγ´を
発生させ２つの合金中にγ及びγ´相を生ぜしめる程よく似た組成を有する合金
である。これらの合金の結合は、好ましくは融点抑制剤としてホウ素を用い、母
材合金組成物にマッチするようにフォイルの合金元素を調整する、過渡液相結合
法により行う。この結合熱サイクルは、母材をそれら自身に過渡液相するための
結合熱サイクルと同様である。それは、結合用フォイルと単結晶及び多結晶材料
の局部領域とを溶融するのに適した温度で行う。熱サイクルは、凝固後のホウ素
の固相拡散により材料の局部的融点がその材料が曝されると予想される温度より
も高い値に確実に上昇するような適当な持続時間で行われる。 過渡液相結合を事実上可能にするほど十分に化学的性質がよく似ていると考える
ことができる合金には、ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７；ＣＭＳＸ−４とＣＭ１８６
；ＰＷＡ１４８０とＭａｒＭ２４７；及びＳＣ−１６とＩＮ７３８がある。これ
らの合金は、同様な化学的性質を有する。実際、多結晶材料について、鋳造時の
炭化物析出後にγ／γ´マトリックスが残る化学的性質を有する。合金の対はま
た、過渡液相結合時における化学的性質の混合が、有害な析出物、例えば過剰な
Ｒｅ、Ｃｒなどにより形成可能な安定性を損なうＴＣＰ（topographically clos
e packed）相を形成するには不十分であるように選択される。これらの対は化学
的性質が非常によくマッチするため、結合領域にわたって優れた特性を与える。
それほどマッチしない材料を用いると、結合領域に有害な相が生ると共に特性が
低下する。しかしながら、強度条件がそれほど厳しくなく表面の耐腐食性のよう
な他の特性が望ましい場合は、これで十分である。選択された合金対の化学的性
質は、これらの制約に合致するように制御する。 結合媒体は、単結晶の結合に用いるものでよい。ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７を結
合する場合、融点抑制剤として１．３重量パーセントのホウ素を含むＮｉ―Ｆｌ
ｅｘ１１０を、単結晶合金の推奨結合温度である２２５０°Ｆで結合させる。Ｃ
ＭＳＸ−４とＣＭ２４７の結合温度の差は５０°Ｆにすぎず、ホウ素を添加する
ことによる融点の低下はホウ素１重量パーセントにつき約１００°Ｆである。従
って、単結晶及び単結晶材料の結合点が十分に近ければ、高融点の単結晶材料の
結合プロセスを用いることによりそれらの折り合いをつけることが一般的に可能
である。操作上の効率を得るためプロセスパラメータの幅を広くするのは、フォ
イル中のホウ素の量を増加させ、結合温度を多結晶材料の結合温度に近い値に調
整することによって可能となる。 結合用フォイルの化学的性質は、前述した組成上の要件、即ち母材金属と同様で
、Ａｌが少なく、Ｔｉが存在しないという要件により制約を受ける。この母材金
属と同様であるという点の１つの例外は、多結晶合金にレニウムのような高価な
元素を含ましめる必要があることである。これは、多結晶合金はほとんどＲｅを
含まず、第３世代の単結晶は優れた高温強度を得るためにＲｅの添加が必要であ
るという意味で、商業的な要件である。これら２つの材料を結合する利点は、構
造物のスキンからレニウムのコストを除く点にある。レニウムは母材に偏析し、
また遅い拡散速度によりγ´が安定化するため、接合部から除いても特性に悪い
影響は与えない。 過渡液相結合のような高品質の結合プロセスを用いる目的は、通常は、金属部分
の本体に存在する結合領域に同一の化学的性質及び微細構造を生ぜしめることで
ある。これは一般的に、溶解及び再凝固時に生じる優先的な偏析を考慮して、結
合フォイルの化学的性質を母材金属の化学的性質にマッチさせることにより達成
される。Ｔｉ及びＡｌのような元素は、凝固後結合ラインの中心へ偏析する傾向
があるため、結合フォイルでは母材金属と比較すると少なくする必要がある。多
結晶及び単結晶合金は通常化学的組成が相違するため、結合フォイルの組成を単
結晶-多結晶結合の接合部の両側において同一になるようにマッチさせることは 不可能である。しかしながら、合金の一部の組み合わせによっては組成及びγ´
体積百分率が同一であるため、結合される同一の多結晶及び単結晶合金組成物を
選択し、それら組成物をこれら合金の何れかの結合に用いる結合用フォイルとマ
ッチさせることが可能である。 表４は、いくつかの単結晶及び多結晶合金の組成を示す。この表から、いくつか
の単結晶合金の組はいくつかの多結晶合金に組成的に近いことがわかる。例えば
、ＣＭＳＸ−４とＣＭ１８６、ＰＷＡ１４８０とＭａｒＭ２４７及びＳＣ−１６
とＩＮ７３８。例えば、ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７とは化学的性質及び構造が十
分に近いため過渡液相結合法を用いると良好な結合を形成できる。これは、これ
ら合金間の違いが事実上、固相及び液相で容易に拡散しないレニウムの含有量に
あるからである。さらに、結合領域にわたるレニウムの勾配により、構造及び特
性が、接合部の性能に有害な影響を与えない緩やかな変化を示すからである。レ
ニウムのコストを考えると、レニウムを含む単結晶とレニウムを含まない多結晶
とを接合することが望ましい。 表５は、単結晶合金を多結晶合金と結合するために使用可能な結合用合金の例を
示す。アルミニウムの豊富な単結晶合金は、Ｎｉ−Ｆｌｅｘ型の合金を用いて結
合することにより、適当にマッチできる。これらのフォィルはまた、このタイプ
の多結晶合金（ＣＭ２４７、ＭａｒＭ２４７、ＭａｒＭ００２）を結合するため
に用いることができる。従って、これらの結合用フォイルを用いて、ＣＭＳＸ−
４型の単結晶合金を同じクラスの多結晶合金、例えばＣＭ２４７と結合すること
が可能である。逆に、単結晶ＳＣ−１６のようなクロムの豊富な材料をＩＮ７３
８多結晶合金に結合するには、ＭＦＢ８０／８０Ａのようなフォイルが好ましい
。 上述したように、単結晶合金を多結晶合金に結合する一例として、単結晶ＣＭＳ
Ｘ−４を多結晶ＣＭ２４７合金に結合できる。使用する結合プロセスは、０．０
５ミクロンに仕上げた機械研磨した表面；１．３重量パーセントのホウ素を含む
Ｎｉ−Ｆｌｅｘ１１０のフォイル；２２５０°Ｆの結合温度；４時間の結合時間
であった。 図１９は、単結晶と多結晶の結合ラインの構造を低い倍率で示す。 図２０は、単結晶ＣＭＳＸ−４と多結晶ＣＭ２４７の結合領域にわたる化学的性
質の変化を示す。 単結晶スーパーアロイと多結晶スーパーアロイの部品を完全なプロセスとして結
合するためには、その部品の単結晶及び多結晶の両部分について熱処理サイクル
を一体化することが望ましい。特に、適宜鋳造された多結晶材料は単結晶材料に
使用する高い溶体化熱処理温度に一般的に耐えることができない。表６ａ−ｃは
、単結晶合金ＣＭＳＸ−４と多結晶合金ＣＭ２４７とに用いる典型的な熱処理サ
イクルを示し、また完全な単結晶／多結晶部品を結合するための結合熱処理サイ
クルがこれら２つのサイクルから如何にして導き出されるかを示す。 この結合サイクルでは、単結晶の部品は鋳造のままの状態で結合される。結合し
た単結晶部品はその後比較的高い温度で溶体化処理する。溶体化処理した単結晶
部分と鋳造のままの多結晶部分とは多結晶材料を結合するために用いるであろう
条件下で結合する。このステップにより単結晶合金中に一次γ´相が幾分成長す
る。その後、結合した部品を別の時効ステップに曝し、それにより多結晶合金中
に一次γ´相を成長させ、また単結晶合金中に一次γ´をさらに成長させる。こ
の部品集合体を最終的な低温時効ステップにかけ、これにより両方の合金中にお
いて一次γ´相を変性させ且つ二次γ´を成長させることにより単結晶／多結晶
の翼中に最適化された微細構造を生ぜしめる。前の表に示す温度及び時間は、全
体的な構造及び特性を最適化するために如何にして熱処理サイクル全体を選択す
るかを示すものである。 結合性の良好な単結晶の機械的特性は、従来の、未結合で最適の熱処理を施され
た単結晶の機械的性質に非常に近いものであることが分かっている。表８は、結
合した試料の幾つかの引張特性データを示すもので、これらのデータを基準とる
ＣＭＳＸ−４のデータと比較する。表９は、同じ結合プロセスのクリープ破断デ
ータを基準となるＣＭＳＸ−４の予想されるデータと共に示す。 機械的テスト用試料は、元の鋳造スラブの四半部分のうちの２つを結合して９．
５×７６．２×７６ｍｍ（０．３７５×３×３インチ）のスラブを形成すること
により調製した。これらのスラブを後で幅９．５ｍｍ（０．３７５インチ）の試
料ブランクに切断し、これらのブランクを後で直径が０．６ｍｍ（０．２５イン
チ）のクリープ及び引張試料に加工した。従って、テスト試料の軸は、単結晶ス
ラブの元の結晶方向と平行であった。 引張テストは、室温、１１７２Ｋ（８９９°Ｃ、１６５０°Ｆ）及び１２５５Ｋ
（９８２°Ｃ、１８００°Ｆ）で行った。これらの試料は、良好なＣＭＳＸ−４
単結晶において予想される値に近い強度を発生させた。しかしながら、幾つかの
延性値は、ＣＭＳＸ−４で予想される値よりも幾分低かった。それにもかかわら
ず、記録された値は同じ条件でテストした多結晶スーパーアロイの値と比べると
依然として高い。さらに、結合した引張試料のほとんど全ての破断は母材におい
て生じた。 表９は、同一の結合プロセスのためのクリープ破断データを基準となるＣＭＳ
Ｘ−４の予想データと共に示す。クリープテストは５０及び８０ｋｓｉで温度１
１７２Ｋ（８９９°Ｃ、１６５０°Ｆ）において、また２８及び４５ｋｓｉで温
度１２５５Ｋ、９８２°Ｃ、１８００°Ｆ）で行われた。これらは各温度におい
て約１００及び１０００時間のクリープ破断寿命を生ぜしめる意図があった。完
全性を求めるため、幾つかの元の単結晶スラブから取ったベースとなる合金資料
もテストした。 表８及び９に示す特性は結合された単結晶の特性を反映したものであり、結晶
の２つの部分がよく整列しており、テストの軸がニッケル系単結晶の最も強いテ
スト方法である００１方向に非常に近い。結合された単結晶の特性は、結合され
ない単結晶の特性と同じ結晶方向依存性を示すものと予想される。微細構造は元
の界面に亘って連続するため、結晶ラインに対する鉛直線から離れた機械的テス
ト軸の結合領域の方向より脆弱性のある余分の平面は得られず、２つの結合部分
が同一の結晶方向を共有するとき従来の単結晶のふるまいから外れることはない
。 ２つの結晶部分が同一の方向にない場合は異なる状況が存在する。この場合、２
つの結晶構造間の方向づれにより結合の２つの部分間に結合後において２つの部
分間に粒界構造が形成される。高温の単結晶では、粒界は脆弱性の発生源及び早
すぎる破壊場所であると知られている。ニッケル系のスーパーアロイでは、材料
の特性は粒界の方向づれが増加するに従って劣化する。 本発明の結合プロセスによると、最大約１０°の粒界の存在が許容されるが、
場合によっては１５°乃至２０°の方向づれも許容できる。大きな方向づれが存
在しても結合時に形成される粒界の構造には影響を与えないため、結合された粒
界の特性は従来の鋳物に形成される粒界と同じである。従って、結合された粒界
に亘る許容可能なミスマッチは鋳造された粒界、例えば粒界に許容されるミスマ
ッチ、例えば受入れ可能な基準によって１０°、１５°または２０°に等しいは
ずである。結合による処理を確実にするため、結合される部品の結晶方向はこれ
らの限界内に収まるべきである。 引張破断とは対照的に、全てのクリープ破断は結合領域内で起こる傾向があった
。それにもかかわらず、クリープ破断寿命はＣＭＳＸ−４の予想寿命に非常に近
いだけでなく、幾つかのケースでは、同一の鋳造バッチから取り出した未結合単
結晶試料の寿命を超えていた。しかしながら、破断が結合領域内に局在化するの
は、結合した試料の延性が未結合試料と比べて常に小さいためであった。結合領
域にわたって微細構造に勾配が存在しない場合、この制約が生じる理由は容易に
明らかでない。最も性能の良い試料のクリープ破断延性値が常に１０乃至２０％
の範囲にあるため、結合した構造は使用に耐える十分以上の強度と延性を持つも
のと思われる。 クリープ及び引張テストの強度及び延性値は、単結晶ＣＭＳＸ−４を結合する結
合用フォイル及び熱処理条件の選択をサポートするものである。このプログラム
において得られた機械的特性は、結合したＣＭＳＸ−４単結晶が純粋な単結晶Ｃ
ＭＳＸ−４が示す熱及び機械的特性の大きな部分（少なくとも９０％）を示すこ
とがわかる。これらの特性を製造される翼の結合面となるであろう面にかかる設
計荷重を支持するために必要な特性と比較すると、結合領域は製造される翼の脆
弱性が生まれる部分であってはならないことがわかる。
【図１】 図１は、本発明の一実施例によるタービン翼の半部及び結合されたタ
ービン翼を示す斜視図である。
ービン翼を示す斜視図である。
【図２】 図２は、タービン翼の翼形の横断面における応力輪郭図であ
【図３】 図３は、本発明の一実施例による４つのタービン翼セグメント部品の
側面図である。
側面図である。
【図４】 図４は、図３に示す別個のセグメントから組み立てたタービン翼の側
面図である。
面図である。
【図４ａ】 図４ａは、図４の多セグメントタービン翼の横断面図である。
【図５】 図５は、図４の組み立て済みタービン翼の斜視図である。
【図６】 図６は、本発明の一実施例による多セグメントタービン翼の組み立て
を示す斜視図である。
を示す斜視図である。
【図７】 図７は、本発明の一実施例による単結晶スーパーアロイと他結晶スー
パーアロイの結合部の微細構造を示す顕微鏡写真である。
パーアロイの結合部の微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図８】 図８は、単結晶スーパーアロイと多結晶スーパーアロイの接合の結合
領域に亘る種々の元素の濃度を示すグラフである。
領域に亘る種々の元素の濃度を示すグラフである。
【図９】 図９は、単結晶ニッケル系スーパーアロイの好ましい微細構造を示す
顕微鏡写真である。
顕微鏡写真である。
【図１０】 図１０は、本発明の一実施例により接合された単結晶ニッケル系ス
ーパーアロイの微細構造を示す顕微鏡写真である。
ーパーアロイの微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図１１】 図１１は、図１０のスーパーアロイの過渡液相結合領域の微細構造
を示す顕微鏡写真である。
を示す顕微鏡写真である。
【図１２】 図１２は、ホウ素を含むフォイルで結合された単結晶ニッケル系ス
ーパーアロイの鋳造のままの構造を示す顕微鏡写真である。
ーパーアロイの鋳造のままの構造を示す顕微鏡写真である。
【図１３】 図１３は、熱処理後の図１２のスーパーアロイの微細構造を示す顕
微鏡写真である。
微鏡写真である。
【図１４】 図１４は、ホウ素を含むフォイルで結合した単結晶ニッケル系スー
パーアロイの過渡液相結合領域に亘る幾つかの元素の濃度を示すグラフである。
パーアロイの過渡液相結合領域に亘る幾つかの元素の濃度を示すグラフである。
【図１５】 図１５は、本発明の一実施例に従って過渡液相結合及び熱処理を施
した単結晶ニッケル系スーパーアロイの微細構造を示す顕微鏡写真である。
した単結晶ニッケル系スーパーアロイの微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図１６】 図１６は、本発明の一実施例に従って結合及び熱処理を施した単結
晶ニッケル系スーパーアロイの好ましい微細構造を示す顕微鏡写真である。
晶ニッケル系スーパーアロイの好ましい微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図１７】 図１７は、ホウ素を多く含むフォイルで結合した単結晶ニッケル系
スーパーアロイの結合ラインにおいて形成された有害なホウ化物を示す顕微鏡写
真である。
スーパーアロイの結合ラインにおいて形成された有害なホウ化物を示す顕微鏡写
真である。
【図１８】 図１８は、図１７の結合ラインを高い倍率で示す顕微鏡写真である
。
。
【図１９】 図１９は、ホウ素を多く含むフォイルを用いて結合した単結晶ニッ
ケル系スーパーアロイの溶体化結合領域を示す顕微鏡写真である。
ケル系スーパーアロイの溶体化結合領域を示す顕微鏡写真である。
【図２０】 図２０は、本発明の一実施例による溶体化及びせきしつ処理を施し
た単結晶ニッケル系スーパーアロイの結合領域における改善された微細構造を示
す顕微鏡写真である。
た単結晶ニッケル系スーパーアロイの結合領域における改善された微細構造を示
す顕微鏡写真である。
【図２１】 図２１は、単結晶ニッケル系スーパーアロイの対抗表面間の結合ラ
インを示す顕微鏡写真である。
インを示す顕微鏡写真である。
【図２２】 図２２は、本発明の一実施例に従って過渡液相結合前の単結晶ニッ
ケル系スーパーアロイのセグメントの２つの対抗表面間の狭い隙間を示す顕微鏡
写真である。
ケル系スーパーアロイのセグメントの２つの対抗表面間の狭い隙間を示す顕微鏡
写真である。
【図２３】 図２３は、単結晶ニッケル系スーパーアロイのセグメント間の結合
ラインを示す顕微鏡写真である。
ラインを示す顕微鏡写真である。
【図２４】 図２４は、本発明の一実施例により機械加工したタービン翼の翼形
セグメントの断面図である。
セグメントの断面図である。
【手続補正書】
【提出日】平成１２年６月２７日（２０００．６．２７）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正内容】
【発明の名称】 多数の単結晶スーパーアロイ鋳物セグメントから製造したター
ビン翼
ビン翼
【特許請求の範囲】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【関連出願への相互参照】 本願は、１９９７年１０月２７日付け米国仮出願第６０／０６３、６４０の優
先権を主張する。
先権を主張する。
【０００２】
【発明の分野】 本発明は、発電用燃焼ガスタービンに関し、さらに詳細には、スーパーアロイ
鋳物の多数のセグメントより成るかかるタービンの翼に関する。
鋳物の多数のセグメントより成るかかるタービンの翼に関する。
【０００３】
【背景情報】 現在の高効率発電用燃焼タービン機関に使用されている最先端の動翼及び静翼
は単結晶合金のような高品質材料で製造され、その部品の内側及び外側寸法は正
確に制御されている。これらの部品はサイズが大きいため、いくつかの方面から
低コスト製造法開発への努力が続けられている。 現在開発中の最新式タービンシステム（ＡＴＳ）のような陸用ガスタービンは、
最先端材料で製造される低コストで高性能の部品を必要とする。タービンの第１
列及び第２列の動翼及び静翼は複雑な内側及び外側構造を有するため、欠陥のな
い材料で製造しなければならない。かかる特徴を有する部品は航空機のエンジン
用として開発されているが、発電用タービンの部品はサイズが大きいためその開
発には多大な困難を伴う。現在のところ、鋳造により欠陥のない大型部品をかな
り高い歩留まりで製造することは不可能である。
は単結晶合金のような高品質材料で製造され、その部品の内側及び外側寸法は正
確に制御されている。これらの部品はサイズが大きいため、いくつかの方面から
低コスト製造法開発への努力が続けられている。 現在開発中の最新式タービンシステム（ＡＴＳ）のような陸用ガスタービンは、
最先端材料で製造される低コストで高性能の部品を必要とする。タービンの第１
列及び第２列の動翼及び静翼は複雑な内側及び外側構造を有するため、欠陥のな
い材料で製造しなければならない。かかる特徴を有する部品は航空機のエンジン
用として開発されているが、発電用タービンの部品はサイズが大きいためその開
発には多大な困難を伴う。現在のところ、鋳造により欠陥のない大型部品をかな
り高い歩留まりで製造することは不可能である。
【０００４】 別の製造方法として、本質的に欠陥のない小さい副部品を鋳造し、その後それ
らの副部品を高品質の結合プロセスにより接合することが考えられる。しかしな
がら、現在、ＡＴＳクラスのエンジンへの使用が検討されているＣＭＳＸ−４の
ような最先端の単結晶スーパーアロイを結合するために必要な技術は存在しない
。
らの副部品を高品質の結合プロセスにより接合することが考えられる。しかしな
がら、現在、ＡＴＳクラスのエンジンへの使用が検討されているＣＭＳＸ−４の
ような最先端の単結晶スーパーアロイを結合するために必要な技術は存在しない
。
【０００５】
【発明の概要】 ガスタービン高温部の翼は、高品質の鋳造部品を結合した単結晶スーパーアロ
イ鋳物により製造される。本発明によると、歩留まりが非常に低いと同時に個々
の部品コストが高くなるタービン翼を単片部品として鋳造する従来の方法とは対
照的に、大型で高品質のタービン翼を小さい高品質部分に分けてそれらを結合す
ることにより製造するのが可能になる。
イ鋳物により製造される。本発明によると、歩留まりが非常に低いと同時に個々
の部品コストが高くなるタービン翼を単片部品として鋳造する従来の方法とは対
