JP2003231933A - 方向性凝固部品およびニッケル基超合金 - Google Patents
方向性凝固部品およびニッケル基超合金Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 柱状晶部品を製造するための材料を提供する
とともに、単結晶の相当する部品に比べて充分な強度を
有し、かつ少なくとも匹敵する耐酸化性および腐食耐性
を有する上記部品を提供する。 【解決手段】 高強度でかつ腐食耐性および耐酸化性を
有する方向性凝固の超合金および部品が開示されてい
る。これらの部品は、Ｃｒ１２重量％、Ｃｏ９重量％、
Ｍｏ１．９重量％、Ｗ３．８重量％、Ｔａ５重量％、Ａ
ｌ３．６重量％、Ｔｉ４．１重量％、Ｂ０．０１５重量
％、Ｃ０．１重量％、０．０２重量％までのＺｒの公称
組成を有し、残部が実質的にニッケルで、ハフニウムお
よびジルコニウムが意図的に添加されておらず、かつ少
量の炭化タンタルを含む。結果的に得られる部品は、良
好な高温腐食耐性と優れた耐酸化性およびクリープ特性
を有する。
とともに、単結晶の相当する部品に比べて充分な強度を
有し、かつ少なくとも匹敵する耐酸化性および腐食耐性
を有する上記部品を提供する。 【解決手段】 高強度でかつ腐食耐性および耐酸化性を
有する方向性凝固の超合金および部品が開示されてい
る。これらの部品は、Ｃｒ１２重量％、Ｃｏ９重量％、
Ｍｏ１．９重量％、Ｗ３．８重量％、Ｔａ５重量％、Ａ
ｌ３．６重量％、Ｔｉ４．１重量％、Ｂ０．０１５重量
％、Ｃ０．１重量％、０．０２重量％までのＺｒの公称
組成を有し、残部が実質的にニッケルで、ハフニウムお
よびジルコニウムが意図的に添加されておらず、かつ少
量の炭化タンタルを含む。結果的に得られる部品は、良
好な高温腐食耐性と優れた耐酸化性およびクリープ特性
を有する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、方向性凝固部品に
使用されるニッケル基超合金の分野に関し、特に、高温
における良好な機械的特性、高温腐食に対する良好な耐
性、および良好な耐酸化性を有する部品を提供するこの
ような合金に関する。
使用されるニッケル基超合金の分野に関し、特に、高温
における良好な機械的特性、高温腐食に対する良好な耐
性、および良好な耐酸化性を有する部品を提供するこの
ような合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】ガスタービンエンジンの効率に対する要
求が高まるに従って、さらに厳しい運転条件に耐えるこ
とができる材料に対する要求が生じてきた。特に、高温
腐食、酸化、およびクリープに対する耐性とともに、良
好な強度が要求されている。
求が高まるに従って、さらに厳しい運転条件に耐えるこ
とができる材料に対する要求が生じてきた。特に、高温
腐食、酸化、およびクリープに対する耐性とともに、良
好な強度が要求されている。
【０００３】特許文献１は、強度が中程度でかつ優れた
腐食耐性を有するという評判の商業的にＩＮ７９２とし
て知られている超合金を開示している。この特許文献
は、Ｃｒ９．５〜１４重量％、Ｃｏ７〜１１重量％、Ｍ
ｏ１〜２．５重量％、Ｗ３〜４重量％、Ｔａ１〜４重量
％、１重量％までのＣｂ、Ａｌ３〜４重量％、Ｔｉ３〜
５重量％、Ａｌ＋Ｔｉ＝６．５〜８重量％、Ｂ０．００
５〜０．０５重量％、Ｚｒ０．０１〜０．２５重量％、
Ｃ０．０２〜０．２５重量％、残部がＮｉの組成を有す
る合金を開示している。特許文献１が出願された時点で
は、このような合金は、例えばガスタービンエンジンな
どの（結晶に方向性の兆候などがない）等軸晶部品を形
成するように鋳造されていた。
腐食耐性を有するという評判の商業的にＩＮ７９２とし
て知られている超合金を開示している。この特許文献
は、Ｃｒ９．５〜１４重量％、Ｃｏ７〜１１重量％、Ｍ
ｏ１〜２．５重量％、Ｗ３〜４重量％、Ｔａ１〜４重量
％、１重量％までのＣｂ、Ａｌ３〜４重量％、Ｔｉ３〜
５重量％、Ａｌ＋Ｔｉ＝６．５〜８重量％、Ｂ０．００
５〜０．０５重量％、Ｚｒ０．０１〜０．２５重量％、
Ｃ０．０２〜０．２５重量％、残部がＮｉの組成を有す
る合金を開示している。特許文献１が出願された時点で
は、このような合金は、例えばガスタービンエンジンな
どの（結晶に方向性の兆候などがない）等軸晶部品を形
成するように鋳造されていた。
【０００４】ＧＴＤ−１１１として一般に知られている
合金は、等軸晶と方向性凝固の両方の形態で鋳造されて
いる。ＧＴＤ−１１１の等軸晶の鋳物は、Ｃｒ１４重量
％、Ｃｏ９．７重量％、Ｍｏ１．５重量％、Ｗ３．８重
量％、Ｔａ３重量％、Ａｌ３重量％、Ｃ０．１０重量
％、Ｔｉ５重量％、Ｂ０．０２重量％、Ｚｒ０．０４重
量％、残部がＮｉの公称組成を有する。非特許文献１、
および特許文献２（１３．７〜１４．３Ｃｒ、９〜１０
Ｃｏ、１〜１．５Ｍｏ、４．８〜５．５Ｔｉ、２．８〜
３．２Ａｌ、３．７〜４．３Ｗ、１〜１．５Ｎｂ、２．
５〜３Ｔａ、２．８〜３．２Ａｌ、０．０８〜０．２
Ｃ、４．８〜５．５Ｔｉ、０．０１〜０．０２Ｂ、０．
０２〜０．１Ｚｒ、およびＴａ，Ｃｂ，Ｈｆの混合物
１．５〜３．５、もしくは２．５〜３Ｔａ、もしくは２
〜２．５Ｈｆ、もしくは１〜１．５Ｃｂ［もしくはＴａ
＋Ｃｂ＋Ｈｆ＝１．５〜３．５］でかつ、ＭｏとＷの合
計が炭化物相の１５重量％よりも少なくなるような比率
でＴｉ，Ｍｏ，Ｗおよび／またはＴａおよび／またはＣ
ｂおよび／またはＨｆからなるマトリックスと、このマ
トリックスに分散した単一炭化物相からなる）を参照さ
れたい。方向性凝固の鋳物は、ジルコニウムの量が僅か
に低い他は、公称組成と同様である。非特許文献２を参
照されたい。
合金は、等軸晶と方向性凝固の両方の形態で鋳造されて
いる。ＧＴＤ−１１１の等軸晶の鋳物は、Ｃｒ１４重量
％、Ｃｏ９．７重量％、Ｍｏ１．５重量％、Ｗ３．８重
量％、Ｔａ３重量％、Ａｌ３重量％、Ｃ０．１０重量
％、Ｔｉ５重量％、Ｂ０．０２重量％、Ｚｒ０．０４重
量％、残部がＮｉの公称組成を有する。非特許文献１、
および特許文献２（１３．７〜１４．３Ｃｒ、９〜１０
Ｃｏ、１〜１．５Ｍｏ、４．８〜５．５Ｔｉ、２．８〜
３．２Ａｌ、３．７〜４．３Ｗ、１〜１．５Ｎｂ、２．
５〜３Ｔａ、２．８〜３．２Ａｌ、０．０８〜０．２
Ｃ、４．８〜５．５Ｔｉ、０．０１〜０．０２Ｂ、０．
０２〜０．１Ｚｒ、およびＴａ，Ｃｂ，Ｈｆの混合物
１．５〜３．５、もしくは２．５〜３Ｔａ、もしくは２
〜２．５Ｈｆ、もしくは１〜１．５Ｃｂ［もしくはＴａ
＋Ｃｂ＋Ｈｆ＝１．５〜３．５］でかつ、ＭｏとＷの合
計が炭化物相の１５重量％よりも少なくなるような比率
でＴｉ，Ｍｏ，Ｗおよび／またはＴａおよび／またはＣ
ｂおよび／またはＨｆからなるマトリックスと、このマ
トリックスに分散した単一炭化物相からなる）を参照さ
れたい。方向性凝固の鋳物は、ジルコニウムの量が僅か
に低い他は、公称組成と同様である。非特許文献２を参
照されたい。
【０００５】特許文献３は、請求項の組成がＣ０．１５
〜０．３重量％（脱酸および結晶粒界炭化物を形成する
のに充分であるように必要よりも多く記載されてい
る）、Ｃｒ１３〜１５．６重量％、Ｃｏ５〜１５重量
％、Ｍｏ２．５〜５重量％、Ｗ３〜６重量％、Ｔｉ４〜
６重量％、Ａｌ２〜４重量％、Ｚｒ０．００５〜０．０
２重量％、残部がニッケルと付随する不純物からなり、
かつＴｉ／Ａｌが１：１〜３：１、Ｔｉ＋Ａｌが７．５
〜９重量％、Ｍｏ＋０．５Ｗが５〜７重量％であること
を要し、シグマ相が実質的になく、かつ応力破断寿命が
１８００°Ｆ，２７．５ｋｓｉで少なくとも２５時間で
ある合金に関する。この合金は、方向性凝固された状態
で、意図的に添加された実質的な量、例えば０．５重量
％に達するかもしくはこれを超えるＨｆを含みうる。一
般に、初期状態の合金が等軸晶であるか単結晶であるか
にかかわらず、合金を柱状晶で使用可能に設けるには、
合金に実質的な量のＨｆを添加する必要があることが経
験により分かっており、これにより、ガスタービンエン
ジン部品の用途などで要求される許容できる横方向の延
性などの臨界的な特性が得られるとともに鋳造時におけ
る高温割れが防止される。
〜０．３重量％（脱酸および結晶粒界炭化物を形成する
のに充分であるように必要よりも多く記載されてい
る）、Ｃｒ１３〜１５．６重量％、Ｃｏ５〜１５重量
％、Ｍｏ２．５〜５重量％、Ｗ３〜６重量％、Ｔｉ４〜
６重量％、Ａｌ２〜４重量％、Ｚｒ０．００５〜０．０
２重量％、残部がニッケルと付随する不純物からなり、
かつＴｉ／Ａｌが１：１〜３：１、Ｔｉ＋Ａｌが７．５
〜９重量％、Ｍｏ＋０．５Ｗが５〜７重量％であること
を要し、シグマ相が実質的になく、かつ応力破断寿命が
１８００°Ｆ，２７．５ｋｓｉで少なくとも２５時間で
ある合金に関する。この合金は、方向性凝固された状態
で、意図的に添加された実質的な量、例えば０．５重量
％に達するかもしくはこれを超えるＨｆを含みうる。一
般に、初期状態の合金が等軸晶であるか単結晶であるか
にかかわらず、合金を柱状晶で使用可能に設けるには、
合金に実質的な量のＨｆを添加する必要があることが経
験により分かっており、これにより、ガスタービンエン
ジン部品の用途などで要求される許容できる横方向の延
性などの臨界的な特性が得られるとともに鋳造時におけ
る高温割れが防止される。
【０００６】本出願人が有する特許文献４は、商業的に
流通している単結晶の形態の合金の特性に対する炭素、
ホウ素、ジルコニウム、およびハフニウムの微量元素の
効果の研究から生まれた（これらの微量元素の主な機能
は、結晶粒界の強化に関すると考えられた）。特許文献
１に記載されているように、結晶粒界強化物質を含まな
い単結晶の（初期状態では等軸晶の形態の）合金ＩＮ７
９２の製造は、実質的でかつ予想外の機械的特性の利点
を提供することが明らかにされた。評価された単結晶の
ＩＮ７９２部品は、炭素、ホウ素、ジルコニウム、およ
びハフニウムが意図的に添加されていなかった。ＩＮ７
９２に対する微量元素の影響の研究時に、少量、即ち
０．１０重量％の炭素を単結晶のＩＮ７９２に添加する
と、高温腐食耐性が実質的に高まる一方で、材料の機械
的特性が実施的に低下することが認められた。高温腐食
耐性の向上は、完全に予想外で理解できなかった。一歩
踏み込んだ研究では、ＩＮ７９２の基本組成に添加され
た炭素と配位結合されたタンタルが添加され、（炭素が
炭化タンタルとして結合するように）タンタルおよび炭
素の含有量のバランスがとれている場合に機械的特性の
改善および腐食耐性の改善の良好な組合せが得られるこ
とが発見された。
流通している単結晶の形態の合金の特性に対する炭素、
ホウ素、ジルコニウム、およびハフニウムの微量元素の
効果の研究から生まれた（これらの微量元素の主な機能
は、結晶粒界の強化に関すると考えられた）。特許文献
１に記載されているように、結晶粒界強化物質を含まな
い単結晶の（初期状態では等軸晶の形態の）合金ＩＮ７
９２の製造は、実質的でかつ予想外の機械的特性の利点
を提供することが明らかにされた。評価された単結晶の