照的に、大型で高品質のタービン翼を小さい高品質部分に分けてそれらを結合す
ることにより製造するのが可能になる。
【０００６】 本発明は、ガスタービン用の大型単結晶部品を高い歩留まりで生産するのを可
能にする。この方法によると、タービン翼のコストが商業用の用途にとって受け
入れ可能な範囲に低下する。また、従来の単結晶材料の鋳造方法では得られなか
った、部品の正確な輪郭と最適な材料品質及び性能を同時に得ることができる。
本発明の方法は、鋳型の中子を不用にすることにより、部品内部の幾何学的形状
及び特徴部分の制御を可能にする。さらに、製造時内部の冷却チャンネルへのア
クセスが可能なため、内部冷却チャンネルの特徴部分及び壁の寸法を正確に制御
することができる。内部の粒子構造及び欠陥の存在も調べることができる。本発
明によると、非常に低いコストで単結晶のタービン翼を高い精度で製造できる。
能にする。この方法によると、タービン翼のコストが商業用の用途にとって受け
入れ可能な範囲に低下する。また、従来の単結晶材料の鋳造方法では得られなか
った、部品の正確な輪郭と最適な材料品質及び性能を同時に得ることができる。
本発明の方法は、鋳型の中子を不用にすることにより、部品内部の幾何学的形状
及び特徴部分の制御を可能にする。さらに、製造時内部の冷却チャンネルへのア
クセスが可能なため、内部冷却チャンネルの特徴部分及び壁の寸法を正確に制御
することができる。内部の粒子構造及び欠陥の存在も調べることができる。本発
明によると、非常に低いコストで単結晶のタービン翼を高い精度で製造できる。
【０００７】 タービン翼は、結合ラインが翼の低応力箇所に来るように設計される。翼の各
部は高い精度でぴったりと結合できるように、特に余剰部分をもつように鋳造さ
れる。正しい輪郭を持ち、ぴったり適合するように部品を成形するため に法を
用いることができる。タービン翼の各部は、共ＥＤＭ(co-EDM)等の切削加工プロ
セスにより０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のオーダーの非常に精密な適
合が可能なように調整される。翼の各部の間の結合ギャップには、その後、フォ
イルまたはペーストを充填する。結合用フォイル及び熱プロセスは、高品質及び
高強度の結合部を提供するように選択する。１つの実施例において、単結晶部品
を他の単結晶部品と結合する。別の実施例では、単結晶部品を方向性凝固部分を
含む多結晶部品と結合することにより低コストのハイブリット翼の製造が可能に
なる。
部は高い精度でぴったりと結合できるように、特に余剰部分をもつように鋳造さ
れる。正しい輪郭を持ち、ぴったり適合するように部品を成形するため に法を
用いることができる。タービン翼の各部は、共ＥＤＭ(co-EDM)等の切削加工プロ
セスにより０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のオーダーの非常に精密な適
合が可能なように調整される。翼の各部の間の結合ギャップには、その後、フォ
イルまたはペーストを充填する。結合用フォイル及び熱プロセスは、高品質及び
高強度の結合部を提供するように選択する。１つの実施例において、単結晶部品
を他の単結晶部品と結合する。別の実施例では、単結晶部品を方向性凝固部分を
含む多結晶部品と結合することにより低コストのハイブリット翼の製造が可能に
なる。
【０００８】 設計するタービン翼は、低応力箇所に沿って２またはそれ以上の部分に分割す
る。１つの実施例では、翼をカンバ線にほぼ沿う単一表面に沿って分割すること
により、高品質の鋳物を効率的に結合することが可能となり、従来法では欠陥な
しに高い歩留まりで製造できなかった単結晶スーパーアロイ鋳物より成る本質的
に欠陥のない翼が製造される。別の実施例では、翼形のカンバ線にほぼ沿う単一
表面の元の断面に加えて根元部分をさらに２つの表面に沿って分割することによ
り、設計翼を４つの部分に分ける。従って、これら４つの部分は、元の２つの部
分をさらに２つの小部分に分けることによって画定される。これら２つの小部分
は、好ましくは翼の根元部分にある。それらは低応力表面に亘って提供され、翼
の根元部分の外表面の表面輪郭と内側の結合表面の輪郭とで画定される。後で多
数の部分を鋳造し、過渡液相結合により結合して単一の構造体にすると、高品質
の鋳物が効率的に結合された、非常に高温度で動作可能で、本質的に欠陥のない
翼が製造される。
る。１つの実施例では、翼をカンバ線にほぼ沿う単一表面に沿って分割すること
により、高品質の鋳物を効率的に結合することが可能となり、従来法では欠陥な
しに高い歩留まりで製造できなかった単結晶スーパーアロイ鋳物より成る本質的
に欠陥のない翼が製造される。別の実施例では、翼形のカンバ線にほぼ沿う単一
表面の元の断面に加えて根元部分をさらに２つの表面に沿って分割することによ
り、設計翼を４つの部分に分ける。従って、これら４つの部分は、元の２つの部
分をさらに２つの小部分に分けることによって画定される。これら２つの小部分
は、好ましくは翼の根元部分にある。それらは低応力表面に亘って提供され、翼
の根元部分の外表面の表面輪郭と内側の結合表面の輪郭とで画定される。後で多
数の部分を鋳造し、過渡液相結合により結合して単一の構造体にすると、高品質
の鋳物が効率的に結合された、非常に高温度で動作可能で、本質的に欠陥のない
翼が製造される。
【０００９】 さらに別の実施例において、タービン翼の翼形部分は単結晶合金として鋳造し
、根元の外側部分は多結晶合金として鋳造する。個々の高品質部分を高い歩留ま
りで鋳造し、その後過渡液相結合のような結合プロセスにより結合すると、本質
的に欠陥のない高品質のタービン翼が低コストで製造できる。
、根元の外側部分は多結晶合金として鋳造する。個々の高品質部分を高い歩留ま
りで鋳造し、その後過渡液相結合のような結合プロセスにより結合すると、本質
的に欠陥のない高品質のタービン翼が低コストで製造できる。
【００１０】 鋳物の各部のサイズを減少すると、最終製品の品質が向上する。即ち、鋳物の
各部が小さいと、粒界、裂片及び小斑点の発生が減少する。さらに、鋳造部分を
中実部分として選択できるため、比較的かどばった形の中子の周りでの鋳造に関
連する問題を回避できる。これらの方法により、欠陥鋳物が製造される確率が減
少し、鋳造の歩留まりが８０乃至９０％のオーダーとなる。
各部が小さいと、粒界、裂片及び小斑点の発生が減少する。さらに、鋳造部分を
中実部分として選択できるため、比較的かどばった形の中子の周りでの鋳造に関
連する問題を回避できる。これらの方法により、欠陥鋳物が製造される確率が減
少し、鋳造の歩留まりが８０乃至９０％のオーダーとなる。
【００１１】 翼構造のセグメント方式による組立てを基本とする本発明の方法は、脆弱性の
低い結合面が熱的、空気力学的及び機械的条件を総合的に満足するようにセグメ
ントに分割する。このセグメント化は、部品の鋳造を容易にし、組立を簡単化し
、また結合面を最小応力箇所に位置させる、小さなセグメントへの分割より成る
。セグメント化設計プロセスは好ましくは、結合面に亘って有意な荷重を受けな
い連続性のあるゆっくりした曲面を突き止める。部品表面から急激な曲率及び凹
んだ及び突出した特徴部分をなくすることにより、鋳造の歩留まりが向上するだ
けでなく、結合時、結合用媒体の適用並びに部品の取付け具への装着が容易にな
る。
低い結合面が熱的、空気力学的及び機械的条件を総合的に満足するようにセグメ
ントに分割する。このセグメント化は、部品の鋳造を容易にし、組立を簡単化し
、また結合面を最小応力箇所に位置させる、小さなセグメントへの分割より成る
。セグメント化設計プロセスは好ましくは、結合面に亘って有意な荷重を受けな
い連続性のあるゆっくりした曲面を突き止める。部品表面から急激な曲率及び凹
んだ及び突出した特徴部分をなくすることにより、鋳造の歩留まりが向上するだ
けでなく、結合時、結合用媒体の適用並びに部品の取付け具への装着が容易にな
る。
【００１２】 過渡液相結合プロセスは、最先端の単結晶の大型翼を結合する機会を与える。
結合用フォイルの化学的性質を単結晶構造の結合領域にわたって構造が連続する
ように調製することができるが、これは母材金属中だけでなく結合領域において
も最適のγ／γ´構造が得られるように結合後の熱処理を適合できることを条件
とする。結合領域の微細構造を母材の微細構造とマッチさせるだけでなく、結合
用フォイルを母材に用いる熱処理プロセスに適合するように選択する。
結合用フォイルの化学的性質を単結晶構造の結合領域にわたって構造が連続する
ように調製することができるが、これは母材金属中だけでなく結合領域において
も最適のγ／γ´構造が得られるように結合後の熱処理を適合できることを条件
とする。結合領域の微細構造を母材の微細構造とマッチさせるだけでなく、結合
用フォイルを母材に用いる熱処理プロセスに適合するように選択する。
【００１３】 ＣＡＤを最新式の有限要素モデル（ＦＥＭ）法と組み合わせると、セグメント
化した小部品の製造及び機械的分析が極めて容易になる。これらの手法は、中実
のモデルを別個のドメインに分割するセグメント化した表面により翼の幾何学的
形状の画定を可能にする。セグメント化は、原型の翼からスタートして、セグメ
ント化表面となり得る表面を選択し、それらを表面にかかる予想荷重の観点から
量的に評価することにより行う。次いで、鋳造及び結合を容易にする滑らかで連
続する表面を提供するという観点から、それらの表面を質的に検討する。その後
、鋳造品質を損ない結合を不可能にするかどばった隅部のような特徴部分を無く
するように、選択した表面を修正することができる。修正済みの表面を、その後
、ＦＥＭにより再分析して結合ラインにかかる可能性のある荷重を再評価するこ
とができる。
化した小部品の製造及び機械的分析が極めて容易になる。これらの手法は、中実
のモデルを別個のドメインに分割するセグメント化した表面により翼の幾何学的
形状の画定を可能にする。セグメント化は、原型の翼からスタートして、セグメ
ント化表面となり得る表面を選択し、それらを表面にかかる予想荷重の観点から
量的に評価することにより行う。次いで、鋳造及び結合を容易にする滑らかで連
続する表面を提供するという観点から、それらの表面を質的に検討する。その後
、鋳造品質を損ない結合を不可能にするかどばった隅部のような特徴部分を無く
するように、選択した表面を修正することができる。修正済みの表面を、その後
、ＦＥＭにより再分析して結合ラインにかかる可能性のある荷重を再評価するこ
とができる。
【００１４】 現在の翼設計における条件には、高サイクル疲労、低サイクル疲労、クリープ
、塑性、熱-機械的疲労が含まれる。結合表面となり得る表面のＦＥＭ分析によ り、結合する金属の機械的特性がこれらの条件を満たすか否かが分かる。実際、
結合領域の特性はこれらの条件により決まる特性を越えるものでなければならな
い。この結合プロセスは母材金属の性能の９０％を目標とすることが好ましいが
、その結果得られた材料特性は結合部で低下しているため、結合表面を動作時に
かかる応力が最小のところにくるようにする。
、塑性、熱-機械的疲労が含まれる。結合表面となり得る表面のＦＥＭ分析によ り、結合する金属の機械的特性がこれらの条件を満たすか否かが分かる。実際、
結合領域の特性はこれらの条件により決まる特性を越えるものでなければならな
い。この結合プロセスは母材金属の性能の９０％を目標とすることが好ましいが
、その結果得られた材料特性は結合部で低下しているため、結合表面を動作時に
かかる応力が最小のところにくるようにする。
【００１５】 本発明は、一側面で見ると、陸用ガスタービンの単結晶を含むタービン翼の製
造方法を提供する。この方法は、タービン翼を形成する単結晶スーパーアロイを
選択し、スーパーアロイの複数の個々の鋳物により形成されるタービン翼の複数
のセグメントを選択し、スーパーアロイを複数の鋳型で鋳造することにより前記
セグメントを形成し、前記セグメントを結合するステップよりなり、 セグメントの部位は隣接するセグメント間の接合部が低応力箇所に来るように選
択されている。
造方法を提供する。この方法は、タービン翼を形成する単結晶スーパーアロイを
選択し、スーパーアロイの複数の個々の鋳物により形成されるタービン翼の複数
のセグメントを選択し、スーパーアロイを複数の鋳型で鋳造することにより前記
セグメントを形成し、前記セグメントを結合するステップよりなり、 セグメントの部位は隣接するセグメント間の接合部が低応力箇所に来るように選
択されている。
【００１６】 本発明は、別の側面で見ると、スーパーアロイ鋳物の多数のセグメントよりな
る陸用ガスタービンのタービン翼を提供することにある。これらのセグメントは
、それらの間の接合部が低応力箇所に来るように設計されている。
る陸用ガスタービンのタービン翼を提供することにある。これらのセグメントは
、それらの間の接合部が低応力箇所に来るように設計されている。
【００１７】 本発明の上記及び他の側面は、以下の説明からさらに明らかになるであろう。
【００１８】
【詳細な説明】 本発明によると、単結晶スーパーアロイ製タービン翼を高い歩留まりで製造す
ることにより、タービン用単結晶翼のコストが削減される。現在、大型の陸用タ
ービン翼については、単一の鋳物としての翼の予想歩留まりは２０％未満である
が、主要な問題点は鋳物の厚さにある。鋳物の厚さを約２または２．５ｃｍ（約
０．７５または１インチ）未満に減少させると、欠陥が少なくなり歩留まりが増
加する。翼の半部の鋳造歩留まりは、厚さが薄いため９０％のオーダーになる筈
である。結合歩留まりもまた約９０％になるはずである。従って、本発明の結合
翼の製造歩留まりは、単一の鋳物の予想歩留まり２０％とは対照的に、約８０％
またはそれ以上である。
ることにより、タービン用単結晶翼のコストが削減される。現在、大型の陸用タ
ービン翼については、単一の鋳物としての翼の予想歩留まりは２０％未満である
が、主要な問題点は鋳物の厚さにある。鋳物の厚さを約２または２．５ｃｍ（約
０．７５または１インチ）未満に減少させると、欠陥が少なくなり歩留まりが増
加する。翼の半部の鋳造歩留まりは、厚さが薄いため９０％のオーダーになる筈
である。結合歩留まりもまた約９０％になるはずである。従って、本発明の結合
翼の製造歩留まりは、単一の鋳物の予想歩留まり２０％とは対照的に、約８０％
またはそれ以上である。
【００１９】 本明細書中に用いる用語「タービン翼」は陸用ガスタービンの部品を意味する
ものであり、かかるタービンの動翼及び静翼を含む。動翼は通常、翼形部分と、
プラットフォームを含む根元部分とより成る。静翼は通常、中央の翼形部分と、
動翼の根元部分に匹敵すると考えられる２つのシュラウド部分とより成る。ター
ビン翼は比較的大型の部品で、好ましくは全長が少なくとも１２インチ、翼形の
翼弦が少なくとも４インチ、翼形の厚さが５／１６インチである。動翼の翼形部
分の最小長さは好ましくは約７インチであるが、その翼の根元部分の最小長さは
少なくとも約５インチである。かかる動翼の根元部分は少なくとも約３インチの
幅を有する。本発明のタービン翼は通常、全長が約１８インチであり、その翼形
部分の長さは約１１インチ、根元部分の長さは約７インチである。翼形部分の翼
弦は通常、約６インチであるが、翼形部分の厚さは通常、約１インチである。根
元部分は約４乃至５インチの幅を持つのが一般的である。動翼の翼形部分は翼の
全重量のほぼ約２０パーセントを占めるが、根元部分は全重量のほぼ８０パーセ
ントである。本発明のタービン翼の重量は１０ポンド以上であるのが好ましく、
通常は約２０乃至３０ポンドである。これは、重量が通常、約２ポンドで各部の
寸法が小さい航空機用タービン翼とは対照的である。
ものであり、かかるタービンの動翼及び静翼を含む。動翼は通常、翼形部分と、
プラットフォームを含む根元部分とより成る。静翼は通常、中央の翼形部分と、
動翼の根元部分に匹敵すると考えられる２つのシュラウド部分とより成る。ター
ビン翼は比較的大型の部品で、好ましくは全長が少なくとも１２インチ、翼形の
翼弦が少なくとも４インチ、翼形の厚さが５／１６インチである。動翼の翼形部
分の最小長さは好ましくは約７インチであるが、その翼の根元部分の最小長さは
少なくとも約５インチである。かかる動翼の根元部分は少なくとも約３インチの
幅を有する。本発明のタービン翼は通常、全長が約１８インチであり、その翼形
部分の長さは約１１インチ、根元部分の長さは約７インチである。翼形部分の翼
弦は通常、約６インチであるが、翼形部分の厚さは通常、約１インチである。根
元部分は約４乃至５インチの幅を持つのが一般的である。動翼の翼形部分は翼の
全重量のほぼ約２０パーセントを占めるが、根元部分は全重量のほぼ８０パーセ
ントである。本発明のタービン翼の重量は１０ポンド以上であるのが好ましく、
通常は約２０乃至３０ポンドである。これは、重量が通常、約２ポンドで各部の
寸法が小さい航空機用タービン翼とは対照的である。
【００２０】 本発明によると、結合部のない単体として鋳造されるのが一般的であるガスタ
ービンの翼を、結合表面が低応力と予想される箇所に沿うところにある場合、ま
た結合面が鋭いかどばった突出部または凹部を含まない場合、２またはそれ以上
の部分に分けて鋳造し、その後これらの部分を結合することができる。低応力と
予想される１つの領域は、翼形のほぼ中間面またはカンバ線に沿ったところにあ
る。その後、このカンバ線の面を翼の根元部分に延長して翼を完全に分離する。
その後、過渡液相結合法のような高品質の結合プロセスによりこの表面に沿って
結合すると、運転時最小の応力を経験するに過ぎないと予想される領域に高い一
体性をもつ結合部が得られる。
ービンの翼を、結合表面が低応力と予想される箇所に沿うところにある場合、ま
た結合面が鋭いかどばった突出部または凹部を含まない場合、２またはそれ以上
の部分に分けて鋳造し、その後これらの部分を結合することができる。低応力と
予想される１つの領域は、翼形のほぼ中間面またはカンバ線に沿ったところにあ
る。その後、このカンバ線の面を翼の根元部分に延長して翼を完全に分離する。
その後、過渡液相結合法のような高品質の結合プロセスによりこの表面に沿って
結合すると、運転時最小の応力を経験するに過ぎないと予想される領域に高い一
体性をもつ結合部が得られる。
【００２１】 カンバ線に応じて選択する表面は、通常、運転時非常に低い横断方向の応力が
かかる表面である。翼内の応力はこの領域で比較的緩やかに変化するため、実際
の結合表面として、このカンバ線の表面に非常に近いところに選択することがで
きる。結合表面は、運転時結合面を横断する方向に応力集中が生じるため、結合
面を横切る鋭い凹部及び突出部は回避しなければならない。カンバ線の面に近く
、しかしながら突出部及び凹部を回避するという２つの基準を組み合わせるこの
好ましい方法は、カンバ線に基づく幾何学的断面からスタートし、その断面上の
任意の凹部及び突出部の曲率半径を増加させることである。この修正した断面を
有限要素分析法により分析すると、全ての点における応力がその材料の性能限界
よりも充分に小さいことを確認することができる。結合表面上の凹部及び突出部
を完全になくすことは必要条件ではなく、またかかる凹部及び突出部が存在する
と、特に、タービンの回転により発生する遠心応力が作用することにより、結合
した翼の機械的性質を改善するある程度の機械的噛み合いが得られる。
かかる表面である。翼内の応力はこの領域で比較的緩やかに変化するため、実際
の結合表面として、このカンバ線の表面に非常に近いところに選択することがで
きる。結合表面は、運転時結合面を横断する方向に応力集中が生じるため、結合
面を横切る鋭い凹部及び突出部は回避しなければならない。カンバ線の面に近く
、しかしながら突出部及び凹部を回避するという２つの基準を組み合わせるこの
好ましい方法は、カンバ線に基づく幾何学的断面からスタートし、その断面上の
任意の凹部及び突出部の曲率半径を増加させることである。この修正した断面を
有限要素分析法により分析すると、全ての点における応力がその材料の性能限界
よりも充分に小さいことを確認することができる。結合表面上の凹部及び突出部
を完全になくすことは必要条件ではなく、またかかる凹部及び突出部が存在する
と、特に、タービンの回転により発生する遠心応力が作用することにより、結合
した翼の機械的性質を改善するある程度の機械的噛み合いが得られる。
【００２２】 中心線は、翼セグメントの最初の主要な結合面を画定する。翼形の先端部及び
後端部の外壁面へ切込みを、その後、幾何学的関係を考慮して修正する。先端部
の壁の切込みは、通常は単体鋳物のワックスパターンの中子鋳型の分割ラインで
ある先端部の半径の頂点によって決まる。後端部では同じ方法を用いるが、後端
部の半径の頂点が結合面の位置を決定する。セグメント方法を修正した後、新し
い結合面にかかる予想設計応力を有限要素モデルを用いて再分析し、結合する金
属の予想特性と比較する。
後端部の外壁面へ切込みを、その後、幾何学的関係を考慮して修正する。先端部
の壁の切込みは、通常は単体鋳物のワックスパターンの中子鋳型の分割ラインで
ある先端部の半径の頂点によって決まる。後端部では同じ方法を用いるが、後端
部の半径の頂点が結合面の位置を決定する。セグメント方法を修正した後、新し
い結合面にかかる予想設計応力を有限要素モデルを用いて再分析し、結合する金
属の予想特性と比較する。
【００２３】 本発明のさらに別の実施例によると、翼形をプラットホーム及び根元部分から
分離することにより、非常に厳格な条件下で翼形を非常に高精度の構造体として
鋳造することが可能になり、同時にプラットホーム及び根元部分を異なる条件で
鋳造することもできる。個々の鋳物の長さ及び厚さを減少することにより、鋳造
歩留まりを改善できる。この構成において、翼形からプラットホームへの連続部
分は翼形−プラットホームの隅肉半径の底のパターンに追従し、プラットホーム
内に少なくとも充分に深く延びるため、局部的な半径方向の応力は結合する材料
特性の目標レベルよりも低下する。これは、応力が断面に亘って非常に低く均一
な翼形の壁厚に等しい深さで生じる。この位置で、運転温度もまた翼形の温度よ
りも数百度低下する。
分離することにより、非常に厳格な条件下で翼形を非常に高精度の構造体として
鋳造することが可能になり、同時にプラットホーム及び根元部分を異なる条件で
鋳造することもできる。個々の鋳物の長さ及び厚さを減少することにより、鋳造
歩留まりを改善できる。この構成において、翼形からプラットホームへの連続部
分は翼形−プラットホームの隅肉半径の底のパターンに追従し、プラットホーム
内に少なくとも充分に深く延びるため、局部的な半径方向の応力は結合する材料
特性の目標レベルよりも低下する。これは、応力が断面に亘って非常に低く均一
な翼形の壁厚に等しい深さで生じる。この位置で、運転温度もまた翼形の温度よ
りも数百度低下する。
【００２４】 翼の残りの部分のセグメント化は、プラットホーム及び根元のシャンク領域を
分割して対にすることより成る。このセグメント化により主として鋳物各部のサ
イズが減少するため、鋳造歩留まりがさらに向上する。根元の残りの部分をほぼ
等しい厚さになるように分割することが可能である。この分割により、本質的に
１つの方向に連続して湾曲した表面が得られる。
分割して対にすることより成る。このセグメント化により主として鋳物各部のサ
イズが減少するため、鋳造歩留まりがさらに向上する。根元の残りの部分をほぼ
等しい厚さになるように分割することが可能である。この分割により、本質的に
１つの方向に連続して湾曲した表面が得られる。
【００２５】 必要な強度が、例えば親金属の約８０％未満である結合表面を選択することに
より、全ての設計基準を満足することができる。結合プロセスはモジュラスを変
化させず翼の最終的幾何学的形状は結合した鋳物或いは単片の鋳物と同じである
ため、周波数の変化は予想されない。結合表面は熱−機械疲労または低サイクル
疲労が限界値に近付くそれらの場所から離れた所に特別に選択する。特に、結合
領域では、熱-機械疲労及び低サイクル疲労寿命を越えると特性がかなり減少す る。種々のモードの定常及び振動応力の方向は結合平面の横断方向ではなくて、
それに平行であり、或いは非常に低いレベルである。
より、全ての設計基準を満足することができる。結合プロセスはモジュラスを変
化させず翼の最終的幾何学的形状は結合した鋳物或いは単片の鋳物と同じである
ため、周波数の変化は予想されない。結合表面は熱−機械疲労または低サイクル
疲労が限界値に近付くそれらの場所から離れた所に特別に選択する。特に、結合
領域では、熱-機械疲労及び低サイクル疲労寿命を越えると特性がかなり減少す る。種々のモードの定常及び振動応力の方向は結合平面の横断方向ではなくて、
それに平行であり、或いは非常に低いレベルである。
【００２６】 図１は、セグメント方式により従来のコア付き翼をその中間で実質的に分割し
て２つの翼半部を形成する態様を示す。根元部分の結合表面は、翼のカンバ線か
ら根元部分の中心面への結合面の推移を可能にする比較的緩やかな曲面である。
て２つの翼半部を形成する態様を示す。根元部分の結合表面は、翼のカンバ線か
ら根元部分の中心面への結合面の推移を可能にする比較的緩やかな曲面である。
【００２７】 図２は、翼形の一部の有限要素分析の結果を示す輪郭応力図であり、予想され
る応力が翼材料の予想性能特性よりも充分に低いことを示す。
る応力が翼材料の予想性能特性よりも充分に低いことを示す。
【００２８】 ＣＭＳＸ−４のような単結晶スーパーアロイにおける結合面の選択は、本発明
の過渡液相結合プロセスによると、母材金属の予想される性能のほぼ８０または
９０％の性能が結合領域で得られるという事実に基づく。この結果を、有限要素
分析法により求めた必要な性能／強度と比較すると、選択した結合表面に必要と
されるのは母材金属の特性の２０％以下であることが分かる。
の過渡液相結合プロセスによると、母材金属の予想される性能のほぼ８０または
９０％の性能が結合領域で得られるという事実に基づく。この結果を、有限要素
分析法により求めた必要な性能／強度と比較すると、選択した結合表面に必要と
されるのは母材金属の特性の２０％以下であることが分かる。
【００２９】 単結晶翼の重要な横断面は、例えば約１０２ｍｍ（４インチ）の厚さであろう
。翼を多数の部分から構成されるように設計すると、この横断面を最も幅広の箇
所でほぼ２５ｍｍ（１インチ）またはそれ以下に減少できる。翼高の大部分では
、鋳物の厚さは約１３ｍｍ（０．５インチ）未満である。横断面の幅を、例えば
約１３ｍｍ（０．５インチ）から６ｍｍ（０．２５インチ）へさらに減少すると
、鋳物品質及び歩留まりがさらに向上する。
。翼を多数の部分から構成されるように設計すると、この横断面を最も幅広の箇
所でほぼ２５ｍｍ（１インチ）またはそれ以下に減少できる。翼高の大部分では
、鋳物の厚さは約１３ｍｍ（０．５インチ）未満である。横断面の幅を、例えば
約１３ｍｍ（０．５インチ）から６ｍｍ（０．２５インチ）へさらに減少すると
、鋳物品質及び歩留まりがさらに向上する。
【００３０】 別の実施例によると、タービン翼の根元部分を２つの小部分として鋳造するこ
とができる。このようにすると、欠陥レベルが高い厚い根元部分に関連する鋳造
の歩留まりが低いという問題を回避できる。根元部分の歩留まりは、鋳物の断面
のサイズを減少させると、一般的に増加する。その結果、単結晶翼を高い歩留ま
りで製造することが可能となり、タービン翼のコストが減少する。
とができる。このようにすると、欠陥レベルが高い厚い根元部分に関連する鋳造
の歩留まりが低いという問題を回避できる。根元部分の歩留まりは、鋳物の断面
のサイズを減少させると、一般的に増加する。その結果、単結晶翼を高い歩留ま
りで製造することが可能となり、タービン翼のコストが減少する。
【００３１】 この実施例では、通常は単片部品として鋳造するガスタービン翼を４つの小部
分よりなるものとして鋳造し、後でそれらの滑らかに変化する結合面に沿って結
合する。カンバ線に沿う翼形部分の最初の分割は、上述したように行う。これら
各セグメントを翼の根元部分に亘ってさらに分割する。この分割により生じる表
面は、本質的に一連の平面部分である鋳物の外側表面と、前のセグメント化によ
り画定される内側の結合表面との間のほぼ中程にある。
分よりなるものとして鋳造し、後でそれらの滑らかに変化する結合面に沿って結
合する。カンバ線に沿う翼形部分の最初の分割は、上述したように行う。これら
各セグメントを翼の根元部分に亘ってさらに分割する。この分割により生じる表
面は、本質的に一連の平面部分である鋳物の外側表面と、前のセグメント化によ
り画定される内側の結合表面との間のほぼ中程にある。
【００３２】 この表面は、運転中低荷重にさらされるはずであり、急な凹部または突出部が
含まれるようにすべきではない。内側の／元の結合表面は表面輪郭を最小にする
ような制約があるため、新しい結合表面は曲率半径が大きい凹部及び突出部をも
つように制限される。従って、それらは、翼の最初の分割により生じるものより
も格段に低い応力集中を与える。さらに、根元部分の厚い横断面及びその根元部
分が曝される比較的低い温度により、これらの二次結合ラインにかかる応力は比
較的小さい。
含まれるようにすべきではない。内側の／元の結合表面は表面輪郭を最小にする
ような制約があるため、新しい結合表面は曲率半径が大きい凹部及び突出部をも
つように制限される。従って、それらは、翼の最初の分割により生じるものより
も格段に低い応力集中を与える。さらに、根元部分の厚い横断面及びその根元部
分が曝される比較的低い温度により、これらの二次結合ラインにかかる応力は比
較的小さい。
【００３３】 修正した断面を有限要素分析法により分析することにより、全ての点における
応力が材料の性能限界以下であることを確かめることができる。結合表面の凹部
及び突出部を完全になくすることは必要条件ではない。外部の根元部分と内部の
根元／翼形部分との間には、ある程度の機械的な噛合いのあることが望ましい。
かかる噛合いは、二次結合表面を外部根元表面と内部の一次結合面の間のほぼ中
間に位置させる条件を設定すると実質的に得られる。最後に、根元／翼形領域に
おける各部の急激な移行を回避するためには、翼形の内側鋳物セグメントを翼の
根元部分に入る所で僅かに末広がりにし、外側部分をこの移行部分を収容するた
めに中空にする。このようにすると、遠心荷重下において機械的な一体性を与え
る、ある程度の機械的な噛み合いが得られる。
応力が材料の性能限界以下であることを確かめることができる。結合表面の凹部
及び突出部を完全になくすることは必要条件ではない。外部の根元部分と内部の
根元／翼形部分との間には、ある程度の機械的な噛合いのあることが望ましい。
かかる噛合いは、二次結合表面を外部根元表面と内部の一次結合面の間のほぼ中
間に位置させる条件を設定すると実質的に得られる。最後に、根元／翼形領域に
おける各部の急激な移行を回避するためには、翼形の内側鋳物セグメントを翼の
根元部分に入る所で僅かに末広がりにし、外側部分をこの移行部分を収容するた
めに中空にする。このようにすると、遠心荷重下において機械的な一体性を与え
る、ある程度の機械的な噛み合いが得られる。
【００３４】 図３は、４つのセグメント１２，１４，１６，１８よりなるタービン翼１０を
示す。
示す。
【００３５】 図４は、これら４つのセグメント１２，１４，１６，１８を組立てた状態のタ
ービン翼１０を示す。
ービン翼１０を示す。
【００３６】 図４ａは、図４の多セグメントタービン翼１０のプラットホーム／根元部分に
沿う横断面図であり、組立てたタービン翼の部分１２，１４，１６，１８の横断
面を示す。
沿う横断面図であり、組立てたタービン翼の部分１２，１４，１６，１８の横断
面を示す。
【００３７】 図５は、４つのセグメント１２，１４，１６，１８より構成されるように設計
された組立て済み翼の斜視図である。この実施例では、合金、例えばＣＭＳＸ−
４の性能の２０％を越える応力は結合表面にかかっていなかった。
された組立て済み翼の斜視図である。この実施例では、合金、例えばＣＭＳＸ−
４の性能の２０％を越える応力は結合表面にかかっていなかった。
【００３８】 本発明方法のさらに洗練された態様として、翼形部分を、根元の全長にわたっ
て延びず、根元部分と翼形部分の間の適当な接着を可能にする深さまで延びる長
さにすることができる。或いは、翼形の断面が薄いため、翼形を単片鋳物として
鋳造することにより翼形の２半部の結合を不要にすることができる。これら２つ
の特徴はそれぞれ独立に採用可能であるが、図６は、これらを同時に採用して翼
形の質量を減少させると共に結合プロセスを節減する方法を示している。図６で
は、３つの別個のセグメント２２，２４，２６を結合することによりタービン翼
２０を組立てる。
て延びず、根元部分と翼形部分の間の適当な接着を可能にする深さまで延びる長
さにすることができる。或いは、翼形の断面が薄いため、翼形を単片鋳物として
鋳造することにより翼形の２半部の結合を不要にすることができる。これら２つ
の特徴はそれぞれ独立に採用可能であるが、図６は、これらを同時に採用して翼
形の質量を減少させると共に結合プロセスを節減する方法を示している。図６で
は、３つの別個のセグメント２２，２４，２６を結合することによりタービン翼
２０を組立てる。
【００３９】 用途により、単結晶の性能が必要であるのはタービン翼の翼形部分だけに過ぎ
ない。翼質量の大部分を占める根元部分は、単結晶材料を必要とする高い温度と
応力には曝されない。単結晶翼形の採用により翼の品質及び歩留まりが向上する
だけでなく、翼の根元部分を多結晶で製造すると、翼の多結晶部分のコストが低
いため翼のコストを著しく削減できる。この実施例は、全体を単結晶で製造する
タービン翼と比べると実質的なコストの削減を可能にする。
ない。翼質量の大部分を占める根元部分は、単結晶材料を必要とする高い温度と
応力には曝されない。単結晶翼形の採用により翼の品質及び歩留まりが向上する
だけでなく、翼の根元部分を多結晶で製造すると、翼の多結晶部分のコストが低
いため翼のコストを著しく削減できる。この実施例は、全体を単結晶で製造する
タービン翼と比べると実質的なコストの削減を可能にする。
【００４０】 この実施例において、ガスタービン翼を４つの部分に分けて鋳造し、その後こ
れらを結合して、少なくとも１つの単結晶部分と少なくとも１つの多結晶部分と
よりなる完全な翼を形成する。製造した翼の外側根元部分は多結晶スーパーアロ
イよりなるが、翼形部分は単結晶スーパーアロイ鋳物よりなる。それらの分割は
上述したように行う。しかしながら、全部の鋳造セグメントを単結晶合金から鋳
造するのではなくて、外側根元部分を単結晶と適合する低コストの多結晶合金か
ら、結合媒体及び熱処理プロセスを用いて鋳造する。
れらを結合して、少なくとも１つの単結晶部分と少なくとも１つの多結晶部分と
よりなる完全な翼を形成する。製造した翼の外側根元部分は多結晶スーパーアロ
イよりなるが、翼形部分は単結晶スーパーアロイ鋳物よりなる。それらの分割は
上述したように行う。しかしながら、全部の鋳造セグメントを単結晶合金から鋳
造するのではなくて、外側根元部分を単結晶と適合する低コストの多結晶合金か
ら、結合媒体及び熱処理プロセスを用いて鋳造する。
【００４１】 この実施例において、２つの多結晶セグメントは、翼形の基部から翼の根元の
端部へ延びる。多結晶材料が結合サイクルを生き延びるためには、全ての結合プ
ロセスを多結晶材料熱処理サイクル及び温度能力に適合する温度で行う必要があ
る。或いは、単結晶材料を最初に高温で結合した後、多結晶材料を低温で結合す
る。
端部へ延びる。多結晶材料が結合サイクルを生き延びるためには、全ての結合プ
ロセスを多結晶材料熱処理サイクル及び温度能力に適合する温度で行う必要があ
る。或いは、単結晶材料を最初に高温で結合した後、多結晶材料を低温で結合す
る。
【００４２】 コストを削減するためには根元部分の単結晶材料の量を減らす必要があるため
、翼形部分を根元部分内に少ない距離だけ延びるように短くしてもよい。多結晶
の根元部分を、単結晶部分から変位した材料の代わりになるように調整する。翼
形を単体として鋳造し、２つの単結晶セグメントの結合を不要にする、即ち３つ
の部分よりなる構成にすることも可能である。
、翼形部分を根元部分内に少ない距離だけ延びるように短くしてもよい。多結晶
の根元部分を、単結晶部分から変位した材料の代わりになるように調整する。翼
形を単体として鋳造し、２つの単結晶セグメントの結合を不要にする、即ち３つ
の部分よりなる構成にすることも可能である。
【００４３】 結合可能な材料を選択するにあたり、材料の熱処理サイクル適合性だけでなく
微細構造の適合性を考慮する必要がある。普通はフォイルである結合媒体は、局
部的融点を過渡的に低下させ、また凝固後の結合領域の化学的性質を制御するた
めに、選択する。熱処理サイクルは、結合を可能にし且つ結合領域だけでなく合
金本体内に適当な微細構造が発生するように選択する。単結晶及び多結晶合金は
異なる温度で熱処理されまた結合され、単結晶の温度は多結晶の温度よりも一般
的に高いため、単結晶セグメントを多結晶セグメントと結合する熱プロセスは単
結晶及び多結晶セグメントに最適構造が生じるように注意深く選択する必要があ
る。
微細構造の適合性を考慮する必要がある。普通はフォイルである結合媒体は、局
部的融点を過渡的に低下させ、また凝固後の結合領域の化学的性質を制御するた
めに、選択する。熱処理サイクルは、結合を可能にし且つ結合領域だけでなく合
金本体内に適当な微細構造が発生するように選択する。単結晶及び多結晶合金は
異なる温度で熱処理されまた結合され、単結晶の温度は多結晶の温度よりも一般
的に高いため、単結晶セグメントを多結晶セグメントと結合する熱プロセスは単
結晶及び多結晶セグメントに最適構造が生じるように注意深く選択する必要があ
る。
【００４４】 過渡液相結合のような高品質の結合プロセスを用いる目的は、通常、金属セグ
メントの本体内と同一の化学的性質及び微細構造を結合領域内に発生させること
である。これは、一般的に、溶解及び再凝固時に優先的に生じる偏折を考慮して
、結合用フォイルの化学的性質を母材金属の化学的性質にマッチさせることによ
り達成する。しかしながら、Ｔｉ及びＡｉのような元素は、母材金属から浸出し
て、凝固後結合ラインの中央に偏折する傾向があるため、結合用フォイル中のそ
れらの元素の量を母材金属に比べてを減少させなければならない。多結晶合金及
び単結晶合金は化学的組成が異なるため（表１を参照）、結合用フォイルの組成
を単結晶−多結晶結合部の両側で同一となるようにマッチさせることはできない
。しかしながら、合金の組合せによっては組成及びγ′相体積率が非常によく似
たものがあるため、同様な組成の多結晶合金及び単結晶合金を選択して、それら
の組成を個々の合金のいずれかの結合に用いる結合用フォイルにマッチさせるこ
とが可能である。
メントの本体内と同一の化学的性質及び微細構造を結合領域内に発生させること
である。これは、一般的に、溶解及び再凝固時に優先的に生じる偏折を考慮して
、結合用フォイルの化学的性質を母材金属の化学的性質にマッチさせることによ
り達成する。しかしながら、Ｔｉ及びＡｉのような元素は、母材金属から浸出し
て、凝固後結合ラインの中央に偏折する傾向があるため、結合用フォイル中のそ
れらの元素の量を母材金属に比べてを減少させなければならない。多結晶合金及
び単結晶合金は化学的組成が異なるため（表１を参照）、結合用フォイルの組成
を単結晶−多結晶結合部の両側で同一となるようにマッチさせることはできない
。しかしながら、合金の組合せによっては組成及びγ′相体積率が非常によく似
たものがあるため、同様な組成の多結晶合金及び単結晶合金を選択して、それら
の組成を個々の合金のいずれかの結合に用いる結合用フォイルにマッチさせるこ
とが可能である。
【００４５】 表１は、幾つかの単結晶及び多結晶合金の組成を示す。この表から、単結晶合
金の幾つかの組は幾つかの多結晶合金に組成が近い、例えばＣＭＳＸ−４とＣＭ
１８６、ＰＷＡ１４８０とＭａｒＭ２４７、ＳＣ−１６とＩＮ７３８があること
が分かる。実際、ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７は過渡液相結合プロセスにより良好
な結合を形成できるほど十分に化学的性質及び構造が近い。これは、これら合金
間の実質的違いがレニウムの含有量にあり、レニウムは固相及び液相状態で容易
に拡散しないからである。さらに、結合領域を横切る方向でレニウム量に勾配を
つけると、結合部の性能にとって有害でない緩やかな変化が構造及び特性に得ら
れる。
金の幾つかの組は幾つかの多結晶合金に組成が近い、例えばＣＭＳＸ−４とＣＭ
１８６、ＰＷＡ１４８０とＭａｒＭ２４７、ＳＣ−１６とＩＮ７３８があること
が分かる。実際、ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７は過渡液相結合プロセスにより良好
な結合を形成できるほど十分に化学的性質及び構造が近い。これは、これら合金
間の実質的違いがレニウムの含有量にあり、レニウムは固相及び液相状態で容易
に拡散しないからである。さらに、結合領域を横切る方向でレニウム量に勾配を
つけると、結合部の性能にとって有害でない緩やかな変化が構造及び特性に得ら
れる。
【００４６】
【表１】
【００４７】 表２は、単結晶及び多結晶合金の組を結合するために使用可能な結合用合金の
例を示す。アルミニウムの豊富な単結晶の合金の適当な組合せは、Ｎｉ−Ｆｌｅ
ｘ型合金を用いて結合することにより得られる。これらのフォイルはまた、この
タイプの多結晶合金（例えば、ＣＭ２４７、ＭａｒＭ２４７及びＭａｒＭ００２
）にも使用できる。従って、これらの結合用フォイルを用いてＣＭＳＸ−４型単
結晶合金を、例えばＣＭ２４７である同じクラスの多結晶合金に結合することが
できる。逆に、クロムの豊富な材料、例えば単結晶ＳＣ−１６型をＩＮ７３８型
多結晶合金に結合するためには、ＭＦＢ８０／８０Ａなどのタイプのフォイルの
使用が好ましい。
例を示す。アルミニウムの豊富な単結晶の合金の適当な組合せは、Ｎｉ−Ｆｌｅ