ＩＮ７９２部品は、炭素、ホウ素、ジルコニウム、およ
びハフニウムが意図的に添加されていなかった。ＩＮ７
９２に対する微量元素の影響の研究時に、少量、即ち
０．１０重量％の炭素を単結晶のＩＮ７９２に添加する
と、高温腐食耐性が実質的に高まる一方で、材料の機械
的特性が実施的に低下することが認められた。高温腐食
耐性の向上は、完全に予想外で理解できなかった。一歩
踏み込んだ研究では、ＩＮ７９２の基本組成に添加され
た炭素と配位結合されたタンタルが添加され、（炭素が
炭化タンタルとして結合するように）タンタルおよび炭
素の含有量のバランスがとれている場合に機械的特性の
改善および腐食耐性の改善の良好な組合せが得られるこ
とが発見された。
【０００７】
【特許文献１】米国特許第３６１９１８２号明細書
【０００８】
【特許文献２】英国特許第１５１１５６２号明細書
【０００９】
【特許文献３】米国特許第３６１５３７６号明細書
【００１０】
【特許文献４】米国特許第４５９７８０９号明細書
【００１１】
【非特許文献１】シルケ（Ｓｃｈｉｌｋｅ）等、「地上
に設置されたガスタービンにおける高性能材料による技
術的進歩」（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ
Ｐｒｏｐｅｌ Ｐｒｏｇｒｅｓｓ ｉｎ Ｌａｎｄ−Ｂ
ａｓｅｄ Ｇａｓ Ｔｕｒｂｉｎｅｓ）、高性能材料お
よびその製法（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ
ａｎｄ Ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ）、１９９２年４月
に設置されたガスタービンにおける高性能材料による技
術的進歩」（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ
Ｐｒｏｐｅｌ Ｐｒｏｇｒｅｓｓ ｉｎ Ｌａｎｄ−Ｂ
ａｓｅｄ Ｇａｓ Ｔｕｒｂｉｎｅｓ）、高性能材料お
よびその製法（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ
ａｎｄ Ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ）、１９９２年４月
【００１２】
【非特許文献２】ジー．ケー．ボウズ（Ｇ．Ｋ．Ｂｏｕ
ｓｅ）、「インベストメント鋳造超合金におけるエータ
相および小板相」（Ｅｔａ ａｎｄ Ｐｌａｔｅｌｅｔ
Ｐｈａｓｅｓ ｉｎ Ｉｎｖｅｓｔｍｅｎｔ Ｃａｓ
ｔ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ）、超合金（Ｓｕｐｅｒａ
ｌｌｏｙｓ）、（米国）ペンシルヴェニア州セブンスプ
リングス、１９９６年
ｓｅ）、「インベストメント鋳造超合金におけるエータ
相および小板相」（Ｅｔａ ａｎｄ Ｐｌａｔｅｌｅｔ
Ｐｈａｓｅｓ ｉｎ Ｉｎｖｅｓｔｍｅｎｔ Ｃａｓ
ｔ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ）、超合金（Ｓｕｐｅｒａ
ｌｌｏｙｓ）、（米国）ペンシルヴェニア州セブンスプ
リングス、１９９６年
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】単結晶部品の製造は、
多くの場合、そして特に部品の大きさが増加するに従っ
て、柱状晶の同等品に比べて困難でかつ高価になる。さ
らに、地上に設置されたガスタービン用途などで比較的
大きい部品を製造する場合には、困難性および費用がか
なり増加するおそれがある。
多くの場合、そして特に部品の大きさが増加するに従っ
て、柱状晶の同等品に比べて困難でかつ高価になる。さ
らに、地上に設置されたガスタービン用途などで比較的
大きい部品を製造する場合には、困難性および費用がか
なり増加するおそれがある。
【００１４】上述したように、本来は単結晶部品で使用
するために設計された合金を方向性凝固柱状晶の用途で
使用する場合、もしくは本来は等軸晶の形態で使用する
ために設計された合金を方向性凝固柱状晶の用途で使用
する場合には、結晶粒界の強度および延性を高めるため
に、特定の組成の変更が一般に行われる。例えば、横方
向のクリープ強度および／または延性などの特性を改善
するために、一般に単結晶もしくは等軸晶の組成にハフ
ニウム、炭素、ホウ素、およびジルコニウムが添加され
る。しかし、０．５〜２重量％などの少量のハフニウム
を添加した場合でも、合金の可鋳性を実質的に減少させ
るおそれのある偏析の増加などの種々の望ましくない結
果が引き起こされる。加えて、ハフニウムは、共晶（γ
／γ’）の形成を促進する。
するために設計された合金を方向性凝固柱状晶の用途で
使用する場合、もしくは本来は等軸晶の形態で使用する
ために設計された合金を方向性凝固柱状晶の用途で使用
する場合には、結晶粒界の強度および延性を高めるため
に、特定の組成の変更が一般に行われる。例えば、横方
向のクリープ強度および／または延性などの特性を改善
するために、一般に単結晶もしくは等軸晶の組成にハフ
ニウム、炭素、ホウ素、およびジルコニウムが添加され
る。しかし、０．５〜２重量％などの少量のハフニウム
を添加した場合でも、合金の可鋳性を実質的に減少させ
るおそれのある偏析の増加などの種々の望ましくない結
果が引き起こされる。加えて、ハフニウムは、共晶（γ
／γ’）の形成を促進する。
【００１５】ハフニウムは、さらに合金の初期の溶融温
度を低下させることで、合金の溶体化処理の温度範囲す