ｘ型合金を用いて結合することにより得られる。これらのフォイルはまた、この
タイプの多結晶合金（例えば、ＣＭ２４７、ＭａｒＭ２４７及びＭａｒＭ００２
）にも使用できる。従って、これらの結合用フォイルを用いてＣＭＳＸ−４型単
結晶合金を、例えばＣＭ２４７である同じクラスの多結晶合金に結合することが
できる。逆に、クロムの豊富な材料、例えば単結晶ＳＣ−１６型をＩＮ７３８型
多結晶合金に結合するためには、ＭＦＢ８０／８０Ａなどのタイプのフォイルの
使用が好ましい。
【００４８】
【表２】
【００４９】 単結晶合金を多結晶合金に結合する一例として、単結晶ＣＭＳＸ−４を多結晶
ＣＭ２４７合金に結合する。好ましい結合プロセスは、０．０５ミクロンの仕上
げに機械研磨した表面と、１．３％のホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイ
ルと、２２５０°Ｆの結合温度と、４時間の結合時間である。
ＣＭ２４７合金に結合する。好ましい結合プロセスは、０．０５ミクロンの仕上
げに機械研磨した表面と、１．３％のホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイ
ルと、２２５０°Ｆの結合温度と、４時間の結合時間である。
【００５０】 図７は、結合ラインの構造を低い倍率で示す。
【００５１】 図８は、単結晶ＣＭＳＸ−４と多結晶ＣＭ２４７の間の結合の対応する化学的
性質の変化を示す。
性質の変化を示す。
【００５２】 翼部品を完全なプロセスとして結合するためには、その部品の単結晶及び多結
晶部分の両方の熱処理サイクルを一体化することが好ましい。特に、従来の多結
晶材料鋳物は単結晶材料に使用する溶体化熱処理のための高温に耐えることは一
般的に不可能である。表３ａ−ｃは、単結晶合金ＣＭＳＸ−４及び多結晶合金Ｃ
Ｍ２４７に使用可能な典型的な熱処理サイクルと、２つのサイクルから完全な単
結晶／多結晶製翼を結合する熱処理サイクルの組み合わせをいかに導き出すかを
示している。
晶部分の両方の熱処理サイクルを一体化することが好ましい。特に、従来の多結
晶材料鋳物は単結晶材料に使用する溶体化熱処理のための高温に耐えることは一
般的に不可能である。表３ａ−ｃは、単結晶合金ＣＭＳＸ−４及び多結晶合金Ｃ
Ｍ２４７に使用可能な典型的な熱処理サイクルと、２つのサイクルから完全な単
結晶／多結晶製翼を結合する熱処理サイクルの組み合わせをいかに導き出すかを
示している。
【００５３】
【表３ａ】
【００５４】
【表３ｂ】
【００５５】
【表３ｃ】
【００５６】 この組み合わせサイクルでは、単結晶部分は鋳造のままの状態で結合される。
その後、結合した単結晶部分を比較的高い温度で溶体化処理する。溶体化処理し
た単結晶セグメント及び鋳造のままの状態の多結晶セグメントは、多結晶材料を
結合するために使用する条件で結合する。このステップは、単結晶合金中に一次
γ′相の成長を誘起する。その後、結合した部品に別の時効ステップを施して多
結晶合金中に一次γ′相を成長させ、また単結晶合金中に一次γ′相をさらに成
長させる。この結合体を最終的な低温時効ステップにかけるが、このステップに
より両方の合金中において一次γ′相が変性されると共に二次γ′相が成長して
、単結晶／多結晶製の翼中に最適化された微細構造が生じる。前の表に示す温度
及び時間は、全体構造及び特性を最適化させるために完全な熱処理サイクルを選
択する方法を示している。
その後、結合した単結晶部分を比較的高い温度で溶体化処理する。溶体化処理し
た単結晶セグメント及び鋳造のままの状態の多結晶セグメントは、多結晶材料を
結合するために使用する条件で結合する。このステップは、単結晶合金中に一次
γ′相の成長を誘起する。その後、結合した部品に別の時効ステップを施して多
結晶合金中に一次γ′相を成長させ、また単結晶合金中に一次γ′相をさらに成
長させる。この結合体を最終的な低温時効ステップにかけるが、このステップに
より両方の合金中において一次γ′相が変性されると共に二次γ′相が成長して
、単結晶／多結晶製の翼中に最適化された微細構造が生じる。前の表に示す温度
及び時間は、全体構造及び特性を最適化させるために完全な熱処理サイクルを選
択する方法を示している。
【００５７】 単結晶ニッケル系スーパーアロイを結合するためには、母材と組成が同一であ
るがフォイルの融点を低下させるための融点抑制剤を約１乃至約３重量％含む結
合用フォイルを用いる。主要な元素の組成は、凝固後結合領域に亘ってほぼ均一
な化学的分布が得られるように母材に近い。
るがフォイルの融点を低下させるための融点抑制剤を約１乃至約３重量％含む結
合用フォイルを用いる。主要な元素の組成は、凝固後結合領域に亘ってほぼ均一
な化学的分布が得られるように母材に近い。
【００５８】 ベースト状またはフォイル状の結合フォイルの化学的性質及び結合に必要な熱
サイクルは、その結果得られる接合の化学的性質及び微細構造が連続的な勾配を
もつように、また接合領域の特性が一般的に母材単結晶または多結晶材料間にあ
るか或いは弱い方の母材部品の特性の少なくとも約８０％であるように制御する
。しかしながら、翼形の領域のようなタービン翼の重要な部分では、母材の完全
特性を実現する。
サイクルは、その結果得られる接合の化学的性質及び微細構造が連続的な勾配を
もつように、また接合領域の特性が一般的に母材単結晶または多結晶材料間にあ
るか或いは弱い方の母材部品の特性の少なくとも約８０％であるように制御する
。しかしながら、翼形の領域のようなタービン翼の重要な部分では、母材の完全
特性を実現する。
【００５９】 結合プロセスは、フォイルの融点よりも高いが合金のマクロな融点よりも低い
、例えば約１００乃至１５０°Ｆ低い温度で等温的に行う。結合熱サイクルは、
固相拡散によりホウ素を結合界面から離れる方向に十分に分散させて局部的融点
を上昇させ、それによって材料が単結晶の従来の熱処理に適するようにする。そ
の方法は、ＣＭＳＸ−４などのような単結晶合金の結合に使用できる。
、例えば約１００乃至１５０°Ｆ低い温度で等温的に行う。結合熱サイクルは、
固相拡散によりホウ素を結合界面から離れる方向に十分に分散させて局部的融点
を上昇させ、それによって材料が単結晶の従来の熱処理に適するようにする。そ
の方法は、ＣＭＳＸ−４などのような単結晶合金の結合に使用できる。
【００６０】 陸用ガスタービンの翼のような大型部品を結合するための部品の調製を行うに
は、２つの結合表面が、約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のオーダーで
非常に良好にマッチ、またはぴったり適合しなければならない。この精度は、部
品鋳造後に表面を低応力研削／切削加工するかまたは結合部品を共電気放電加工
（co-electrodischarge machining）することによって得る。これらの手順によ り、約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）内にある表面輪郭が得られる。こ
の方法はまた、単結晶合金の高温溶体化処理、例えば２４０８°ＦにおけるＣＭ
ＳＸ−４の溶体化熱処理を含むその後の結合及び熱処理時に、再結晶を生ぜしめ
ないように十分にひずみのない表面を形成させる。
は、２つの結合表面が、約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のオーダーで
非常に良好にマッチ、またはぴったり適合しなければならない。この精度は、部
品鋳造後に表面を低応力研削／切削加工するかまたは結合部品を共電気放電加工
（co-electrodischarge machining）することによって得る。これらの手順によ り、約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）内にある表面輪郭が得られる。こ
の方法はまた、単結晶合金の高温溶体化処理、例えば２４０８°ＦにおけるＣＭ
ＳＸ−４の溶体化熱処理を含むその後の結合及び熱処理時に、再結晶を生ぜしめ
ないように十分にひずみのない表面を形成させる。
【００６１】 本発明の一実施例によると、ガスタービン部品の単結晶部分を互いに結合でき
るため、欠陥のない単結晶の動翼及び静翼を低コストで製造できるだけでなく、
従来の単片鋳造によっては製造できなかった正確に波形の冷却チャンネルのよう
な最先端の幾何学的特徴部分を組み込んだ最新式部品の製造が可能である。本発
明の方法により、ガスタービン用の複雑で欠陥の全くない単結晶部品を高い歩留
まりで製造できる。
るため、欠陥のない単結晶の動翼及び静翼を低コストで製造できるだけでなく、
従来の単片鋳造によっては製造できなかった正確に波形の冷却チャンネルのよう
な最先端の幾何学的特徴部分を組み込んだ最新式部品の製造が可能である。本発
明の方法により、ガスタービン用の複雑で欠陥の全くない単結晶部品を高い歩留
まりで製造できる。
【００６２】 単結晶ガスタービン部品が曝される過酷な温度及び応力動作条件のため、結合
した単結晶は結合ラインを横切る方向で連続するほぼ最適の化学的性質、結晶組
織及び微細構造をもつ必要がある。これらの条件下では、結合領域の性質が、母
材の機械的性質が満足する必要のある条件を決定する。特に、耐高温強度条件に
より、結合領域におけるγ／γ′相の微細構造は単結晶の他の部分の微細構造と
実質的に等価でなければならない。合金ＣＭＳＸ−４のような第２世代のスーパ
ーアロイでは、これはほぼ０．５μｍのγ′立方形の連続する規則的な構成で、
立方形間のγチャンネルにはγ′相の細かい球状の二次及び三次分布がある。
した単結晶は結合ラインを横切る方向で連続するほぼ最適の化学的性質、結晶組
織及び微細構造をもつ必要がある。これらの条件下では、結合領域の性質が、母
材の機械的性質が満足する必要のある条件を決定する。特に、耐高温強度条件に
より、結合領域におけるγ／γ′相の微細構造は単結晶の他の部分の微細構造と
実質的に等価でなければならない。合金ＣＭＳＸ−４のような第２世代のスーパ
ーアロイでは、これはほぼ０．５μｍのγ′立方形の連続する規則的な構成で、
立方形間のγチャンネルにはγ′相の細かい球状の二次及び三次分布がある。
【００６３】 図９は、単結晶合金ＣＭＳＸ−４のこの最適構造を示す。この構造は、クリー
プ抵抗のような最適の高温時間依存特性を与えるように最適化されている。
プ抵抗のような最適の高温時間依存特性を与えるように最適化されている。
【００６４】 過渡液相結合は、スーパーアロイに高品質の接合部を形成する接合方法である
。等温プロセスでは、結合材、例えばフォイルもしくは塊状ペーストの薄い条片 を結合される２つの材料部分の間に配置する。この結合材は基部の材料と同じで
あるが、合金中において迅速な固相拡散を示す融点抑制元素を別に含む。ニッケ
ル系合金では、ＳｉとＢが好ましい融点抑制剤である。単結晶部品の結合を必要
とする高温の用途では、Ｓｉには腐食の問題があるため、ホウ素が好ましい。
。等温プロセスでは、結合材、例えばフォイルもしくは塊状ペーストの薄い条片 を結合される２つの材料部分の間に配置する。この結合材は基部の材料と同じで
あるが、合金中において迅速な固相拡散を示す融点抑制元素を別に含む。ニッケ
ル系合金では、ＳｉとＢが好ましい融点抑制剤である。単結晶部品の結合を必要
とする高温の用途では、Ｓｉには腐食の問題があるため、ホウ素が好ましい。
【００６５】 本発明の結合方法は、フォイルの融点よりも高いが母材のかさ融点より低い温
度の実質的に等温プロセスで実施する。ホウ素が豊富なフォイルは、溶融するに
つれて、接合部の両側の母材を湿潤化し、母材金属の一部を溶解させて広い液相
領域を与える。液相領域が広くなるにつれて、ホウ素が平衡液化濃度になる程融
液プールがホウ素につき十分に希釈化されるまで液体中のホウ素濃度が減少する
。それと同時に、固相拡散によりホウ素が結合プール領域から除去される。これ
ら２つのプロセスにより、結合材プール中の融点抑制剤が欠乏状態となり、結合
剤プールが等温再凝固して最後に２つの凝固フロントが結合剤のほぼ中心線で交
わる。
度の実質的に等温プロセスで実施する。ホウ素が豊富なフォイルは、溶融するに
つれて、接合部の両側の母材を湿潤化し、母材金属の一部を溶解させて広い液相
領域を与える。液相領域が広くなるにつれて、ホウ素が平衡液化濃度になる程融
液プールがホウ素につき十分に希釈化されるまで液体中のホウ素濃度が減少する
。それと同時に、固相拡散によりホウ素が結合プール領域から除去される。これ
ら２つのプロセスにより、結合材プール中の融点抑制剤が欠乏状態となり、結合
剤プールが等温再凝固して最後に２つの凝固フロントが結合剤のほぼ中心線で交
わる。
【００６６】 結合媒体の化学的性質及び結合プロセスの温度を注意深く制御することにより
、結合領域内の母材の化学的性質及び微細構造を再生するように本発明の等温結
合プロセスを制御することができる。
、結合領域内の母材の化学的性質及び微細構造を再生するように本発明の等温結
合プロセスを制御することができる。
【００６７】 結合プロセス時、ある特定のパラメータを制御するのが好ましい。融点抑制剤
は、結合用フォイルが母材よりも著しく（即ち、数百°Ｆ）低い温度で溶解する
ように十分な量でなければならない。結合温度は、結合用フォイル及びそれと同
様な厚さの母材とを溶解させて、よく混合された、優れた結合領域を形成するに
十分な値でなければならない。結合用フォイルの量は、母材を溶融させ且つよく
制御された、優れた結合部を提供するような十分な大きさでなければならない。
結合領域の溶融及び再凝固は、結合領域内に有害な化学的及び相分離が生じない
ように十分によく制御しなければならない。結合用フォイルの主要な元素（即ち
、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂなど）の化学的性質を
結合すべき材料と十分にマッチさせることにより、結合領域の化学的性質及び構
造が母材のそれと実質的に連続性を有するようにする必要がある。結合用フォイ
ルの組成は、溶融領域で幾分かの混合が生じるため母材と同一である必要はない
。また、Ａｌ及びＴｉは偏析して最終材料となり固化するから、これらの元素を
結合用フォイルから除去して結合部の中心線に有害なγ´共晶が形成されないよ
うにする。さらに、用途によっては、結合部にわたる結晶の性質を制御またはマ
ッチさせる、即ち、結合される部分の結晶方向をマッチさせるのが好ましい。母
材の組成及びその融点、結合用フォイルの主要元素の組成、等温結合のための温
度及びホウ素の量は全て、本発明のプロセスにより生じる結合部の化学的性質及
び構造を決定する相互に作用する変数である。ホウ素をニッケル系合金に添加す
ると、その融点が１重量パーセント当たり約１００-１５０°Ｆ抑制される。融 点が２４００°Ｆを超え、偏析した鋳造のままの形態の初期融点が幾分低いと、
約１乃至約３重量パーセントのホウ素を含むフォイルの融点は２０００°乃至２
３００°Ｆの領域まで低下し、それにより全体でなくて局部的な溶融が可能にな
る。結合用フォイルの主要な元素組成の理想は母材に非常に近いことであるが、
その間にかなりの差があっても実際には問題ない。単結晶スーパーアロイ中の多
数の合金元素により、組成に小さな変化があっても融点が著しい影響を受けるこ
とはない。また、母材が結合領域の溶融プール内に溶解すると、結合用フォイル
及び母材金属の組成の差が補償されるようになる。さらに、レニウムのような一
部の高価な元素は、コストを低下させるためには、フォイルにとっては望ましい
ものではない。最後に、結合領域の再凝固時、共晶γ´の形成を抑制するために
、結合用フォイル中のチタン及びアルミニウムの含有量を減少させる必要がある
。
は、結合用フォイルが母材よりも著しく（即ち、数百°Ｆ）低い温度で溶解する
ように十分な量でなければならない。結合温度は、結合用フォイル及びそれと同
様な厚さの母材とを溶解させて、よく混合された、優れた結合領域を形成するに
十分な値でなければならない。結合用フォイルの量は、母材を溶融させ且つよく
制御された、優れた結合部を提供するような十分な大きさでなければならない。
結合領域の溶融及び再凝固は、結合領域内に有害な化学的及び相分離が生じない
ように十分によく制御しなければならない。結合用フォイルの主要な元素（即ち
、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂなど）の化学的性質を
結合すべき材料と十分にマッチさせることにより、結合領域の化学的性質及び構
造が母材のそれと実質的に連続性を有するようにする必要がある。結合用フォイ
ルの組成は、溶融領域で幾分かの混合が生じるため母材と同一である必要はない
。また、Ａｌ及びＴｉは偏析して最終材料となり固化するから、これらの元素を
結合用フォイルから除去して結合部の中心線に有害なγ´共晶が形成されないよ
うにする。さらに、用途によっては、結合部にわたる結晶の性質を制御またはマ
ッチさせる、即ち、結合される部分の結晶方向をマッチさせるのが好ましい。母
材の組成及びその融点、結合用フォイルの主要元素の組成、等温結合のための温
度及びホウ素の量は全て、本発明のプロセスにより生じる結合部の化学的性質及
び構造を決定する相互に作用する変数である。ホウ素をニッケル系合金に添加す
ると、その融点が１重量パーセント当たり約１００-１５０°Ｆ抑制される。融 点が２４００°Ｆを超え、偏析した鋳造のままの形態の初期融点が幾分低いと、
約１乃至約３重量パーセントのホウ素を含むフォイルの融点は２０００°乃至２
３００°Ｆの領域まで低下し、それにより全体でなくて局部的な溶融が可能にな
る。結合用フォイルの主要な元素組成の理想は母材に非常に近いことであるが、
その間にかなりの差があっても実際には問題ない。単結晶スーパーアロイ中の多
数の合金元素により、組成に小さな変化があっても融点が著しい影響を受けるこ
とはない。また、母材が結合領域の溶融プール内に溶解すると、結合用フォイル
及び母材金属の組成の差が補償されるようになる。さらに、レニウムのような一
部の高価な元素は、コストを低下させるためには、フォイルにとっては望ましい
ものではない。最後に、結合領域の再凝固時、共晶γ´の形成を抑制するために
、結合用フォイル中のチタン及びアルミニウムの含有量を減少させる必要がある
。
【００６８】 本発明の方法は、ニッケル系単結晶スーパーアロイＣＭＳＸ−４に適用可能で
ある。この合金の組成を表４に示す。また、ＣＭＳＸ−４の単結晶との過渡液相
結合部を形成するために使用可能な幾つかの結合用フォイルの組成も表４に示す
。
ある。この合金の組成を表４に示す。また、ＣＭＳＸ−４の単結晶との過渡液相
結合部を形成するために使用可能な幾つかの結合用フォイルの組成も表４に示す
。
【００６９】
【表４】
【００７０】 タングステン（Ｗ）のフォイル１乃至４は、ＣＭＳＸ−４合金の組成の派生物
であり、融点抑制剤として１．５重量パーセントのホウ素が添加されたものであ
る。Ａｌ及びＴｉの量は、ＣＭＳＸ−４結合部の化学的性質及び構造に対する共
晶γ´を形成する添加物の影響を調べるため調整される。Ｎｉ−Ｆｌｅｘのフォ
イルは、Materials Development Corporation of Medford, MAからシリーズで市
販されているフォイルである。これらフォイルの組成はＣＭＳＸ−４と大きな違
いがあるように思えるが、以下に述べるように、これらのフォイルのいくつかに
より優れた結合部分が形成された。
であり、融点抑制剤として１．５重量パーセントのホウ素が添加されたものであ
る。Ａｌ及びＴｉの量は、ＣＭＳＸ−４結合部の化学的性質及び構造に対する共
晶γ´を形成する添加物の影響を調べるため調整される。Ｎｉ−Ｆｌｅｘのフォ
イルは、Materials Development Corporation of Medford, MAからシリーズで市
販されているフォイルである。これらフォイルの組成はＣＭＳＸ−４と大きな違
いがあるように思えるが、以下に述べるように、これらのフォイルのいくつかに
より優れた結合部分が形成された。
【００７１】 結合温度は、フォイルの融点と母材の融点との間になるように選択する。ホウ
素はニッケル合金の融点を１重量パーセント増加させる毎に約１００乃至１５０
°Ｆ低下させるため、１乃至３重量パーセントのホウ素で単結晶合金の融点を２
４００°Ｆから２０００乃至２３００°Ｆの範囲内に抑制する。結合温度をホウ
素の含有量に関して制御すると、結合領域の幅、溶解時に生じる元素の混合及び
再凝固時に起こる偏析が決まる。高温で結合させると、融解したフォイルによっ
て結合表面が迅速に湿潤化され、結合部のプールがよく混合され、ホウ素の固相
拡散が加速されて再凝固プロセスの速度が増加する。高温での結合はまた、少な
い量のホウ素を含むフォイルの使用を可能にするため、凝固プロセス時固相拡散
を広範囲に生ぜしめホウ化物の粒子を形成させる必要がなくなる。
素はニッケル合金の融点を１重量パーセント増加させる毎に約１００乃至１５０
°Ｆ低下させるため、１乃至３重量パーセントのホウ素で単結晶合金の融点を２
４００°Ｆから２０００乃至２３００°Ｆの範囲内に抑制する。結合温度をホウ
素の含有量に関して制御すると、結合領域の幅、溶解時に生じる元素の混合及び
再凝固時に起こる偏析が決まる。高温で結合させると、融解したフォイルによっ
て結合表面が迅速に湿潤化され、結合部のプールがよく混合され、ホウ素の固相
拡散が加速されて再凝固プロセスの速度が増加する。高温での結合はまた、少な
い量のホウ素を含むフォイルの使用を可能にするため、凝固プロセス時固相拡散
を広範囲に生ぜしめホウ化物の粒子を形成させる必要がなくなる。
【００７２】 初期の試行後、結合用フォイルに対して２２５０°Ｆで４時間行う結合サイク
ルを選択したが、その理由は、この温度が結合領域形成の制御を可能にし、有害
なγ´相を成長させないように思えたからである。母材合金及びフォイルの合金
成分の含有量が多いため、フォイルの金属元素の組成は母材合金の融点の低下に
はそれほど影響を及ぼさない。しかしながら、再凝固した結合領域の化学的組成
及び熱処理時に結合領域内に生じる微細構造にはかなりの影響を与える。
ルを選択したが、その理由は、この温度が結合領域形成の制御を可能にし、有害
なγ´相を成長させないように思えたからである。母材合金及びフォイルの合金
成分の含有量が多いため、フォイルの金属元素の組成は母材合金の融点の低下に
はそれほど影響を及ぼさない。しかしながら、再凝固した結合領域の化学的組成
及び熱処理時に結合領域内に生じる微細構造にはかなりの影響を与える。
【００７３】 凝固後の結合領域内の元素の化学的偏析は、結合領域のサイズ及び結合プロセ
スの第１段における母材金属の溶解度により制御される。それはまた、母材の状
態、即ち偏析されるか均質化されるかにより、異なる影響を受ける。この問題は
、偏析された鋳物のγ´が豊富な樹枝状間領域が優先的に溶解することにより結
合ラインにγ´共晶が形成される、鋳造のままのＣＭＳＸ−４をホウ素含有量の
多いフォイルにより結合する際明らかとなる。この共晶材料はその後結合ライン
に再溶着する。この問題は、ホウ素を多量に含むフォイルを用いる場合、均質化
され且つ溶体化処理されたＣＭＳＸ−４を用いることにより軽減または回避する
ことが可能である。この場合、均質化された構造物は均一に融解して、γ´共晶
を形成する元素の濃度が低い融解プールを生ぜしめる。その結果、再凝固した結
合領域は有害なγ´共晶を有しない。
スの第１段における母材金属の溶解度により制御される。それはまた、母材の状
態、即ち偏析されるか均質化されるかにより、異なる影響を受ける。この問題は
、偏析された鋳物のγ´が豊富な樹枝状間領域が優先的に溶解することにより結
合ラインにγ´共晶が形成される、鋳造のままのＣＭＳＸ−４をホウ素含有量の
多いフォイルにより結合する際明らかとなる。この共晶材料はその後結合ライン
に再溶着する。この問題は、ホウ素を多量に含むフォイルを用いる場合、均質化
され且つ溶体化処理されたＣＭＳＸ−４を用いることにより軽減または回避する
ことが可能である。この場合、均質化された構造物は均一に融解して、γ´共晶
を形成する元素の濃度が低い融解プールを生ぜしめる。その結果、再凝固した結
合領域は有害なγ´共晶を有しない。
【００７４】
【表５】
【００７５】 結合後の熱処理により、結合領域上だけでなく母材金属の残りの部分における
化学的性質及び構造を最適化する必要がある。この熱処理サイクルは鋳造及び再
凝固後に得られる偏析構造を均質化し、また強化γ´析出物の最適の形態を析出
及び成長させる必要がある。ＣＭＳＸ−４について推奨される従来の溶体化及び
熱処理サイクルは、これを達成するのに適切である。溶体化処理は、表５に示す
タイプの勾配熱処理である。このサイクルの間温度をゆっくり増加すると、初期
の融解を、局部的な融解温度を上昇させる固相相互拡散を許容することによって
実質的に回避することができる。この結合及び溶体化熱処理プロセスは鋳造のま
まの単結晶を均質化するのに効果的であり、また再凝固した結合領域を均質化す
るのにも効果的である。さらに、単結晶をホウ素が分散する速度を増加させ、こ
れによりホウ素が豊富な結合ラインの溶融を阻止するのにも効果的である。例え
ば、温度勾配を緩やかにすると、２２５０°Ｆで４時間処理した後に形成された
結合領域が母材ＣＭＳＸ−４の２４０８°Ｆの溶体化処理ピーク温度よりも低い
融点を持つという潜在的な問題を回避する手助けとなる。２２５０°Ｆで４時間
の処理は偏析した単結晶の均質化を促進し、またホウ素の拡散は金属合金元素の
拡散よりもより早いため、このサイクルを短縮化する可能性が存在する。
化学的性質及び構造を最適化する必要がある。この熱処理サイクルは鋳造及び再
凝固後に得られる偏析構造を均質化し、また強化γ´析出物の最適の形態を析出
及び成長させる必要がある。ＣＭＳＸ−４について推奨される従来の溶体化及び
熱処理サイクルは、これを達成するのに適切である。溶体化処理は、表５に示す
タイプの勾配熱処理である。このサイクルの間温度をゆっくり増加すると、初期
の融解を、局部的な融解温度を上昇させる固相相互拡散を許容することによって
実質的に回避することができる。この結合及び溶体化熱処理プロセスは鋳造のま
まの単結晶を均質化するのに効果的であり、また再凝固した結合領域を均質化す
るのにも効果的である。さらに、単結晶をホウ素が分散する速度を増加させ、こ
れによりホウ素が豊富な結合ラインの溶融を阻止するのにも効果的である。例え
ば、温度勾配を緩やかにすると、２２５０°Ｆで４時間処理した後に形成された
結合領域が母材ＣＭＳＸ−４の２４０８°Ｆの溶体化処理ピーク温度よりも低い
融点を持つという潜在的な問題を回避する手助けとなる。２２５０°Ｆで４時間
の処理は偏析した単結晶の均質化を促進し、またホウ素の拡散は金属合金元素の
拡散よりもより早いため、このサイクルを短縮化する可能性が存在する。
【００７６】 溶体化熱処理後、強化γ´析出物の最適な形態を生ぜしめるために析出熱処理
手順を実行するのが好ましい。ほぼ０．５μｍの立方形一次γ´析出物を生ぜし
め、立方形間の母材チャンネルに球状の二次及び三次γ´析出物を分散させるた
めに、２０８４°Ｆで４時間、そして１６５０°Ｆで２４時間の処理を行う。単
結晶母材合金を処理するために生み出されたこれらの熱処理を施すことにより、
結合領域だけでなく結合部品の未結合部分の微細構造の熱処理を最適に行う。
手順を実行するのが好ましい。ほぼ０．５μｍの立方形一次γ´析出物を生ぜし
め、立方形間の母材チャンネルに球状の二次及び三次γ´析出物を分散させるた
めに、２０８４°Ｆで４時間、そして１６５０°Ｆで２４時間の処理を行う。単
結晶母材合金を処理するために生み出されたこれらの熱処理を施すことにより、
結合領域だけでなく結合部品の未結合部分の微細構造の熱処理を最適に行う。
【００７７】 図１０及び１１は、単結晶ニッケルスーパーアロイの母材領域及び結合領域を
それぞれ示す顕微鏡写真であり、好ましい条件下で結合された試料の結合領域と
結合領域から離れた所に同じような構造が生じていることが分かる。ＣＭＳＸ−
４の単結晶を結合する好ましい条件は、１．３重量パーセントのホウ素を含むフ
ォイルを使用し、２２５０°Ｆで４時間結合処理をした後、最高２４０８°Ｆの
勾配熱処理により溶体化熱処理を行い、４乃至６時間の間ホールドし、室温まで
冷却した後、２０８４°Ｆで４時間、そして１６５０°Ｆで２４時間析出熱処理
を行う。この処理により好ましい構造が得られる。このプロセスの他の変形例を
用いて受け入れ可能な微細構造を生ぜしめることも可能である。
それぞれ示す顕微鏡写真であり、好ましい条件下で結合された試料の結合領域と
結合領域から離れた所に同じような構造が生じていることが分かる。ＣＭＳＸ−
４の単結晶を結合する好ましい条件は、１．３重量パーセントのホウ素を含むフ
ォイルを使用し、２２５０°Ｆで４時間結合処理をした後、最高２４０８°Ｆの
勾配熱処理により溶体化熱処理を行い、４乃至６時間の間ホールドし、室温まで
冷却した後、２０８４°Ｆで４時間、そして１６５０°Ｆで２４時間析出熱処理
を行う。この処理により好ましい構造が得られる。このプロセスの他の変形例を
用いて受け入れ可能な微細構造を生ぜしめることも可能である。
【００７８】
【表６】
【００７９】
【表６ａ】
【００８０】 表６及び６ａは、表４に示すフォイルを処理して均一な結合構造を得るための
方法を示す。この表はまた、処理時に生まれる重要な微細構造の特徴を示す。
方法を示す。この表はまた、処理時に生まれる重要な微細構造の特徴を示す。
【００８１】 図１２は、ＣＭＳＸ−４をホウ素含有量の低い結合用フォイルの１つにより結
合すると生じるクリーンな結合領域を示す。
合すると生じるクリーンな結合領域を示す。
【００８２】 図１３は、溶体化熱処理後の対応顕微鏡写真を示す。
【００８３】 図１４は、溶体化処理済み領域の化学的分析結果を示すグラフである。
【００８４】 図１５及び１６は、この処理により生じる最適γ´構造を示す。
【００８５】 比較のため、図１７，１８，１９及び２０は、ホウ素含有量の多いフォイルに
よる結合時に生じた構造を示す。結合後に現れる共晶粒子（図１７及び１８）は
その後の溶体化処理により除去され（図１９）ており、最適構造に近い構造を析
出熱処理により生ぜしめすことができる(図２０)ことに注意されたい。
よる結合時に生じた構造を示す。結合後に現れる共晶粒子（図１７及び１８）は
その後の溶体化処理により除去され（図１９）ており、最適構造に近い構造を析
出熱処理により生ぜしめすことができる(図２０)ことに注意されたい。
【００８６】 本発明の一実施例によると、製造された単結晶タービン部品を過渡液相結合す
ることにより、結合表面間に非常に小さい、よく制御されたギャップが得られる
時は、高品質の結合部が形成される。これらの厳密な寸法公差の表面条件は、表
面輪郭形成法により再生的に満足することができる。さらに、これらの表面輪郭
形成法により生まれる応力は、結合及び熱処理を含むその後の熱サイクル時にお
いてこれらの応力により常温の被加工物の変形層に再結晶が生じないように十分
に小さいものでなければならない。
ることにより、結合表面間に非常に小さい、よく制御されたギャップが得られる
時は、高品質の結合部が形成される。これらの厳密な寸法公差の表面条件は、表
面輪郭形成法により再生的に満足することができる。さらに、これらの表面輪郭
形成法により生まれる応力は、結合及び熱処理を含むその後の熱サイクル時にお
いてこれらの応力により常温の被加工物の変形層に再結晶が生じないように十分
に小さいものでなければならない。
【００８７】 過渡液相結合のための表面は、表面が十分に平らな場合は低応力研削により、
また電気的条件が被加工物と工具との間に約０．００２５ｃｍ（０．００１イン
チ）のスパークギャップを維持するに十分であれば電気放電加工（ＥＤＭ）によ
り、調製できる。ぴったり合わせる必要のある複雑な輪郭の部品の場合、アノー ドとして一方の結合片を、またカソードとしてもう一方の結合片を用いる共ＥＤ
Ｍ（co-EDM）又は共ＥＣＭ（co-ECM）により、かかる表面輪郭を形成できる。そ の後、例えば厚さ０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のフォイル材又はペー
スト状の等価物を用いて結合を行うことにより、結合時十分な溶融と再凝固を達
成できる。結合領域の材料とその結合材に隣接する材料は、結合サイクルの間あ
るいはその後の単結晶材料の高温溶体化処理の間、再結晶しない。
また電気的条件が被加工物と工具との間に約０．００２５ｃｍ（０．００１イン
チ）のスパークギャップを維持するに十分であれば電気放電加工（ＥＤＭ）によ
り、調製できる。ぴったり合わせる必要のある複雑な輪郭の部品の場合、アノー ドとして一方の結合片を、またカソードとしてもう一方の結合片を用いる共ＥＤ
Ｍ（co-EDM）又は共ＥＣＭ（co-ECM）により、かかる表面輪郭を形成できる。そ の後、例えば厚さ０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のフォイル材又はペー
スト状の等価物を用いて結合を行うことにより、結合時十分な溶融と再凝固を達
成できる。結合領域の材料とその結合材に隣接する材料は、結合サイクルの間あ
るいはその後の単結晶材料の高温溶体化処理の間、再結晶しない。
【００８８】 再結晶は、成形時歪んだ又は変形した領域を十分に小さい領域に維持すること
により、回避するのが好ましい。過渡液相結合プロセスは用いなければ、材料の
変形は最小限に抑えられるため、再結晶が生じないか、あるいは生じてもその深
さは結合用フォイルの厚さのオーダー、例えば約０．００２５ｃｍ（０．００１
インチ）である。結合用フォイルがある場合、冷間加工した層は過渡溶融プロセ
スにより急速に消費され、母材から単結晶が成長して再凝固プロセスが生じる。
これら条件の組み合わせの下において、結合領域における過渡溶融以前には再結
晶は起こらない。その後の溶融及び凝固により、欠陥のない単結晶が再生される
。単結晶を鋳造のままで切削加工し結合する場合、その後の溶体化熱処理を約２
４１０°Ｆもの高い温度で行うことが可能であり、その際結合領域において再結
晶は生じない。
により、回避するのが好ましい。過渡液相結合プロセスは用いなければ、材料の
変形は最小限に抑えられるため、再結晶が生じないか、あるいは生じてもその深
さは結合用フォイルの厚さのオーダー、例えば約０．００２５ｃｍ（０．００１
インチ）である。結合用フォイルがある場合、冷間加工した層は過渡溶融プロセ
スにより急速に消費され、母材から単結晶が成長して再凝固プロセスが生じる。
これら条件の組み合わせの下において、結合領域における過渡溶融以前には再結
晶は起こらない。その後の溶融及び凝固により、欠陥のない単結晶が再生される
。単結晶を鋳造のままで切削加工し結合する場合、その後の溶体化熱処理を約２
４１０°Ｆもの高い温度で行うことが可能であり、その際結合領域において再結
晶は生じない。
【００８９】 単結晶合金ＣＭＳＸ−４は、表面が低応力研削されておれば、以下のプロセス
に従って、鋳造のままの状態で結合された後熱処理される。以下のプロセスとは
、単結晶部品を鋳造し、粒度９０グリットの粒子と、１００ｐｓｉ未満の空気と
を用いた軽いサンドブラストにより鋳型を清浄にし、結合表面を０．００２５ｃ
ｍ（０．００１インチ）以内に平坦に且つ平行に低応力研削し、１．３重量パー
セントのホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイルを用い真空状態で６０分の
間１６００°Ｆから２２５０°Ｆへ勾配加熱することによって約２２５０°Ｆで
結合を行い、表２に示すサイクル（最高温度２４０８°Ｆで４時間、サイクル時
間が約１６乃至２４時間）を用いて真空中で結合物体を溶体化処理し、析出処理
（例えば、２０８４°Ｆで４時間、１６５２°Ｆで２４時間の２つのステップで
析出処理）することである。
に従って、鋳造のままの状態で結合された後熱処理される。以下のプロセスとは
、単結晶部品を鋳造し、粒度９０グリットの粒子と、１００ｐｓｉ未満の空気と
を用いた軽いサンドブラストにより鋳型を清浄にし、結合表面を０．００２５ｃ
ｍ（０．００１インチ）以内に平坦に且つ平行に低応力研削し、１．３重量パー
セントのホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイルを用い真空状態で６０分の
間１６００°Ｆから２２５０°Ｆへ勾配加熱することによって約２２５０°Ｆで
結合を行い、表２に示すサイクル（最高温度２４０８°Ｆで４時間、サイクル時
間が約１６乃至２４時間）を用いて真空中で結合物体を溶体化処理し、析出処理
（例えば、２０８４°Ｆで４時間、１６５２°Ｆで２４時間の２つのステップで
析出処理）することである。
【００９０】 低応力研削を行うと、非常に高い寸法公差で仕上げを行うことのできる平坦で
平行な表面が１０００分の１インチ以下のオーダーで得られるだけでなく、ニッ
ケル系スーパーアロイに比較的歪みのない表面領域が生じる。かかる研削表面に
は十分な塑性仕事が貯蔵されていないため、表面に近い領域に再結晶が生じるこ
とはない。これらの表面を熱処理する時、表面に再結晶は生じない。特に、結合
結材が切削加工表面上に溶融すると、再結晶が阻止される。固相γ´の溶解、局
部的な表面溶融及び再結晶の競合するプロセスでは、この局部的表面溶融は最も
迅速な速度を有するプロセスである。
平行な表面が１０００分の１インチ以下のオーダーで得られるだけでなく、ニッ
ケル系スーパーアロイに比較的歪みのない表面領域が生じる。かかる研削表面に
は十分な塑性仕事が貯蔵されていないため、表面に近い領域に再結晶が生じるこ
とはない。これらの表面を熱処理する時、表面に再結晶は生じない。特に、結合
結材が切削加工表面上に溶融すると、再結晶が阻止される。固相γ´の溶解、局
部的な表面溶融及び再結晶の競合するプロセスでは、この局部的表面溶融は最も
迅速な速度を有するプロセスである。
【００９１】 図２１は、結合及び熱処理前に低応力研削により調製された２つのＣＭＳＸ−
４単結晶の結合部の横断面を示す顕微鏡写真である。表面研削されている試料の
別の未結合表面上では、再結晶は抑制されなかった。
４単結晶の結合部の横断面を示す顕微鏡写真である。表面研削されている試料の
別の未結合表面上では、再結晶は抑制されなかった。
【００９２】 別法として、結合表面が約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のギャップ
を生じる電気的条件を用いて共電気放電加工により調製されている場合、単結晶
合金ＣＭＳＸ−４は、鋳造のままの状態で結合された後、熱処理される。以下の
プロセスが使用される。即ち、単結晶部品を鋳造し、粒度９０グリットの粒子と
、１００ｐｓｉ未満の空気とを用いた軽いサンドブラストにより鋳型を清浄にし
、０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のスパークギャップを生じるに十分な
電圧及び電流を用いて結合表面を共ＥＤＭし、１．３重量パーセントのホウ素を
含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイルを用い真空状態で６０分の間１６００°Ｆか
ら２２５０°Ｆへ加熱することによって約２２５０°Ｆで結合を行い、表２に示
すサイクル（最高温度２４０８°Ｆで４時間、サイクル時間が約１６乃至２４時
間）を用いて真空中で結合物体を溶体化処理し、析出処理（例えば、２０８４°
Ｆで４時間、１６５２°Ｆで２４時間の２つのステップで析出処理）する。
を生じる電気的条件を用いて共電気放電加工により調製されている場合、単結晶
合金ＣＭＳＸ−４は、鋳造のままの状態で結合された後、熱処理される。以下の
プロセスが使用される。即ち、単結晶部品を鋳造し、粒度９０グリットの粒子と
、１００ｐｓｉ未満の空気とを用いた軽いサンドブラストにより鋳型を清浄にし
、０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のスパークギャップを生じるに十分な
電圧及び電流を用いて結合表面を共ＥＤＭし、１．３重量パーセントのホウ素を
含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイルを用い真空状態で６０分の間１６００°Ｆか
ら２２５０°Ｆへ加熱することによって約２２５０°Ｆで結合を行い、表２に示
すサイクル（最高温度２４０８°Ｆで４時間、サイクル時間が約１６乃至２４時
間）を用いて真空中で結合物体を溶体化処理し、析出処理（例えば、２０８４°
Ｆで４時間、１６５２°Ｆで２４時間の２つのステップで析出処理）する。
【００９３】 図２２は、共ＥＤＭを施した後の試料の表面を含む横断面図である。この図に
おいて、ＥＤＭにより形成された薄い再鋳造層は試料の表面にある非常に軽い膜
のようとして思える。
おいて、ＥＤＭにより形成された薄い再鋳造層は試料の表面にある非常に軽い膜
のようとして思える。
【００９４】 図２３は、結合及び熱処理後のＣＭＳＸ−４の横断面図であり、このプロセス
により単結晶の凝固が生じ、結合領域の化学的性質が再凝固されたままの構造を
保持していることを示している。
により単結晶の凝固が生じ、結合領域の化学的性質が再凝固されたままの構造を
保持していることを示している。
【００９５】 本発明のプロセスは、結合表面近くにおいて材料の再結晶を阻止するに十分な
程歪みを発生させない。この特性は、ＣＭＳＸ−４のような単結晶材料に受け入
れ可能な過渡液相結合を形成するのに必要である。これらの加工プロセスに加え
て、機械的研削による６００グリットの仕上げと、例えばダイアモンド研磨材を
用いる０．２５μｍの研磨のような低応力プロセスを用いて、結合に適した歪み
が適当に低い表面を生ぜしめることができる。
程歪みを発生させない。この特性は、ＣＭＳＸ−４のような単結晶材料に受け入
れ可能な過渡液相結合を形成するのに必要である。これらの加工プロセスに加え
て、機械的研削による６００グリットの仕上げと、例えばダイアモンド研磨材を