なわち温度領域を減少させる。良好なクリープ強度を得
るには、部品を適切な溶体化処理にさらすことが一般に
必要なので、温度領域の減少によって適切な溶体化処理
を行うことが困難になり、場合によっては不可能にな
る。地上に設置されたガスタービン部品などの比較的大
きい部品では、偏析がひどくなるので、上述の問題が悪
化する。また、ハフニウムの添加によって、合金の密度
が増加し、これにより、この合金によって製造される部
品の重量が増加するとともに、この合金の微粒構造の安
定性が減少するおそれがある。
度を低下させることで、合金の溶体化処理の温度範囲す
なわち温度領域を減少させる。良好なクリープ強度を得
るには、部品を適切な溶体化処理にさらすことが一般に
必要なので、温度領域の減少によって適切な溶体化処理
を行うことが困難になり、場合によっては不可能にな
る。地上に設置されたガスタービン部品などの比較的大
きい部品では、偏析がひどくなるので、上述の問題が悪
化する。また、ハフニウムの添加によって、合金の密度
が増加し、これにより、この合金によって製造される部
品の重量が増加するとともに、この合金の微粒構造の安
定性が減少するおそれがある。
【００１６】よって、柱状晶部品を製造するための材料
を提供するとともに、相当する単結晶部品に比べて充分
な強度を有し、かつこのような部品に少なくとも匹敵す
る耐酸化性および腐食耐性を有する上記部品を提供する
ことが望ましい。
を提供するとともに、相当する単結晶部品に比べて充分
な強度を有し、かつこのような部品に少なくとも匹敵す
る耐酸化性および腐食耐性を有する上記部品を提供する
ことが望ましい。
【００１７】また、単結晶部品で使用可能に設けられた
合金の利点を維持しながら、方向性凝固の柱状晶部品で
使用可能に設けられた合金組成の利点を提供することが
望ましい。
合金の利点を維持しながら、方向性凝固の柱状晶部品で
使用可能に設けられた合金組成の利点を提供することが
望ましい。
【００１８】同様に、単結晶と少なくとも匹敵する耐酸
化性を柱状晶で提供する合金を提供することが望まし
い。
化性を柱状晶で提供する合金を提供することが望まし
い。
【００１９】さらに、ハフニウムを添加せずに充分な横
方向の延性を提供する合金を提供することが望ましい。
方向の延性を提供する合金を提供することが望ましい。
【００２０】またさらに、溶体化処理を必要とせずに充
分なクリープ強度を得ることができる合金を提供するこ
とが望ましい。
分なクリープ強度を得ることができる合金を提供するこ
とが望ましい。
【００２１】
【課題を解決するための手段】方向性凝固の柱状晶部品
用の合金が開示されており、この合金は、単結晶の同等
品に少なくとも匹敵する耐酸化性と腐食耐性とを有す
る。さらに、本発明の合金は、等軸晶の同等品と少なく
とも等しい耐酸化性と腐食耐性とを有する。多くの場合
には、本発明の合金は、等軸晶または単結晶の相当する
部品および合金よりも優れた耐酸化性を有する方向性凝
固の柱状晶部品を提供する。
用の合金が開示されており、この合金は、単結晶の同等
品に少なくとも匹敵する耐酸化性と腐食耐性とを有す
る。さらに、本発明の合金は、等軸晶の同等品と少なく
とも等しい耐酸化性と腐食耐性とを有する。多くの場合
には、本発明の合金は、等軸晶または単結晶の相当する
部品および合金よりも優れた耐酸化性を有する方向性凝
固の柱状晶部品を提供する。
【００２２】本発明の合金は、一般的な組成がクロム１
０〜１４．５重量％、コバルト８〜１０重量％、モリブ
デン１．２５〜２．５重量％、タングステン３．２５〜
４．２５重量％、タンタル４．５〜６重量％、アルミニ
ウム３．２５〜４．５重量％、チタン３〜５重量％、ホ
ウ素０．００２５〜０．０２５重量％、約０．０２重量
％までの（意図的に添加されていない）ジルコニウム、
炭素０．０５〜０．１５重量％からなり、かつニオブが
意図的に添加されておらず、ハフニウムが意図的に添加
されておらず、残部が実質的にニッケルであり、アルミ
ニウム＋チタンが約６．５〜８重量％であるマトリック
スを含む。この合金は、さらに約０．４〜１．５体積％
の炭化タンタルをベースとする相を含む。
０〜１４．５重量％、コバルト８〜１０重量％、モリブ
デン１．２５〜２．５重量％、タングステン３．２５〜
４．２５重量％、タンタル４．５〜６重量％、アルミニ
ウム３．２５〜４．５重量％、チタン３〜５重量％、ホ
ウ素０．００２５〜０．０２５重量％、約０．０２重量
％までの（意図的に添加されていない）ジルコニウム、
炭素０．０５〜０．１５重量％からなり、かつニオブが
意図的に添加されておらず、ハフニウムが意図的に添加
されておらず、残部が実質的にニッケルであり、アルミ
ニウム＋チタンが約６．５〜８重量％であるマトリック
スを含む。この合金は、さらに約０．４〜１．５体積％
の炭化タンタルをベースとする相を含む。
【００２３】この合金は、１４Ｃｒ、４．９Ｔｉ、１．
５Ｍｏ、３．８Ｗ、２．８Ｔａ、３Ａｌ、９．５Ｃｏ、
０．０１Ｂ、０．０２Ｚｒ、０．１Ｃ、残部がＮｉの公
称組成を有する同様の部品に比べて、柱状晶の形態にお
いて、２０００°Ｆで少なくともおおよそ２．５倍の耐
酸化性、１４００°Ｆで少なくともおおよそ２．４倍で
かつ、１８００°Ｆで少なくともおおよそ１．５倍のク
リープ破断寿命を示す。
５Ｍｏ、３．８Ｗ、２．８Ｔａ、３Ａｌ、９．５Ｃｏ、
０．０１Ｂ、０．０２Ｚｒ、０．１Ｃ、残部がＮｉの公
称組成を有する同様の部品に比べて、柱状晶の形態にお
いて、２０００°Ｆで少なくともおおよそ２．５倍の耐