用いる０．２５μｍの研磨のような低応力プロセスを用いて、結合に適した歪み
が適当に低い表面を生ぜしめることができる。
【００９６】 陸用タービン部品はサイズが大型であるため、設計仕様からのずれが非常に小
さい場合でも部品の所望の輪郭からの絶対偏差が大きくなる場合がある。これら
のずれは、単片鋳物でも問題であるが、結合部品では部品間の相対的な適合度に
影響が及ぶため重大な問題になる。実際、２つの部品間の相対的なゆがみが非常
に小さな場合でも非常に大きなギャップが生じ、結合プロセスによって閉じよう
としても不完全又はうまく行かない場合がある。受け入れ可能な品質の結合部品
を製造するためには、かかるギャップを制限するように鋳造プロセスを制御する
か、あるいは部品間のギャップを調整するように鋳造後の処理を修正することが
望ましい。提案されるプロセス手順によると、かかるギャップを制御できる簡単
な一連の手順及び有効な結合手順が提供される。
さい場合でも部品の所望の輪郭からの絶対偏差が大きくなる場合がある。これら
のずれは、単片鋳物でも問題であるが、結合部品では部品間の相対的な適合度に
影響が及ぶため重大な問題になる。実際、２つの部品間の相対的なゆがみが非常
に小さな場合でも非常に大きなギャップが生じ、結合プロセスによって閉じよう
としても不完全又はうまく行かない場合がある。受け入れ可能な品質の結合部品
を製造するためには、かかるギャップを制限するように鋳造プロセスを制御する
か、あるいは部品間のギャップを調整するように鋳造後の処理を修正することが
望ましい。提案されるプロセス手順によると、かかるギャップを制御できる簡単
な一連の手順及び有効な結合手順が提供される。
【００９７】 本発明の順序に従ってプロセスを実施すると、有害な再結晶を発生を回避でき
る。再結晶は、金属加工プロセスとその後の熱処理サイクルの組み合わせにより
、局部的に新しい粒子を形成させるに十分な常温仕事が貯蔵され、熱エネルギー
が発生する場合に生ずることがある。タービン部品に用いるニッケル系単結晶に
おいて、かかる加工プロセスには、曲げ加工、押し込み加工、金属加工工具によ
るチッピング及びグリットまたはショットブラスティングによる過激な清浄が含
まれる。これらのプロセスにより生じる損傷は、それらの後にかかる単結晶に必
要とされる約２４００°Ｆでの溶体化処理を行う場合、再結晶を生ぜしめる原因
となることがある。本発明の好ましい実施例によると、最初の鋳物から製造部品
を製造するプロセスは、清浄、結合及び熱処理サイクルを順番に行うことを必要
とする。結合部品については、結合前に部品から鋳造用殻の残留物の実質的に全
て取り除くことが望ましい。さらに、結合は溶体化処理の前に行うのが好ましい
。従って、部品処理の各ステップを再結晶の可能性を回避するように制御し正し
い順序で行うことが肝要である。本発明による処理ルーチンを用いると、処理に
より部品に生じるひずみの量が制限され、結合領域だけでなく結合領域から離れ
た単結晶内部に最適な特性を与える熱処理サイクルが可能になる。
る。再結晶は、金属加工プロセスとその後の熱処理サイクルの組み合わせにより
、局部的に新しい粒子を形成させるに十分な常温仕事が貯蔵され、熱エネルギー
が発生する場合に生ずることがある。タービン部品に用いるニッケル系単結晶に
おいて、かかる加工プロセスには、曲げ加工、押し込み加工、金属加工工具によ
るチッピング及びグリットまたはショットブラスティングによる過激な清浄が含
まれる。これらのプロセスにより生じる損傷は、それらの後にかかる単結晶に必
要とされる約２４００°Ｆでの溶体化処理を行う場合、再結晶を生ぜしめる原因
となることがある。本発明の好ましい実施例によると、最初の鋳物から製造部品
を製造するプロセスは、清浄、結合及び熱処理サイクルを順番に行うことを必要
とする。結合部品については、結合前に部品から鋳造用殻の残留物の実質的に全
て取り除くことが望ましい。さらに、結合は溶体化処理の前に行うのが好ましい
。従って、部品処理の各ステップを再結晶の可能性を回避するように制御し正し
い順序で行うことが肝要である。本発明による処理ルーチンを用いると、処理に
より部品に生じるひずみの量が制限され、結合領域だけでなく結合領域から離れ
た単結晶内部に最適な特性を与える熱処理サイクルが可能になる。
【００９８】 低応力で注意深く清浄プロセスを実施し、高温成形を制御された態様で行い、
且つ適合した部品を共ＥＤＭすることにより、この方法は、多数の鋳造部品から
単結晶のタービン翼を製造する簡単で低コストの手順を提供する。
且つ適合した部品を共ＥＤＭすることにより、この方法は、多数の鋳造部品から
単結晶のタービン翼を製造する簡単で低コストの手順を提供する。
【００９９】 単結晶ガスタービン翼は、以下の手順で、別々に鋳造した部品より製造するこ
とができる。即ち、結合前に部品を機械的に清浄にし、高温溶体化熱処理を施す
前に部品を結合し、清浄時表面の局部的なひずみにより発生する熱処理中の再結
晶の発生を回避し、結合表面にわたって結合部品の良好な適合（例えば、０．０
０２５ｃｍ（０．００１インチ））を実現し、翼の全長にわたって良好な部品の
輪郭を与える。処理された部品の過渡液相結合を含む一体化された手順により、
これらの目的を達成できる。
とができる。即ち、結合前に部品を機械的に清浄にし、高温溶体化熱処理を施す
前に部品を結合し、清浄時表面の局部的なひずみにより発生する熱処理中の再結
晶の発生を回避し、結合表面にわたって結合部品の良好な適合（例えば、０．０
０２５ｃｍ（０．００１インチ））を実現し、翼の全長にわたって良好な部品の
輪郭を与える。処理された部品の過渡液相結合を含む一体化された手順により、
これらの目的を達成できる。
【０１００】 鋳造部品を清浄にし、次の熱処理時に再結晶を生ぜしめるひずみを発生させる
ことなく鋳造部品を所望の形状に正確に合致させることが好ましい。単結晶鋳造
部品の鋳型の清浄は再結晶を回避するため溶体化熱処理後に便宜行うが、これら
の部品は結合前に十分に清浄にする。溶体化熱処理前に結合すると最もよい特性
が得られるため、この清浄ステップは溶体化熱処理の前に行う必要がある。再結
晶を発生させる危険性があるため、機械的な磨耗により清浄時に生じるひずみを
最小限に抑える必要がある。この必要性により、低応力清浄が絶対必要であるが
、結合サイクルの導入により溶体化処理時再結晶が発生する傾向が少なくなる。
ことなく鋳造部品を所望の形状に正確に合致させることが好ましい。単結晶鋳造
部品の鋳型の清浄は再結晶を回避するため溶体化熱処理後に便宜行うが、これら
の部品は結合前に十分に清浄にする。溶体化熱処理前に結合すると最もよい特性
が得られるため、この清浄ステップは溶体化熱処理の前に行う必要がある。再結
晶を発生させる危険性があるため、機械的な磨耗により清浄時に生じるひずみを
最小限に抑える必要がある。この必要性により、低応力清浄が絶対必要であるが
、結合サイクルの導入により溶体化処理時再結晶が発生する傾向が少なくなる。
【０１０１】 ＣＭＳＸ−４では、研磨粒子が６０グリットよりも良い値に制限され、（駆動
）ガス圧が９０ｐｓｉに制限される研磨材による清浄により、単結晶を表５のサ
イクルを用いて後で溶体化熱処理すると再結晶を回避することが示されている。
）ガス圧が９０ｐｓｉに制限される研磨材による清浄により、単結晶を表５のサ
イクルを用いて後で溶体化熱処理すると再結晶を回避することが示されている。
【０１０２】 部品の将来の内側表面の清浄が必要であり、また外側表面については結合表面
にわたってぴったりと閉じたギャップを維持するための機械的取付け具に接触す
る全ての領域について清浄作業を行う必要がある。
にわたってぴったりと閉じたギャップを維持するための機械的取付け具に接触す
る全ての領域について清浄作業を行う必要がある。
【０１０３】 長い鋳物について部品の良好な輪郭を維持する問題は、鋳造精度を向上させる
かあるいは鋳造部品を機械的に処理することにより解決することができる。鋳造
及び熱によるひずみを補償するため部品の鋳型を連続して適合させると、部品及
び鋳型の規則的な且つマクロなひずみを受けやすい寸法公差内の輪郭をもつ部品
の製造手段が与えられる。しかしながら、部品と鋳型を変えても、作業と作業の
間のばらつき及び所望の輪郭からの規則的でないずれは補償されない。小さなず
れは、大型の陸用タービン部品の長さ方向にわたり必要な輪郭からのかなりの絶
対的片寄りを生ぜしめることがあるため、これらの非規則的あるいは作業と作業
の間のばらつきは他の手段によって吸収させる必要がある。多結晶合金は室温で
機械的にまっすぐにできるが、単結晶を従来のやり方で処理すると再結晶の危険
性があるため、かかる機械的なひずみを回避することができる。しかしながら、
温度及びひずみ速度を事実上制御すると、ニッケル系スーパーアロイの単結晶を
約４０％のひずみを生じるように折り曲げても再結晶は生じない。このプロセス
は、部品の直線化、例えば約２乃至３％の適当な形状変化に利用することができ
る一方、その後の溶体化熱処理時に有害な再結晶の発生を阻止する。
かあるいは鋳造部品を機械的に処理することにより解決することができる。鋳造
及び熱によるひずみを補償するため部品の鋳型を連続して適合させると、部品及
び鋳型の規則的な且つマクロなひずみを受けやすい寸法公差内の輪郭をもつ部品
の製造手段が与えられる。しかしながら、部品と鋳型を変えても、作業と作業の
間のばらつき及び所望の輪郭からの規則的でないずれは補償されない。小さなず
れは、大型の陸用タービン部品の長さ方向にわたり必要な輪郭からのかなりの絶
対的片寄りを生ぜしめることがあるため、これらの非規則的あるいは作業と作業
の間のばらつきは他の手段によって吸収させる必要がある。多結晶合金は室温で
機械的にまっすぐにできるが、単結晶を従来のやり方で処理すると再結晶の危険
性があるため、かかる機械的なひずみを回避することができる。しかしながら、
温度及びひずみ速度を事実上制御すると、ニッケル系スーパーアロイの単結晶を
約４０％のひずみを生じるように折り曲げても再結晶は生じない。このプロセス
は、部品の直線化、例えば約２乃至３％の適当な形状変化に利用することができ
る一方、その後の溶体化熱処理時に有害な再結晶の発生を阻止する。
【０１０４】 本発明によると、部品をオーバーサイズで鋳造し、結合表面から余分な材料を
協調した態様で切削することにより、結合する部品間に最小且つ一定のギャップ
を発生させるという問題を解決できる。次いで、結合表面を約０．００２５ｃｍ
（０．００１インチ）以内に整列させて、良好な過渡液相結合が確実に得られる
ようにする。共放電加工は、結合する部品の表面を仕上げることができるだけで
なく、十分に滑らかな仕上げを可能にする。さらに、再鋳造層を制御する場合、
結合後の単結晶の再結晶を回避できる。共ＥＤＭ加工では、両方の加工片から材
料が除去されるが、これは各加工片を交番的にカソード及びアノードとして用い
るからである。部品をオーバーサイズで鋳造することにより、材料を除去する際
の寸法交差を大きくすることができる。材料を除去する際電流を制御すると、部
品間のギャップ（及びこのギャップの精度）を制御できるだけでなく、再鋳造層
の深さも制御できる。再鋳造層の深さは、後の熱処理時に表面及び表面下の割れ
及び再結晶の発生を回避するよう最小限に抑える必要がある。加工片間に約０．
００２５ｃｍ（０．００１インチ）のギャップを与えるレベルにＥＤＭ電流を維
持すると、再鋳造層が後の過渡液相結合時に消耗するように十分に小さい値に制
限される。
協調した態様で切削することにより、結合する部品間に最小且つ一定のギャップ
を発生させるという問題を解決できる。次いで、結合表面を約０．００２５ｃｍ
（０．００１インチ）以内に整列させて、良好な過渡液相結合が確実に得られる
ようにする。共放電加工は、結合する部品の表面を仕上げることができるだけで
なく、十分に滑らかな仕上げを可能にする。さらに、再鋳造層を制御する場合、
結合後の単結晶の再結晶を回避できる。共ＥＤＭ加工では、両方の加工片から材
料が除去されるが、これは各加工片を交番的にカソード及びアノードとして用い
るからである。部品をオーバーサイズで鋳造することにより、材料を除去する際
の寸法交差を大きくすることができる。材料を除去する際電流を制御すると、部
品間のギャップ（及びこのギャップの精度）を制御できるだけでなく、再鋳造層
の深さも制御できる。再鋳造層の深さは、後の熱処理時に表面及び表面下の割れ
及び再結晶の発生を回避するよう最小限に抑える必要がある。加工片間に約０．
００２５ｃｍ（０．００１インチ）のギャップを与えるレベルにＥＤＭ電流を維
持すると、再鋳造層が後の過渡液相結合時に消耗するように十分に小さい値に制
限される。
【０１０５】 図２４は、翼形１０のカンバー線に沿って分離した２つの部分３２、３４より
成るタービン翼の翼形３０の横断面図である。これらの部分３２及び３４の界面
となる表面には余分な材料３６及び３８が存在する。図２４は、余分の材料の適
当な幾何学的関係及びＥＤＭ加工時における電極の運動にこれが如何に関係する
かを示す。余分の材料３６及び３８は、図２４に示すように、共ＥＤＭプロセス
において電極の運動により除去されるとは逆の方向において結合表面にわたり提
供する必要がある。この運動は結合部の全体平面に垂直であるが、結合部の局部
平面には垂直ではない。これは、内部に冷却チャンネルを備えたガスタービン翼
のようなリブ付き部品には特に重要である。
成るタービン翼の翼形３０の横断面図である。これらの部分３２及び３４の界面
となる表面には余分な材料３６及び３８が存在する。図２４は、余分の材料の適
当な幾何学的関係及びＥＤＭ加工時における電極の運動にこれが如何に関係する
かを示す。余分の材料３６及び３８は、図２４に示すように、共ＥＤＭプロセス
において電極の運動により除去されるとは逆の方向において結合表面にわたり提
供する必要がある。この運動は結合部の全体平面に垂直であるが、結合部の局部
平面には垂直ではない。これは、内部に冷却チャンネルを備えたガスタービン翼
のようなリブ付き部品には特に重要である。
【０１０６】 結合表面にわたって鋳物に約０．０３０インチの余分の材料が存在するように
し、０．００１インチのギャップになるように共ＥＤＭ加工すると、過渡液相結
合に必要な優れた部品の適合が得られる。
し、０．００１インチのギャップになるように共ＥＤＭ加工すると、過渡液相結
合に必要な優れた部品の適合が得られる。
【０１０７】 結合時に部品の適合関係を維持するためには、部品が炉内で加熱される際結合
表面にわたって応力を維持するように固定することが必要である。この固定用の
取付け具は、結合時の高温に耐えなければならない。熱膨張率の差により部品に
ギャップを閉じる圧縮性応力を発生させるためのセラミック又はニッケル合金点
荷重要素を備えたモリブデンの取付け具を用いることができる。
表面にわたって応力を維持するように固定することが必要である。この固定用の
取付け具は、結合時の高温に耐えなければならない。熱膨張率の差により部品に
ギャップを閉じる圧縮性応力を発生させるためのセラミック又はニッケル合金点
荷重要素を備えたモリブデンの取付け具を用いることができる。
【０１０８】 部品を取付け具に装着する前に、結合表面にフォイル又はペースト状の結合媒
体を適用することができる。取付け具を用いると、部品を炉内に挿入する前にギ
ャップを確実に閉じることができるだけでなく、部品を加熱する際ギャップを閉
じたままの状態に維持することが可能となる。結合熱及び圧力サイクルは、所望
であれば、結合用ペーストに含まれる結合材のガスを放出できるように制御する
ことができる。その後、単結晶材料につき指定されたサイクルを用いて部品を結
合することができる。
体を適用することができる。取付け具を用いると、部品を炉内に挿入する前にギ
ャップを確実に閉じることができるだけでなく、部品を加熱する際ギャップを閉
じたままの状態に維持することが可能となる。結合熱及び圧力サイクルは、所望
であれば、結合用ペーストに含まれる結合材のガスを放出できるように制御する
ことができる。その後、単結晶材料につき指定されたサイクルを用いて部品を結
合することができる。
【０１０９】 部品に最適の総合特性を与える好ましいプロセス／手順は、以下の通りである
。適合プロセス時に除去するに十分な加工部分を提供するべく、結合表面に垂直
に０．０３０インチの余分の材料が存在するように翼の単結晶部品をオーバーサ
イズで鋳造（成長）し、振動を伝達させて（例えば、シード、ランプ又はライザ
ーのような鋳物の廃棄可能部分を手で把持したハンマーでたたく）セラミックの
鋳型を清浄にし、低圧のサンドブラスティング（例えば、９０ｐｓｉ未満の空気
圧と１２０グリット未満の砂の粒子）により接着剤のセラミックが除去されるよ
うに清浄にし、結合表面にわたって良好な適合を実現するために部品を共電気放
電加工し、ＥＤＭ表面から炭素質の残留物（即ち、単結晶表面のＥＤＭ加工時に
形成されることのある炭素薄膜）を除去するためにアルコール（メチル又はエチ
ル）、アセトン又は水石鹸系の洗浄液を用いて結合表面を清浄にし、表面の炭素
層を破壊して破片が清浄用流体中に浮遊するのを助けるために清浄時表面を固い
ブラシで軽くブラシがけし、部品間のギャップ内に結合用媒体を適用し、即ちフ
ィルム又はフォイルをその形状に切断するかあるいはペーストを付着させて過渡
液相結合媒体の約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）の結合用充填物を提供
し、結合平面に直角に整列し部品全体にわたりギャップを最大限閉じるような位
置にあるピンを用いて部品の外表面の一部に直角に荷重をかけるべく結合表面に
わたって制御された荷重を与える固定用取付け具に部品を固定し、単結晶合金に
対して指示された温度サイクル（ＣＭＳＸ−４では、２２５０°Ｆで４時間）を
用いて高い真空度（１０-5τ）で結合を行い、室温まで冷却した後取付け具を取
り外し、合金に適宜用いる処理法を使用して溶体化熱処理を行い、オプションと
して外面を清浄にし（これは析出熱処理後に行うことができる）、特性を最適化
するために析出熱処理を行い（ＣＭＳＸ−４の場合、２０８４°Ｆで４時間、１
６５２°Ｆで２４時間の２つのステップより成る析出熱処理プロセス）、タービ
ン翼を定型になるよう機械的に調製し研磨するステップより成る。
。適合プロセス時に除去するに十分な加工部分を提供するべく、結合表面に垂直
に０．０３０インチの余分の材料が存在するように翼の単結晶部品をオーバーサ
イズで鋳造（成長）し、振動を伝達させて（例えば、シード、ランプ又はライザ
ーのような鋳物の廃棄可能部分を手で把持したハンマーでたたく）セラミックの
鋳型を清浄にし、低圧のサンドブラスティング（例えば、９０ｐｓｉ未満の空気
圧と１２０グリット未満の砂の粒子）により接着剤のセラミックが除去されるよ
うに清浄にし、結合表面にわたって良好な適合を実現するために部品を共電気放
電加工し、ＥＤＭ表面から炭素質の残留物（即ち、単結晶表面のＥＤＭ加工時に
形成されることのある炭素薄膜）を除去するためにアルコール（メチル又はエチ
ル）、アセトン又は水石鹸系の洗浄液を用いて結合表面を清浄にし、表面の炭素
層を破壊して破片が清浄用流体中に浮遊するのを助けるために清浄時表面を固い
ブラシで軽くブラシがけし、部品間のギャップ内に結合用媒体を適用し、即ちフ
ィルム又はフォイルをその形状に切断するかあるいはペーストを付着させて過渡
液相結合媒体の約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）の結合用充填物を提供
し、結合平面に直角に整列し部品全体にわたりギャップを最大限閉じるような位
置にあるピンを用いて部品の外表面の一部に直角に荷重をかけるべく結合表面に
わたって制御された荷重を与える固定用取付け具に部品を固定し、単結晶合金に
対して指示された温度サイクル（ＣＭＳＸ−４では、２２５０°Ｆで４時間）を
用いて高い真空度（１０-5τ）で結合を行い、室温まで冷却した後取付け具を取
り外し、合金に適宜用いる処理法を使用して溶体化熱処理を行い、オプションと
して外面を清浄にし（これは析出熱処理後に行うことができる）、特性を最適化
するために析出熱処理を行い（ＣＭＳＸ−４の場合、２０８４°Ｆで４時間、１
６５２°Ｆで２４時間の２つのステップより成る析出熱処理プロセス）、タービ
ン翼を定型になるよう機械的に調製し研磨するステップより成る。
【０１１０】 さらに別のステップとして、結合する部品を再結晶を生ぜしめないプロセスを
用いて曲げることによりまっすぐにできるが、これはオプションである。このプ
ロセスには、再結晶を生ぜしめるに十分なひずみを誘発させることなく部品を変
形させる高温低ひずみ率変形（超塑性変形と同じ）が含まれる。
用いて曲げることによりまっすぐにできるが、これはオプションである。このプ
ロセスには、再結晶を生ぜしめるに十分なひずみを誘発させることなく部品を変
形させる高温低ひずみ率変形（超塑性変形と同じ）が含まれる。
【０１１１】 このようにして、単結晶部品を結合してタービン翼を完成させるための一体化