酸化性、１４００°Ｆで少なくともおおよそ２．４倍で
かつ、１８００°Ｆで少なくともおおよそ１．５倍のク
リープ破断寿命を示す。
【００２４】本発明の組成は、当該技術分野で周知の種
々の従来特許の教示に従って、方向性凝固の柱状晶（も
しくは単結晶）の形態で鋳造することができる。典型的
には、鋳物の結晶は、部品の主要な応力軸に平行に方向
づけられるが、ずれも許容される。単結晶部品の場合に
は、２０°に達するかもしくはこれを超える高傾角粒界
が含まれうると考えられる。必要であれば、本発明の組
成は、方向性凝固の形態に鋳造された後に、米国特許第
４，１１６、７２３号などの教示に従ってγ第１粒径を
制御することによって、合金の機械的特性を改善するた
めに熱処理を行うことができる。しかし、このような鋳
造部品は、（意図された用途によって）充分なクリープ
強度を有し、溶体化処理が不要な場合もありうる。
々の従来特許の教示に従って、方向性凝固の柱状晶（も
しくは単結晶）の形態で鋳造することができる。典型的
には、鋳物の結晶は、部品の主要な応力軸に平行に方向
づけられるが、ずれも許容される。単結晶部品の場合に
は、２０°に達するかもしくはこれを超える高傾角粒界
が含まれうると考えられる。必要であれば、本発明の組
成は、方向性凝固の形態に鋳造された後に、米国特許第
４，１１６、７２３号などの教示に従ってγ第１粒径を
制御することによって、合金の機械的特性を改善するた
めに熱処理を行うことができる。しかし、このような鋳
造部品は、（意図された用途によって）充分なクリープ
強度を有し、溶体化処理が不要な場合もありうる。
【００２５】他の特徴や利点は、本発明の実施例を示す
実施形態および請求項によって明らかになる。
実施形態および請求項によって明らかになる。
【００２６】
【発明の実施の形態】本発明は、単結晶部品（例えば特
許文献４）で使用可能に設けられた化学的性質を、柱状
晶部品の製造に特に有用な合金に適応するように変更す
ることに基づいている。しかし、本発明の合金は、単結
晶部品の製造にも有用であると考えられる。本発明に係
る柱状晶の形態の鋳造部品は、良好な高温腐食耐性、良
好な耐酸化性、および長手方向および横方向の良好なク
リープ破断特性によって特徴づけられる。さらに、等軸
晶および柱状晶の形態で使用され、Ｃｒ１４重量％、Ｔ
ｉ４．９重量％、Ｍｏ１．５重量％、Ｗ３．８重量％、
Ｔａ２．８重量％、Ａｌ３重量％、Ｃｏ９．５重量％、
Ｂ０．０１重量％、Ｚｒ〜０．０２重量％、Ｃ〜０．０
５重量％、残部がＮｉの公称組成を有する、一般に“Ｇ
ＴＤ−１１”と呼ばれる合金（特許文献２参照）の組成
を検討した。一方では、炭素およびホウ素の含有量を実
質的に増加させる（とともに合金に最大量のジルコニウ
ムを含有させる）ことで特許文献４の単結晶の合金の組
成を変更することによって、また他方では、タンタル、
アルミニウム、モリブデン、およびホウ素の含有量を実
質的に増加させるとともにチタンおよびクロムの含有量
を減少させて等軸晶／柱状晶の１１１合金の公称含有量
を変更することによって（例えば、特許文献２には、特
に、高いクロム含有量［１３．７重量％より高い］、比
較的高いコバルト含有量［９．５重量％を超える］、
０．０２重量％より多いジルコニウムが許容されるこ
と、３〜３．５重量％を超えるタンタルによって許容で
きない微粒構造の不安定性が生じることが教示されてい
る）、特に有益でかつ異なる特性を得ることができると
考えられる。これは、特に柱状晶部品についていえるこ
とであり、全体的な組成の正確な制御が必要である。
許文献４）で使用可能に設けられた化学的性質を、柱状
晶部品の製造に特に有用な合金に適応するように変更す
ることに基づいている。しかし、本発明の合金は、単結
晶部品の製造にも有用であると考えられる。本発明に係
る柱状晶の形態の鋳造部品は、良好な高温腐食耐性、良
好な耐酸化性、および長手方向および横方向の良好なク
リープ破断特性によって特徴づけられる。さらに、等軸
晶および柱状晶の形態で使用され、Ｃｒ１４重量％、Ｔ
ｉ４．９重量％、Ｍｏ１．５重量％、Ｗ３．８重量％、
Ｔａ２．８重量％、Ａｌ３重量％、Ｃｏ９．５重量％、
Ｂ０．０１重量％、Ｚｒ〜０．０２重量％、Ｃ〜０．０
５重量％、残部がＮｉの公称組成を有する、一般に“Ｇ
ＴＤ−１１”と呼ばれる合金（特許文献２参照）の組成
を検討した。一方では、炭素およびホウ素の含有量を実
質的に増加させる（とともに合金に最大量のジルコニウ
ムを含有させる）ことで特許文献４の単結晶の合金の組
成を変更することによって、また他方では、タンタル、
アルミニウム、モリブデン、およびホウ素の含有量を実
質的に増加させるとともにチタンおよびクロムの含有量
を減少させて等軸晶／柱状晶の１１１合金の公称含有量
を変更することによって（例えば、特許文献２には、特
に、高いクロム含有量［１３．７重量％より高い］、比
較的高いコバルト含有量［９．５重量％を超える］、
０．０２重量％より多いジルコニウムが許容されるこ
と、３〜３．５重量％を超えるタンタルによって許容で
きない微粒構造の不安定性が生じることが教示されてい
る）、特に有益でかつ異なる特性を得ることができると
考えられる。これは、特に柱状晶部品についていえるこ
とであり、全体的な組成の正確な制御が必要である。
【００２７】本発明の一般に好ましい組成は、実質的に
クロム約１０〜１４．５重量％、コバルト約８〜１０重
量％、モリブデン約１．２５〜２．５重量％、タングス
テン約３．２５〜４．２５重量％、タンタル約４．５〜