処理手順が提供される。この手順による処理ステップにより、ガスタービンエン
ジンの部品にとって望ましい極めて高い温度で機能する高品質の単結晶部品を製
造するに必要な熱処理ステップと材料品質が提供される。それは、最適な部品の
輪郭だけでなく最適な結合ギャップの適合及び処理を実現するための全ての部品
処理プロセスを提供する。
処理手順が提供される。この手順による処理ステップにより、ガスタービンエン
ジンの部品にとって望ましい極めて高い温度で機能する高品質の単結晶部品を製
造するに必要な熱処理ステップと材料品質が提供される。それは、最適な部品の
輪郭だけでなく最適な結合ギャップの適合及び処理を実現するための全ての部品
処理プロセスを提供する。
【０１１２】 要約すると、この方法は、好ましくは、軽ブラスティングによりセラミックの
鋳型から取り出した鋳造のままの部品を用い、結合する部品をぴったり合うよう
に電気放電加工し、実質的に鋳造のままの状態で部品を結合し、溶体化熱処理を
施した後、部品を析出熱処理する。予め結合した部品を高温において制御した態
様で成形することにより輪郭及び部品の適合を改善するようなこの手順の変更が
可能である。
鋳型から取り出した鋳造のままの部品を用い、結合する部品をぴったり合うよう
に電気放電加工し、実質的に鋳造のままの状態で部品を結合し、溶体化熱処理を
施した後、部品を析出熱処理する。予め結合した部品を高温において制御した態
様で成形することにより輪郭及び部品の適合を改善するようなこの手順の変更が
可能である。
【０１１３】
【実施例】 結合用フォイルの化学的性質及び熱処理の微細構造及び機械的性質に対する影
響を実験的に評価した。最初に、いくつかの結合用フォイルの化学的性質及び熱
プロセスを利用して、金属組織学的評価のための試料を作成した。結合ラインに
わたってまた母材金属全体について最も均質な化学的性質及び微細構造を生ぜし
めたプロセスを、引張性及びクリープ特性のテストによりさらに評価するため選
択した。
響を実験的に評価した。最初に、いくつかの結合用フォイルの化学的性質及び熱
プロセスを利用して、金属組織学的評価のための試料を作成した。結合ラインに
わたってまた母材金属全体について最も均質な化学的性質及び微細構造を生ぜし
めたプロセスを、引張性及びクリープ特性のテストによりさらに評価するため選
択した。
【０１１４】 ＣＭＳＸ−４母材を、約９．５×７６．２×１５２．４ｍｍ（０．３７５×３
×６インチ）の単結晶スラブとして鋳造のままの状態で用意した。結合用媒体と
して、厚さ５０μｍ（０．００２インチ）の市販の結合用フォイルを用意した。
結合用フォイルのホウ素レベルは実際、Ｂレンジであったが、これは２つのフォ
イルがホウ素レベルがわずかに異なるいくつかの形態で提供されていたからであ
る。即ち、ホウ素レベルが１．３％、１．７％及び２．５％のＮｉ−Ｆｌｅｘ１
１０と、ホウ素レベルが１．５％、１．７％、１．９％のＮｉ−Ｆｌｅｘ１２０
を用意した。さらに、これらのフォイルは拡散プロセスにより製造されているた
め、ホウ素濃度はフォイルの深さにわたって均一でなかったことに注意されたい
。表に示すホウ素レベルは、ホウ素の深さにわたる平均濃度である。
×６インチ）の単結晶スラブとして鋳造のままの状態で用意した。結合用媒体と
して、厚さ５０μｍ（０．００２インチ）の市販の結合用フォイルを用意した。
結合用フォイルのホウ素レベルは実際、Ｂレンジであったが、これは２つのフォ
イルがホウ素レベルがわずかに異なるいくつかの形態で提供されていたからであ
る。即ち、ホウ素レベルが１．３％、１．７％及び２．５％のＮｉ−Ｆｌｅｘ１
１０と、ホウ素レベルが１．５％、１．７％、１．９％のＮｉ−Ｆｌｅｘ１２０
を用意した。さらに、これらのフォイルは拡散プロセスにより製造されているた
め、ホウ素濃度はフォイルの深さにわたって均一でなかったことに注意されたい
。表に示すホウ素レベルは、ホウ素の深さにわたる平均濃度である。
【０１１５】 このプログラムの金属組織学的及び機械的テストのための試料は同じように調
製したが、唯一の違いは機械的テスト用試料として大きな試料を用いたこと、ま
たプログラムの初期に開発した改良型表面調製方法が機械的テスト用試料を結合
するために利用可能であったことである。金属組織学的テスト用試料の結合表面
は、低応力研削、１２０グリット、３２０グリット又は６００グリットの研磨、
若しくは電解研磨により仕上げを行ったが、機械的テスト用試料の結合表面は低
応力研削だけで仕上げを行った。
製したが、唯一の違いは機械的テスト用試料として大きな試料を用いたこと、ま
たプログラムの初期に開発した改良型表面調製方法が機械的テスト用試料を結合
するために利用可能であったことである。金属組織学的テスト用試料の結合表面
は、低応力研削、１２０グリット、３２０グリット又は６００グリットの研磨、
若しくは電解研磨により仕上げを行ったが、機械的テスト用試料の結合表面は低
応力研削だけで仕上げを行った。
【０１１６】 試料のミスオリエンテーションに関する問題を回避するため、結合する試料を
全て、個々の単結晶を切断して再び接合することにより調製した。即ち、元の単
結晶スラブをその結晶成長方向に対して垂直に切断し、そのようにして形成した
表面の仕上げを行った後再び結合した。試料の最初の切断は全て、炭化珪素の金
属研磨ホイールを用いて実施したが、このホイールはスラブの幅方向により小さ
い金属組織学的テスト用試料を切り出すためにも使用した。金属組織学的評価の
ための結合試料は約１３×１３×１３ｍｍ（０．５×０．５×０．５インチ）の
平行六面体であり、一方機械的テスト用試料を作成するための試料は９．５×７
６．２×３８ｍｍ（０．３７５×３×１．５インチ）、即ちスラブの高さが全幅
の１／４であった。
全て、個々の単結晶を切断して再び接合することにより調製した。即ち、元の単
結晶スラブをその結晶成長方向に対して垂直に切断し、そのようにして形成した
表面の仕上げを行った後再び結合した。試料の最初の切断は全て、炭化珪素の金
属研磨ホイールを用いて実施したが、このホイールはスラブの幅方向により小さ
い金属組織学的テスト用試料を切り出すためにも使用した。金属組織学的評価の
ための結合試料は約１３×１３×１３ｍｍ（０．５×０．５×０．５インチ）の
平行六面体であり、一方機械的テスト用試料を作成するための試料は９．５×７
６．２×３８ｍｍ（０．３７５×３×１．５インチ）、即ちスラブの高さが全幅
の１／４であった。
【０１１７】 結合は高真空度の炉内で行い、その間試料をモリブデンの取付け具により定位
置に保持させた。結合前にフォイル及び単結晶の脱脂を完全に行った。結合用フ
ォイルを結合部の横断面に正確に適合するように切断し、試料を取付け具に組み
込む際２つの結合表面間の定位置に配置した。この取付け具は単結晶の整列関係
を維持するだけでなく、炉内加熱時、結合温度で結合線にわたって０．１乃至１
．０ＭＰａ（１５−１５０ｐｓｉ）のオーダーの制御された荷重を発生させた。
置に保持させた。結合前にフォイル及び単結晶の脱脂を完全に行った。結合用フ
ォイルを結合部の横断面に正確に適合するように切断し、試料を取付け具に組み
込む際２つの結合表面間の定位置に配置した。この取付け具は単結晶の整列関係
を維持するだけでなく、炉内加熱時、結合温度で結合線にわたって０．１乃至１
．０ＭＰａ（１５−１５０ｐｓｉ）のオーダーの制御された荷重を発生させた。
【０１１８】 ＣＭＳＸ−４のスラブを、鋳造のままの状態であるいは溶体化処理した状態で
結合した。この合金にとっては普通の溶体化処理を不活性ガス雰囲気中で実施し
たが、これは１５９３Ｋ（１３２０°Ｃ、２４０８°Ｆ）で最大６時間保持する
勾配サイクルであった。溶体化処理後の冷却速度は平均でほぼ４３３Ｋ／分（１
６０°Ｃ／分、３００°Ｆ／分）であった。単結晶を結合する２つの異なる結合
サイクルをテストした。サイクルＡは１５４３Ｋ（１２７０°Ｃ、２３１８°Ｆ
）で４時間、サイクルＢは１５０５Ｋ（１２３２°Ｃ、２２５０°Ｆ）で４時間
であった。両方の結合サイクルを、１．３×１０-2Ｐａ（１×１０-5トル）より
も良い真空状態で実施した。
結合した。この合金にとっては普通の溶体化処理を不活性ガス雰囲気中で実施し
たが、これは１５９３Ｋ（１３２０°Ｃ、２４０８°Ｆ）で最大６時間保持する
勾配サイクルであった。溶体化処理後の冷却速度は平均でほぼ４３３Ｋ／分（１
６０°Ｃ／分、３００°Ｆ／分）であった。単結晶を結合する２つの異なる結合
サイクルをテストした。サイクルＡは１５４３Ｋ（１２７０°Ｃ、２３１８°Ｆ
）で４時間、サイクルＢは１５０５Ｋ（１２３２°Ｃ、２２５０°Ｆ）で４時間
であった。両方の結合サイクルを、１．３×１０-2Ｐａ（１×１０-5トル）より
も良い真空状態で実施した。
【０１１９】 結合後、試料を溶体化処理して析出時効させるか、ただ析出時効させた。結合
後の溶体化処理は結合前の溶体化処理と同一であった。析出時効は、この合金に
とって望ましい２つのステップより成る標準の熱処理であった。さらに詳しく説
明すると、４時間かけて１４１３Ｋ（１１４０°Ｃ、２０８４°Ｆ）へゆっくり
と温度を上昇させた後、２０−２４時間かけて冷却用空気で１１２３Ｋ（８５０
°Ｃ、１５６２°Ｆ）へ空冷した。評価したフォイルの化学的性質及び熱処理条
件の組み合わせを表７に要約して示す。
後の溶体化処理は結合前の溶体化処理と同一であった。析出時効は、この合金に
とって望ましい２つのステップより成る標準の熱処理であった。さらに詳しく説
明すると、４時間かけて１４１３Ｋ（１１４０°Ｃ、２０８４°Ｆ）へゆっくり
と温度を上昇させた後、２０−２４時間かけて冷却用空気で１１２３Ｋ（８５０
°Ｃ、１５６２°Ｆ）へ空冷した。評価したフォイルの化学的性質及び熱処理条
件の組み合わせを表７に要約して示す。
【０１２０】
【表７】
【０１２１】 表７に示す試料は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）とエネルギー分散型分光（Ｅ
ＤＳ）化学分析法を用いて特性を測定した。光学的顕微鏡分析、電子プローブ微
量分析及び走査−透過電子顕微鏡分析（ＳＴＥＭ）を、選択した試料について行
った。結合した後で、場合によっては、結合後の溶体化処理を行った後で、結合
領域にわたっる均一性を評価するために試料を調べた。その後、析出時効の後、
試料を調べてγ´構造の形態及び均一性をチェックした。
ＤＳ）化学分析法を用いて特性を測定した。光学的顕微鏡分析、電子プローブ微
量分析及び走査−透過電子顕微鏡分析（ＳＴＥＭ）を、選択した試料について行
った。結合した後で、場合によっては、結合後の溶体化処理を行った後で、結合
領域にわたっる均一性を評価するために試料を調べた。その後、析出時効の後、
試料を調べてγ´構造の形態及び均一性をチェックした。
【０１２２】 表７に示す全ての状態下で、結合ラインにわたりかなり均一な化学的性質が生
じており、結合領域内のγ´相の体積率は高くなっていた。熱処理及び結合部の
組成の関数としてγ´相の特定の体積率、特にγ´相の形態に差が認められた。
最適の熱処理を施した母材合金と等価な最適構造が試料Ｉに生じていたが、これ
は１．３％のホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０のフォイルと、１５０５Ｋ（１
２３２°Ｃ、２２５０°Ｆ）の低結合温度を用い、その後溶体化処理及び析出時
効を施したものであった。
じており、結合領域内のγ´相の体積率は高くなっていた。熱処理及び結合部の
組成の関数としてγ´相の特定の体積率、特にγ´相の形態に差が認められた。
最適の熱処理を施した母材合金と等価な最適構造が試料Ｉに生じていたが、これ
は１．３％のホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０のフォイルと、１５０５Ｋ（１
２３２°Ｃ、２２５０°Ｆ）の低結合温度を用い、その後溶体化処理及び析出時
効を施したものであった。
【０１２３】 高い結合温度サイクルを高いホウ素レベルと共に用いると、試料の側部に液体
が流下することにより分かる結合材の過剰流動性が観察された。結合材の過剰流
動性は精密構造を接合する場合は望ましくない。ホウ素含有量を低くし結合温度
を低くすると過剰流動性を回避できるが、もしそれで良好な結合領域を持つ構造
が生じる場合は、好ましい結合システムになるはずである。
が流下することにより分かる結合材の過剰流動性が観察された。結合材の過剰流
動性は精密構造を接合する場合は望ましくない。ホウ素含有量を低くし結合温度
を低くすると過剰流動性を回避できるが、もしそれで良好な結合領域を持つ構造
が生じる場合は、好ましい結合システムになるはずである。
【０１２４】 主要な構成要素についてのフォイルの化学的性質は結合領域の化学的性質にほ
とんど影響を及ぼさないように思えるが、結合領域のγ´相の形態への影響は著
しいものがあった。フォイルＮｉ−Ｆｌｅｘ１１５で作成した試料の結合領域に
形成されたγ´相は、フォイルＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０で作成した結合領域に形成
されたものよりはより丸い。より立方形のγ／γ´構造は、クリープ条件の下で
大きな異方性及び安定性を示すからより好ましい。従って、Ｎｉ−Ｆｌｅｘ１１
０をＣＭＳＸ−４用の好ましい結合用フォイルとして選択した。
とんど影響を及ぼさないように思えるが、結合領域のγ´相の形態への影響は著
しいものがあった。フォイルＮｉ−Ｆｌｅｘ１１５で作成した試料の結合領域に
形成されたγ´相は、フォイルＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０で作成した結合領域に形成
されたものよりはより丸い。より立方形のγ／γ´構造は、クリープ条件の下で
大きな異方性及び安定性を示すからより好ましい。従って、Ｎｉ−Ｆｌｅｘ１１
０をＣＭＳＸ−４用の好ましい結合用フォイルとして選択した。
【０１２５】 種々のフォイル、種々基材条件及び種々の結合後熱処理条件により生じた構造
を調べると、これら全てのパラメータは結合プロセスが母材金属を溶解しその後
結合領域の化学的性質及び構造を制御する度合いに影響を与えることがわかる。
母材金属の溶解により液体プールの組成が母材金属とほぼ同じ組成で凝固する程
十分であるが、結合ラインに最終凝固時何らかの共晶γ´を形成するには不十分
である時、最適の微細構造が得られる。
を調べると、これら全てのパラメータは結合プロセスが母材金属を溶解しその後
結合領域の化学的性質及び構造を制御する度合いに影響を与えることがわかる。
母材金属の溶解により液体プールの組成が母材金属とほぼ同じ組成で凝固する程
十分であるが、結合ラインに最終凝固時何らかの共晶γ´を形成するには不十分
である時、最適の微細構造が得られる。
【０１２６】 母材金属が過度に溶解することによって、結合ラインに後で共晶γ´が生じた
ことが、２．５％のホウ素で結合した試料Ｃで観察された。結合用フォイルは母
材合金よりもアルミニウム及びチタンの含有量が少ないが、これらの元素を結合
プールに積極的に溶解させると、後で共晶γ´が形成される。共晶粒子が小さい
場合、結合後溶体化処理により溶解させることが可能である。ホウ素の多い結合
部では、より良いγ´微細構造を生ぜしめるために結合後溶体化処理が必要であ
ることがわかった。しかしながら、結合後溶体化処理は大きな共晶粒子を必ずし
も溶解させるわけではないので、ホウ素のレベルを低く且つ結合温度を低くする
のが好ましそうである。
ことが、２．５％のホウ素で結合した試料Ｃで観察された。結合用フォイルは母
材合金よりもアルミニウム及びチタンの含有量が少ないが、これらの元素を結合
プールに積極的に溶解させると、後で共晶γ´が形成される。共晶粒子が小さい
場合、結合後溶体化処理により溶解させることが可能である。ホウ素の多い結合
部では、より良いγ´微細構造を生ぜしめるために結合後溶体化処理が必要であ
ることがわかった。しかしながら、結合後溶体化処理は大きな共晶粒子を必ずし
も溶解させるわけではないので、ホウ素のレベルを低く且つ結合温度を低くする
のが好ましそうである。
【０１２７】 逆に、アルミニウムとチタンが母材金属から溶解すると、結合領域のγ´相の
化学的性質及び構造が変化する。この減少の結果、γ´相の体積率が減少し、強
化γ´立方形が丸くなる。γ´相中のアルミニウムが多いとよりかどばった形態
が生じるため、母材金属のアルミニウムの溶解が増加すると異方性及びクリープ
安定性が良くなる。試料Ｉでは、基材は鋳造のままの状態、試料Ｍでは、基材は
結合前の溶体化処理を施した状態であった。試料Ｉは、恐らく鋳造のままの構造
の共晶及び樹枝状晶間の領域からより多くのアルミニウムが溶解するため、好ま
しいかどばったγ´相形態を示した。
化学的性質及び構造が変化する。この減少の結果、γ´相の体積率が減少し、強
化γ´立方形が丸くなる。γ´相中のアルミニウムが多いとよりかどばった形態
が生じるため、母材金属のアルミニウムの溶解が増加すると異方性及びクリープ
安定性が良くなる。試料Ｉでは、基材は鋳造のままの状態、試料Ｍでは、基材は
結合前の溶体化処理を施した状態であった。試料Ｉは、恐らく鋳造のままの構造
の共晶及び樹枝状晶間の領域からより多くのアルミニウムが溶解するため、好ま
しいかどばったγ´相形態を示した。
【０１２８】 結合品質に対する表面調製の影響を評価するため、対向する表面を、１２０グ
リット乃至３２０グリット及び６００グリットの重研磨、６００グリットの軽研
磨、低応力研削及び電解研磨にわたる仕上げ範囲で調製した。何れの表面調製に
よっても再結晶は生じなかったが、より重い機械研磨により結合領域に非常に小
さくて丸いγ´粒子が生じると共に、６００グリットの軽研磨、低応力研削及び
電解研磨により大きな立方形の最適なγ´相形態が生じた。電解研磨によると優
れた応力のない滑らかな表面が得られるが、試料の端部が丸くなる傾向があり、
電解研磨した試料の結合部はこの影響により端部にノッチが生じていることが多
かった。低応力研削により最適な結合領域が得られるため、またこの表面仕上げ
によりテストブロックの精密研削加工が可能になるため、機械的なテスト試料の
結合表面を調製する方法として選択した。
リット乃至３２０グリット及び６００グリットの重研磨、６００グリットの軽研
磨、低応力研削及び電解研磨にわたる仕上げ範囲で調製した。何れの表面調製に
よっても再結晶は生じなかったが、より重い機械研磨により結合領域に非常に小
さくて丸いγ´粒子が生じると共に、６００グリットの軽研磨、低応力研削及び
電解研磨により大きな立方形の最適なγ´相形態が生じた。電解研磨によると優
れた応力のない滑らかな表面が得られるが、試料の端部が丸くなる傾向があり、
電解研磨した試料の結合部はこの影響により端部にノッチが生じていることが多
かった。低応力研削により最適な結合領域が得られるため、またこの表面仕上げ
によりテストブロックの精密研削加工が可能になるため、機械的なテスト試料の
結合表面を調製する方法として選択した。
【０１２９】 状態Ｉ、Ｎ、Ｂ及びＯは機械的テストのためのさらに検討を行うために選択さ
れている。しかしながら、プログラムのこの部分では、全ての資料について結合
サイクルＢ（１５０５Ｋ）１２３２°Ｃ、２２５０°Ｆで４時間）は用いられて
いなかった。組み合わせ（Ｉ）鋳造のままの母材でホウ素が少ない）へは、最初
のオプションの最良の微細構造を生ずるため選択された。このプロセスにより母
材金属と結合領域の両方に優れたγ′の形態が生まれる。組み合わせＮは、適当
な微細構造を生じるために選択され、結合後の溶体化処理を除外する可能性を評
価するために含まれていた。組み合わせＢ及びＯは、結合前の溶体化処理を含む
オプションを評価するために含まれていた。これらの資料は、以前に完了した金
属組織学的仕事により予め溶体化処理した材料がホウ素の多いフォイルにより結
合されると良好なγ′形態を生じることが分かっていたためホウ素の含有量の多
いフォイルにより結合された。
れている。しかしながら、プログラムのこの部分では、全ての資料について結合
サイクルＢ（１５０５Ｋ）１２３２°Ｃ、２２５０°Ｆで４時間）は用いられて
いなかった。組み合わせ（Ｉ）鋳造のままの母材でホウ素が少ない）へは、最初
のオプションの最良の微細構造を生ずるため選択された。このプロセスにより母
材金属と結合領域の両方に優れたγ′の形態が生まれる。組み合わせＮは、適当
な微細構造を生じるために選択され、結合後の溶体化処理を除外する可能性を評
価するために含まれていた。組み合わせＢ及びＯは、結合前の溶体化処理を含む
オプションを評価するために含まれていた。これらの資料は、以前に完了した金
属組織学的仕事により予め溶体化処理した材料がホウ素の多いフォイルにより結
合されると良好なγ′形態を生じることが分かっていたためホウ素の含有量の多
いフォイルにより結合された。
【０１３０】 機械的テスト用試料は、元の鋳造スラブの四半部分のうちの２つを結合して９
．５×７６．２×７６ｍｍ（０．３７５×３×３インチ）のスラブを形成するこ
とにより調製した。これらのスラブを後で幅９．５ｍｍ（０．３７５インチ）の