６重量％、アルミニウム約３．２５〜４．５重量％、チ
タン約３〜５重量％、ホウ素約０．００２５〜０．０２
５重量％、約０．０２重量％までのジルコニウム、炭素
約０．０５〜０．１５重量％からなり、かつニオブが意
図的に添加されておらず、ハフニウムが意図的に添加さ
れておらず、残部が実質的にニッケルで、アルミニウム
＋チタンが約６．５〜８重量％である。この合金は、さ
らに約０．４〜１．５体積％の炭化タンタルをベースと
する相を含む。さらに好ましくは、この合金は、クロム
約１１〜１３重量％、コバルト約８．２５〜９．７５重
量％、モリブデン約１．５〜２．２５重量％、タングス
テン約３．４〜４．３重量％、タンタル約４．７〜５．
５重量％、アルミニウム約３．３〜４重量％、チタン約
３．７５〜４．３重量％、ホウ素約０．００８〜０．０
２５重量％、約０．０２重量％までのジルコニウム、炭
素約０．０８〜０．１３重量％からなり、アルミニウム
＋チタンが約７〜８重量％である。最も好ましくは、こ
の合金は、クロム約１２重量％、コバルト約９重量％、
モリブデン約１．９重量％、タングステン約３．８重量
％、タンタル約５重量％、アルミニウム約３．６重量
％、チタン約４．１重量％、ホウ素約０．０１５重量
％、０．０２重量％より少ないジルコニウム、炭素約
０．１０重量％からなり、かつジルコニウムが意図的に
添加されておらず（どんな場合でも約０．０２Ｚｒより
も少なく）、ニオブが意図的に添加されておらず、ハフ
ニウムが意図的に添加されておらず、残部が実質的にニ
ッケルである。
クロム約１０〜１４．５重量％、コバルト約８〜１０重
量％、モリブデン約１．２５〜２．５重量％、タングス
テン約３．２５〜４．２５重量％、タンタル約４．５〜
６重量％、アルミニウム約３．２５〜４．５重量％、チ
タン約３〜５重量％、ホウ素約０．００２５〜０．０２
５重量％、約０．０２重量％までのジルコニウム、炭素
約０．０５〜０．１５重量％からなり、かつニオブが意
図的に添加されておらず、ハフニウムが意図的に添加さ
れておらず、残部が実質的にニッケルで、アルミニウム
＋チタンが約６．５〜８重量％である。この合金は、さ
らに約０．４〜１．５体積％の炭化タンタルをベースと
する相を含む。さらに好ましくは、この合金は、クロム
約１１〜１３重量％、コバルト約８．２５〜９．７５重
量％、モリブデン約１．５〜２．２５重量％、タングス
テン約３．４〜４．３重量％、タンタル約４．７〜５．
５重量％、アルミニウム約３．３〜４重量％、チタン約
３．７５〜４．３重量％、ホウ素約０．００８〜０．０
２５重量％、約０．０２重量％までのジルコニウム、炭
素約０．０８〜０．１３重量％からなり、アルミニウム
＋チタンが約７〜８重量％である。最も好ましくは、こ
の合金は、クロム約１２重量％、コバルト約９重量％、
モリブデン約１．９重量％、タングステン約３．８重量
％、タンタル約５重量％、アルミニウム約３．６重量
％、チタン約４．１重量％、ホウ素約０．０１５重量
％、０．０２重量％より少ないジルコニウム、炭素約
０．１０重量％からなり、かつジルコニウムが意図的に
添加されておらず（どんな場合でも約０．０２Ｚｒより
も少なく）、ニオブが意図的に添加されておらず、ハフ
ニウムが意図的に添加されておらず、残部が実質的にニ
ッケルである。
【００２８】少量であってもジルコニウムの添加によっ
て、部品、特に地上に設置されたガスタービンエンジン
ブレードなどの大きい部品の可鋳性に有害な影響が及ぶ
ことが発見された。約０．０２重量％より多くのジルコ
ニウムを含む部品は、インベストメント鋳造における溶
融材料の冷却時および凝固時に割れる傾向があった。完
全に理解されていないが、この割れの問題は、ジルコニ
ウムの含有量が約０．０２重量％よりも少ない場合に回
避することができた。従って、本発明の組成は、意図的
に添加されたジルコニウムを含まず、約０．０２重量％
まで許容することが実際的であるか否かにかかわらず、
これよりも少ないことが好ましい。割れの問題を改善す
る努力の一環として、約１．０重量％までのハフニウム
を意図的に添加したものを含む種々の組成を試してみた
が、問題を回避することができず、そのうえ、合金の重
量が増加してしまうとともに合金の初期の溶融温度が減
少してしまうと予想される。また、これにより、特に地
上に設置されたガスタービンエンジン部品などの大きい
部品に関して、溶体化処理において許容される温度領域
が限られてしまう。従って、合金および部品は、意図的
に添加されたハフニウムを含まないことが好ましい。
て、部品、特に地上に設置されたガスタービンエンジン
ブレードなどの大きい部品の可鋳性に有害な影響が及ぶ
ことが発見された。約０．０２重量％より多くのジルコ
ニウムを含む部品は、インベストメント鋳造における溶
融材料の冷却時および凝固時に割れる傾向があった。完
全に理解されていないが、この割れの問題は、ジルコニ
ウムの含有量が約０．０２重量％よりも少ない場合に回
避することができた。従って、本発明の組成は、意図的
に添加されたジルコニウムを含まず、約０．０２重量％
まで許容することが実際的であるか否かにかかわらず、
これよりも少ないことが好ましい。割れの問題を改善す
る努力の一環として、約１．０重量％までのハフニウム
を意図的に添加したものを含む種々の組成を試してみた
が、問題を回避することができず、そのうえ、合金の重
量が増加してしまうとともに合金の初期の溶融温度が減
少してしまうと予想される。また、これにより、特に地
上に設置されたガスタービンエンジン部品などの大きい
部品に関して、溶体化処理において許容される温度領域
が限られてしまう。従って、合金および部品は、意図的
に添加されたハフニウムを含まないことが好ましい。
【００２９】柱状晶部品をインベストメント鋳造するこ
とによって、いくつかの改良片（Ｍｏｄ）を作成し、以
下に説明するように評価した。（全て重量％で示す）い
くつかの組成は、本発明の好適な範囲外であるが、これ
らの組成も本発明の範囲に含まれる。全体的にみて、以
下の表の６つの好適組成の中では改良片４（Ｍｏｄ４）
が好適な組成であるが、他の改良片および本発明の範囲
に含まれる他の組成も有用である。各々の例において、
組成の残部は、ニッケルと少量の付随する不純物からな
る。例えば、炭素を約０．０８重量％まで増加するとと
もにホウ素を約０．０１５重量％まで増加することによ
って、他の特性に悪影響を及ぼすことなく、合金の鋳造
性を最適化した。この最適化の努力は、大きい部品の鋳
造時における熱間割れのために一部分なされた。炭素の
含有量が少なくとも約０．０８重量％まで増加される
と、割れが減少して、最終的にはなくなった。炭素の含
有量が約０．０７重量％から０．０８重量％に増加され
たときに割れの問題が大きく解消されたことは驚くべき
ことである。
とによって、いくつかの改良片（Ｍｏｄ）を作成し、以
下に説明するように評価した。（全て重量％で示す）い
くつかの組成は、本発明の好適な範囲外であるが、これ
らの組成も本発明の範囲に含まれる。全体的にみて、以
下の表の６つの好適組成の中では改良片４（Ｍｏｄ４）
が好適な組成であるが、他の改良片および本発明の範囲
に含まれる他の組成も有用である。各々の例において、
組成の残部は、ニッケルと少量の付随する不純物からな
る。例えば、炭素を約０．０８重量％まで増加するとと
もにホウ素を約０．０１５重量％まで増加することによ
って、他の特性に悪影響を及ぼすことなく、合金の鋳造
性を最適化した。この最適化の努力は、大きい部品の鋳
造時における熱間割れのために一部分なされた。炭素の
含有量が少なくとも約０．０８重量％まで増加される
と、割れが減少して、最終的にはなくなった。炭素の含
有量が約０．０７重量％から０．０８重量％に増加され
たときに割れの問題が大きく解消されたことは驚くべき
ことである。
【００３０】
【表１】
【００３１】評価された部品は、インベストメント鋳造
してから同様の熱処理、すなわち約２０５０°Ｆで２時
間の溶体化処理、次に１９７５°Ｆで４時間の析出熱処
理、続いて約１５５０°Ｆで２４時間の安定化熱処理を
行った。いくつかの例では、２１５０〜２２００°Ｆで
比較的短い時間にわたって部品を溶体化処理したが、特
性の実質的な向上は見られなかった。
してから同様の熱処理、すなわち約２０５０°Ｆで２時
間の溶体化処理、次に１９７５°Ｆで４時間の析出熱処
理、続いて約１５５０°Ｆで２４時間の安定化熱処理を
行った。いくつかの例では、２１５０〜２２００°Ｆで
比較的短い時間にわたって部品を溶体化処理したが、特
性の実質的な向上は見られなかった。
【００３２】図２は、１１１合金を含む他の合金と比較
した本発明の合金の高温腐食耐性を示している。腐食試
験は、２０ｐｐｍのＡＳＴＭ海塩と、燃料のＳ含有量が
１．３％に等しくなるように充分な二酸化硫黄と、を添
加した（空燃比３０：１の）ジェットＡ燃料の燃焼によ
って生成された腐食ガス環境において１６５０°Ｆで行
われた。記載された数値は、１ミルの腐食が生じるのに
要した露出時間である。図に示されているように、本発
明の合金は、ＧＴＤ−１１１に匹敵し、かつ同様の組成
の単結晶合金よりも実質的に良好な腐食耐性を示した
（米国特許第４，２０９，３４８号、および第４，７１
９，０８０号参照）。
した本発明の合金の高温腐食耐性を示している。腐食試
験は、２０ｐｐｍのＡＳＴＭ海塩と、燃料のＳ含有量が
１．３％に等しくなるように充分な二酸化硫黄と、を添
加した（空燃比３０：１の）ジェットＡ燃料の燃焼によ
って生成された腐食ガス環境において１６５０°Ｆで行
われた。記載された数値は、１ミルの腐食が生じるのに
要した露出時間である。図に示されているように、本発
明の合金は、ＧＴＤ−１１１に匹敵し、かつ同様の組成
の単結晶合金よりも実質的に良好な腐食耐性を示した
（米国特許第４，２０９，３４８号、および第４，７１
９，０８０号参照）。
【００３３】図３は、コーティングされていない本発明
の種々の改良片および種々の他の合金について、２００
０°Ｆにおける相対的なバーナリグ耐酸化性を示してい
る。耐酸化性は、ＧＴＤ−１１１の耐酸化性を超えてい
るが、改良片４（Ｍｏｄ４）の耐酸化性は（少なくとも
２．５倍と）かなり高く、特許文献４の単結晶合金の耐
酸化性と同程度である。ＧＴＤ−１１１に対して、本発
明の合金ではアルミニウム含有量を増加させ、かつチタ
ン含有量を減少させていることが、本発明の合金の耐酸
化性が高くなっている主な原因である。
の種々の改良片および種々の他の合金について、２００
０°Ｆにおける相対的なバーナリグ耐酸化性を示してい
る。耐酸化性は、ＧＴＤ−１１１の耐酸化性を超えてい
るが、改良片４（Ｍｏｄ４）の耐酸化性は（少なくとも
２．５倍と）かなり高く、特許文献４の単結晶合金の耐
酸化性と同程度である。ＧＴＤ−１１１に対して、本発
明の合金ではアルミニウム含有量を増加させ、かつチタ
ン含有量を減少させていることが、本発明の合金の耐酸
化性が高くなっている主な原因である。
【００３４】また、１４００°Ｆで８５ｋｓｉの応力を
与えた場合、および１８００°Ｆで２７ｋｓｉの応力を