試料ブランクに切断し、これらのブランクを後で直径が０．６ｍｍ（０．２５イ
ンチ）のクリープ及び引張試料に加工した。従って、テスト試料の軸は、単結晶
スラブの元の結晶方向と平行であった。
．５×７６．２×７６ｍｍ（０．３７５×３×３インチ）のスラブを形成するこ
とにより調製した。これらのスラブを後で幅９．５ｍｍ（０．３７５インチ）の
試料ブランクに切断し、これらのブランクを後で直径が０．６ｍｍ（０．２５イ
ンチ）のクリープ及び引張試料に加工した。従って、テスト試料の軸は、単結晶
スラブの元の結晶方向と平行であった。
【０１３１】 引張テストは、室温、１１７２Ｋ（８９９°Ｃ、１６５０°Ｆ）及び１２５５
Ｋ（９８２°Ｃ、１８００°Ｆ）で行った。これらの試料は、良好なＣＭＳＸ−
４単結晶において予想される値に近い強度を発生させた。しかしながら、幾つか
の延性値は、ＣＭＳＸ−４で予想される値よりも幾分低かった。それにもかかわ
らず、記録された値は同じ条件でテストした多結晶スーパーアロイの値と比べる
と依然として高い。さらに、結合した引張試料のほとんど全ての破断は母材にお
いて生じた。
Ｋ（９８２°Ｃ、１８００°Ｆ）で行った。これらの試料は、良好なＣＭＳＸ−
４単結晶において予想される値に近い強度を発生させた。しかしながら、幾つか
の延性値は、ＣＭＳＸ−４で予想される値よりも幾分低かった。それにもかかわ
らず、記録された値は同じ条件でテストした多結晶スーパーアロイの値と比べる
と依然として高い。さらに、結合した引張試料のほとんど全ての破断は母材にお
いて生じた。
【０１３２】 結合性の良好な単結晶の機械的特性は、従来の、未結合で最適の熱処理を施さ
れた単結晶の機械的性質に非常に近いものであることが分かっている。表８は、
結合した試料の幾つかの引張特性データを示すもので、これらのデータを基準と
るＣＭＳＸ−４のデータと比較する。
れた単結晶の機械的性質に非常に近いものであることが分かっている。表８は、
結合した試料の幾つかの引張特性データを示すもので、これらのデータを基準と
るＣＭＳＸ−４のデータと比較する。
【０１３３】
【表８】
【０１３４】
【表８ａ】
【０１３５】
【表９】
【０１３６】
【表９ａ】
【０１３７】 表９は、同一の結合プロセスのためのクリープ破断データを基準となるＣＭＳ
Ｘ−４の予想データと共に示す。クリープテストは５０及び８０ｋｓｉで温度１
１７２Ｋ（８９９°Ｃ、１６５０°Ｆ）において、また２８及び４５ｋｓｉで温
度１２５５Ｋ、９８２°Ｃ、１８００°Ｆ）で行われた。これらは各温度におい
て約１００及び１０００時間のクリープ破断寿命を生ぜしめる意図があった。完
全性を求めるため、幾つかの元の単結晶スラブから取ったベースとなる合金資料
もテストした。
Ｘ−４の予想データと共に示す。クリープテストは５０及び８０ｋｓｉで温度１
１７２Ｋ（８９９°Ｃ、１６５０°Ｆ）において、また２８及び４５ｋｓｉで温
度１２５５Ｋ、９８２°Ｃ、１８００°Ｆ）で行われた。これらは各温度におい
て約１００及び１０００時間のクリープ破断寿命を生ぜしめる意図があった。完
全性を求めるため、幾つかの元の単結晶スラブから取ったベースとなる合金資料
もテストした。
【０１３８】 表８及び９に示す特性は結合された単結晶の特性を反映したものであり、結晶
の２つの部分がよく整列しており、テストの軸がニッケル系単結晶の最も強いテ
スト方法である００１方向に非常に近い。結合された単結晶の特性は、結合され
ない単結晶の特性と同じ結晶方向依存性を示すものと予想される。微細構造は元
の界面に亘って連続するため、結晶ラインに対する鉛直線から離れた機械的テス
ト軸の結合領域の方向より脆弱性のある余分の平面は得られず、２つの結合部分
が同一の結晶方向を共有するとき従来の単結晶のふるまいから外れることはない
。
の２つの部分がよく整列しており、テストの軸がニッケル系単結晶の最も強いテ
スト方法である００１方向に非常に近い。結合された単結晶の特性は、結合され
ない単結晶の特性と同じ結晶方向依存性を示すものと予想される。微細構造は元
の界面に亘って連続するため、結晶ラインに対する鉛直線から離れた機械的テス
ト軸の結合領域の方向より脆弱性のある余分の平面は得られず、２つの結合部分
が同一の結晶方向を共有するとき従来の単結晶のふるまいから外れることはない
。
【０１３９】 ２つの結晶部分が同一の方向にない場合は異なる状況が存在する。この場合、
２つの結晶構造間の方向づれにより結合の２つの部分間に結合後において２つの
部分間に粒界構造が形成される。高温の単結晶では、粒界は脆弱性の発生源及び
早すぎる破壊場所であると知られている。ニッケル系のスーパーアロイでは、材
料の特性は粒界の方向づれが増加するに従って劣化する。
２つの結晶構造間の方向づれにより結合の２つの部分間に結合後において２つの
部分間に粒界構造が形成される。高温の単結晶では、粒界は脆弱性の発生源及び
早すぎる破壊場所であると知られている。ニッケル系のスーパーアロイでは、材
料の特性は粒界の方向づれが増加するに従って劣化する。
【０１４０】 本発明の結合プロセスによると、最大約１０°の粒界の存在が許容されるが、
場合によっては１５°乃至２０°の方向づれも許容できる。大きな方向づれが存
在しても結合時に形成される粒界の構造には影響を与えないため、結合された粒
界の特性は従来の鋳物に形成される粒界と同じである。従って、結合された粒界
に亘る許容可能なミスマッチは鋳造された粒界、例えば粒界に許容されるミスマ
ッチ、例えば受入れ可能な基準によって１０°、１５°または２０°に等しいは
ずである。結合による処理を確実にするため、結合される部品の結晶方向はこれ
らの限界内に収まるべきである。
場合によっては１５°乃至２０°の方向づれも許容できる。大きな方向づれが存
在しても結合時に形成される粒界の構造には影響を与えないため、結合された粒
界の特性は従来の鋳物に形成される粒界と同じである。従って、結合された粒界
に亘る許容可能なミスマッチは鋳造された粒界、例えば粒界に許容されるミスマ
ッチ、例えば受入れ可能な基準によって１０°、１５°または２０°に等しいは
ずである。結合による処理を確実にするため、結合される部品の結晶方向はこれ
らの限界内に収まるべきである。
【０１４１】 引張破断とは対照的に、全てのクリープ破断は結合領域内で起こる傾向があっ
た。それにもかかわらず、クリープ破断寿命はＣＭＳＸ−４の予想寿命に非常に
近いだけでなく、幾つかのケースでは、同一の鋳造バッチから取り出した未結合
単結晶試料の寿命を超えていた。しかしながら、破断が結合領域内に局在化する
のは、結合した試料の延性が未結合試料と比べて常に小さいためであった。結合
領域にわたって微細構造に勾配が存在しない場合、この制約が生じる理由は容易
に明らかでない。最も性能の良い試料のクリープ破断延性値が常に１０乃至２０
％の範囲にあるため、結合した構造は使用に耐える十分以上の強度と延性を持つ
ものと思われる。
た。それにもかかわらず、クリープ破断寿命はＣＭＳＸ−４の予想寿命に非常に
近いだけでなく、幾つかのケースでは、同一の鋳造バッチから取り出した未結合
単結晶試料の寿命を超えていた。しかしながら、破断が結合領域内に局在化する
のは、結合した試料の延性が未結合試料と比べて常に小さいためであった。結合
領域にわたって微細構造に勾配が存在しない場合、この制約が生じる理由は容易
に明らかでない。最も性能の良い試料のクリープ破断延性値が常に１０乃至２０
％の範囲にあるため、結合した構造は使用に耐える十分以上の強度と延性を持つ
ものと思われる。
【０１４２】 クリープ及び引張テストの強度及び延性値は、単結晶ＣＭＳＸ−４を結合する
結合用フォイル及び熱処理条件の選択をサポートするものである。このプログラ
ムにおいて得られた機械的特性は、結合したＣＭＳＸ−４単結晶が純粋な単結晶
ＣＭＳＸ−４が示す熱及び機械的特性の大きな部分（少なくとも９０％）を示す
ことがわかる。これらの特性を製造される翼の結合面となるであろう面にかかる
設計荷重を支持するために必要な特性と比較すると、結合領域は製造される翼の
脆弱性が生まれる部分であってはならないことがわかる。
結合用フォイル及び熱処理条件の選択をサポートするものである。このプログラ
ムにおいて得られた機械的特性は、結合したＣＭＳＸ−４単結晶が純粋な単結晶
ＣＭＳＸ−４が示す熱及び機械的特性の大きな部分（少なくとも９０％）を示す
ことがわかる。これらの特性を製造される翼の結合面となるであろう面にかかる
設計荷重を支持するために必要な特性と比較すると、結合領域は製造される翼の
脆弱性が生まれる部分であってはならないことがわかる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 図１は、本発明の一実施例によるタービン翼の半部及び結合され
たタービン翼を示す斜視図である。
たタービン翼を示す斜視図である。
【図２】 図２は、タービン翼の翼形の横断面における応力輪郭図であ
【図３】 図３は、本発明の一実施例による４つのタービン翼セグメント部
品の側面図である。
品の側面図である。
【図４】 図４は、図３に示す別個のセグメントから組み立てたタービン翼
の側面図である。
の側面図である。
【図４ａ】 図４ａは、図４の多セグメントタービン翼の横断面図である。
【図５】 図５は、図４の組み立て済みタービン翼の斜視図である。
【図６】 図６は、本発明の一実施例による多セグメントタービン翼の組み
立てを示す斜視図である。
立てを示す斜視図である。
【図７】 図７は、本発明の一実施例による単結晶スーパーアロイと他結晶
スーパーアロイの結合部の微細構造を示す顕微鏡写真である。
スーパーアロイの結合部の微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図８】 図８は、単結晶スーパーアロイと多結晶スーパーアロイの接合の
結合領域に亘る種々の元素の濃度を示すグラフである。
結合領域に亘る種々の元素の濃度を示すグラフである。
【図９】 図９は、単結晶ニッケル系スーパーアロイの好ましい微細構造を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図１０】 図１０は、本発明の一実施例により接合された単結晶ニッケル
系スーパーアロイの微細構造を示す顕微鏡写真である。
系スーパーアロイの微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図１１】 図１１は、図１０のスーパーアロイの過渡液相結合領域の微細
構造を示す顕微鏡写真である。
構造を示す顕微鏡写真である。
【図１２】 図１２は、ホウ素を含むフォイルで結合された単結晶ニッケル
系スーパーアロイの鋳造のままの構造を示す顕微鏡写真である。
系スーパーアロイの鋳造のままの構造を示す顕微鏡写真である。
【図１３】 図１３は、熱処理後の図１２のスーパーアロイの微細構造を示
す顕微鏡写真である。
す顕微鏡写真である。
【図１４】 図１４は、ホウ素を含むフォイルで結合した単結晶ニッケル系
スーパーアロイの過渡液相結合領域に亘る幾つかの元素の濃度を示すグラフであ
る。
スーパーアロイの過渡液相結合領域に亘る幾つかの元素の濃度を示すグラフであ
る。
【図１５】 図１５は、本発明の一実施例に従って過渡液相結合及び熱処理
を施した単結晶ニッケル系スーパーアロイの微細構造を示す顕微鏡写真である。
を施した単結晶ニッケル系スーパーアロイの微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図１６】 図１６は、本発明の一実施例に従って結合及び熱処理を施した
単結晶ニッケル系スーパーアロイの好ましい微細構造を示す顕微鏡写真である。
単結晶ニッケル系スーパーアロイの好ましい微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図１７】 図１７は、ホウ素を多く含むフォイルで結合した単結晶ニッケ
ル系スーパーアロイの結合ラインにおいて形成された有害なホウ化物を示す顕微
鏡写真である。
ル系スーパーアロイの結合ラインにおいて形成された有害なホウ化物を示す顕微
鏡写真である。
【図１８】 図１８は、図１７の結合ラインを高い倍率で示す顕微鏡写真で
ある。
ある。
【図１９】 図１９は、ホウ素を多く含むフォイルを用いて結合した単結晶
ニッケル系スーパーアロイの溶体化結合領域を示す顕微鏡写真である。
ニッケル系スーパーアロイの溶体化結合領域を示す顕微鏡写真である。
【図２０】 図２０は、本発明の一実施例による溶体化及び析出処理を施し
た単結晶ニッケル系スーパーアロイの結合領域における改善された微細構造を示
す顕微鏡写真である。
た単結晶ニッケル系スーパーアロイの結合領域における改善された微細構造を示
す顕微鏡写真である。
【図２１】 図２１は、単結晶ニッケル系スーパーアロイの対抗表面間の結
合ラインを示す顕微鏡写真である。
合ラインを示す顕微鏡写真である。
【図２２】 図２２は、本発明の一実施例に従って過渡液相結合前の単結晶
ニッケル系スーパーアロイのセグメントの２つの対抗表面間の狭い隙間を示す顕
微鏡写真である。
ニッケル系スーパーアロイのセグメントの２つの対抗表面間の狭い隙間を示す顕
微鏡写真である。
【図２３】 図２３は、単結晶ニッケル系スーパーアロイのセグメント間の
結合ラインを示す顕微鏡写真である。
結合ラインを示す顕微鏡写真である。
【図２４】 図２４は、本発明の一実施例により機械加工したタービン翼の
翼形セグメントの断面図である。
翼形セグメントの断面図である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 1/10 1/10 Ｈ (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ， ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，Ｉ Ｔ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＧＷ，ＭＬ， ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，Ｋ Ｅ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＺ，ＵＧ，ＺＷ)，ＥＡ(ＡＭ ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ) ，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ， ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，Ｄ Ｋ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，ＧＤ，ＧＥ，ＧＨ，ＧＭ ，ＨＲ，ＨＵ，ＩＤ，ＩＬ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ， ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，Ｌ Ｕ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ， ＳＩ，ＳＫ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＵＡ，Ｕ Ｇ，ＵＳ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＷ (72)発明者 フレヤー，ポウラ，ディー アメリカ合衆国 ペンシルベニア州 16066 クランベリー・タウンシップ コ リングウッド・コート 219 (72)発明者 ハーバー，モーハン，エイ アメリカ合衆国 フロリダ州 32765 オ ビエド レイン・フォレスト・コート 5722 (72)発明者 セス，ブリジ，ビイ アメリカ合衆国 フロリダ州 32751 メ イトランド インディアン・ダンス・コー ト 1641 (72)発明者 スウォーツベック，ゲーリー，ダブリュ アメリカ合衆国 ペンシルベニア州 15642 ノース・ハンチングドン ドロッ プ・ロード 11509 (72)発明者 ザガー，トーマス，ウォルター アメリカ合衆国 フロリダ州 32708− 6138 ウィンター・スプリングス ウォリ ングトン・ストリート 1594 Ｆターム(参考） 3G002 BA06 BA10 BB00
Claims (21)
- 【請求項１】 陸用タービンのタービン翼を製造する方法であって、 タービン翼を形成する単結晶スーパーアロイを選択し、 スーパーアロイの複数の個々の鋳物により形成されるタービン翼の複数のセグ
メントを選択し、 スーパーアロイを複数の鋳型で鋳造することにより前記セグメントを形成し、 前記セグメントを結合するステップよりなり、 セグメントの部位は隣接するセグメント間の接合部が低応力箇所に来るように選
択されていることを特徴とするタービン翼の製造方法。 - 【請求項２】 結合表面の横断方向の応力が、スーパーアロイの強度の約３０％
未満であるようにセグメントの部位を決定することをさらに含む請求項１の方法
。 - 【請求項３】 結合表面の横断方向の応力が、結合ステップ時生じる結合の強度
よりも小さいようにセグメントの部位を決定するステップをさらに含む請求項１
の方法。 - 【請求項４】 セグメントを過渡液相結合により結合するステップをさらに含む
請求項１の方法。 - 【請求項５】 結合したセグメントを折出熱処理するステップをさらに含む請求
項４の方法。 - 【請求項６】 結合したセグメントを折出熱処理前に溶体化熱処理するステップ
をさらに含む請求項５の方法。 - 【請求項７】 単結晶スーパーアロイがニッケル系である請求項１の方法。
- 【請求項８】 単結晶ニッケル系スーパーアロイが、約６．６重量パーセン
トのＣｒ、約９．６重量パーセントのＣｏ、約５．５重量パーセントＡｌ、約１
重量パーセントＴｉ、約０．６重量パーセントのＭｏ、約６．５重量パーセント
のＴａ、約６．４重量パーセントＷ、約３重量パーセントのＲｅ、約０．９重量
パーセントのＨｆより成り、残量がＮｉである請求項７の方法。 - 【請求項９】 少なくとも１つの多結晶スーパーアロイのセグメントを単結晶ス
ーパーアロイのセグメントに結合するステップをさらに含む請求項１の方法。 - 【請求項１０】 多結晶スーパーアロイはニッケル系である請求項９の方法。
- 【請求項１１】 多結晶ニッケル系スーパーアロイが、約８．１重量パーセ
ントのＣｒ、９．２重量パーセントのＣｏ、５．６重量パーセントのＡｌ、０．
７重量パーセントＴｉ、０．５重量パーセントのＭｏ、３．２重量パーセントＴ
ａ、９．５重量パーセントのＷ、１．４重量パーセントＨｆ、０．０１５重量パ
ーセントのＺｒ、０．０１５重量パーセントＢ、０．０７重量パーセントのＣよ
り成り、残量がＮｉである請求項１０の方法。 - 【請求項１２】 タービン翼の全長が少なくとも１２インチ、翼形の翼弦が少な
くとも４インチ、翼形の厚さが少なくとも５／１６インチである請求項１の方法
。 - 【請求項１３】 接合部が低応力箇所に来るように結合された複数セグメントの
別個の単結晶スーパーアロイ鋳物よりなる陸用タービンのタービン翼。 - 【請求項１４】 タービン翼が２つのセグメントよりなる請求項１３のタービン
翼。 - 【請求項１５】 タービン翼が３つのセグメントよりなる請求項１３のタービン
翼。 - 【請求項１６】 タービン翼が４つのセグメントよりなる請求項１３のタービン
翼。 - 【請求項１７】 単結晶スーパーアロイがニッケル系である請求項１３のタービ
ン翼。 - 【請求項１８】 単結晶ニッケル系スーパーアロイが、約６．６重量パーセ
ントのＣｒ、約９．６重量パーセントのＣｏ、約５．５重量パーセントＡｌ、約
１重量パーセントＴｉ、約０．６重量パーセントのＭｏ、約６．５重量パーセン
トのＴａ、約６．４重量パーセントＷ、約３重量パーセントのＲｅ、約０．９重
量パーセントのＨｆより成り、残量がＮｉである請求項１７のタービン翼。 - 【請求項１９】 タービン翼の翼形部分が単結晶スーパーアロイの少なくとも１
つのセグメントよりなり、タービン翼の根元部分が多結晶スーパーアロイの少な
くとも１つのセグメントよりなる請求項１３のタービン翼。 - 【請求項２０】 多結晶ニッケル系スーパーアロイが、約８．１重量パーセ
ントのＣｒ、９．２重量パーセントのＣｏ、５．６重量パーセントのＡｌ、０．
７重量パーセントＴｉ、０．５重量パーセントのＭｏ、３．２重量パーセントＴ
ａ、９．５重量パーセントのＷ、１．４重量パーセントＨｆ、０．０１５重量パ
ーセントのＺｒ、０．０１５重量パーセントＢ、０．０７重量パーセントのＣよ
り成り、残量がＮｉである請求項１９のタービン翼。 - 【請求項２１】 タービン翼の全長が少なくとも１２インチ、翼形の翼弦が
少なくとも４インチ、翼形の厚さが少なくとも５／１６インチである請求項８の
タービン翼。
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