与えた場合において、試験片に（多くの例で横方向およ
び長手方向の両方で）１％クリープが発生する時間の試
験を行った。図４，５，６，７に結果が示されている。
ここでもまた、本発明の合金は、１１１合金を超えるク
リープ破断寿命を示した。
与えた場合、および１８００°Ｆで２７ｋｓｉの応力を
与えた場合において、試験片に（多くの例で横方向およ
び長手方向の両方で）１％クリープが発生する時間の試
験を行った。図４，５，６，７に結果が示されている。
ここでもまた、本発明の合金は、１１１合金を超えるク
リープ破断寿命を示した。
【００３５】図８に示すように、種々の改良片について
横方向のクリープ破断延性に関する試験も行った。破断
時（図４参照）の最小延性は、少なくとも５％であっ
た。このような横方向の延性は、鋳造割れの形成に対し
てより耐性が高い材料を提供すると予想される。
横方向のクリープ破断延性に関する試験も行った。破断
時（図４参照）の最小延性は、少なくとも５％であっ
た。このような横方向の延性は、鋳造割れの形成に対し
てより耐性が高い材料を提供すると予想される。
【００３６】要約すると、本発明は、従来技術の柱状晶
部品の公表された組成もしくは従来技術の単結晶部品の
公表された組成の改良に基づいている。本発明は、従来
技術の柱状晶部品に関して、特にタンタル、アルミニウ
ム、およびモリブデンの含有量を実質的に増加させると
ともに、チタンおよびクロムの含有量を実質的に減少さ
せることを含む。また、本発明は、従来技術の単結晶部
品に関して、特に少量のホウ素および炭素を含んでお
り、かつジルコニウムの存在を制御している（これらの
組成はそれぞれ従来技術の合金からは明確に除外されて
いる）。いずれの場合でも、本発明の合金およびこの合
金から製造された部品は、耐酸化性、腐食耐性、および
種々の温度におけるクリープ破断耐性の良好な組合せを
示す。
部品の公表された組成もしくは従来技術の単結晶部品の
公表された組成の改良に基づいている。本発明は、従来
技術の柱状晶部品に関して、特にタンタル、アルミニウ
ム、およびモリブデンの含有量を実質的に増加させると
ともに、チタンおよびクロムの含有量を実質的に減少さ
せることを含む。また、本発明は、従来技術の単結晶部
品に関して、特に少量のホウ素および炭素を含んでお
り、かつジルコニウムの存在を制御している（これらの
組成はそれぞれ従来技術の合金からは明確に除外されて
いる）。いずれの場合でも、本発明の合金およびこの合
金から製造された部品は、耐酸化性、腐食耐性、および
種々の温度におけるクリープ破断耐性の良好な組合せを
示す。
【００３７】本発明は、ここに開示および説明した特定
の実施例に限定されるものではなく、請求項に記載の新
規な概念の趣旨および範囲から逸脱せずに、種々の変更
および改良を行うことができることが理解されよう。
の実施例に限定されるものではなく、請求項に記載の新
規な概念の趣旨および範囲から逸脱せずに、種々の変更
および改良を行うことができることが理解されよう。
【図１】本発明における炭素およびホウ素の好適な量を
示すグラフである。
示すグラフである。
【図２】本発明の合金の相対的な高温腐食耐性を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図３】本発明の合金の相対的な耐酸化性を示すグラフ
である。
である。
【図４】本発明の合金の種々の試験片のクリープ破断寿
命を示すグラフである。
命を示すグラフである。
【図５】本発明の合金の種々の試験片のクリープ破断寿
命を示すグラフである。
命を示すグラフである。
【図６】本発明の合金の種々の試験片のクリープ破断寿
命を示すグラフである。
命を示すグラフである。
【図７】本発明の合金の種々の試験片のクリープ破断寿
命を示すグラフである。
命を示すグラフである。
【図８】本発明の合金の横方向のクリープ延性を示すグ
ラフである。
ラフである。
フロントページの続き
(72)発明者 アラン ディー．セテル
アメリカ合衆国，コネチカット，ウエスト
ハートフォード，フラー ドライブ 90
(72)発明者 ディリップ エム．シャー
アメリカ合衆国，コネチカット，グラスト
ンベリー，ハンプシャー ドライブ 95
Claims (14)
- 【請求項１】 高強度でかつ腐食耐性および耐酸化性を
有するニッケル基超合金を含む方向性凝固部品であっ
て、前記ニッケル基超合金は、マトリックスと、炭化タ
ンタルをベースとする約０．４〜１．５体積％の相と、
を含むとともに、実質的にクロム１０〜１３．５重量
％、コバルト８〜１０重量％、モリブデン１．２５〜
２．５重量％、タングステン３．２５〜４．２５重量
％、タンタル４．５〜６重量％、アルミニウム３．２５
〜４．５重量％、チタン３〜４．７５重量％、ホウ素
０．００２５〜０．０２５重量％、約０．０５重量％ま
でのジルコニウム、炭素０．０５〜０．１５重量％から
なり、かつニオブが意図的に添加されておらず、ハフニ
ウムが意図的に添加されておらず、残部が実質的にニッ
ケルで、アルミニウム＋チタンが約６．５〜８重量％で
あり、 前記方向性凝固部品は、１４Ｃｒ、４．９Ｔｉ、１．５
Ｍｏ、３．８Ｗ、２．８Ｔａ、３Ａｌ、９．５Ｃｏ、
０．０１Ｂ、０．０２Ｚｒ、０．１Ｃ、残部がＮｉの公
称組成を有する方向性凝固部品に対して、少なくとも匹
敵する（１６００°Ｆで測定された）高温腐食耐性と、
少なくとも２倍の（２０００°Ｆで測定された）耐酸化
性と、を有していることを特徴とする方向性凝固部品。 - 【請求項２】 前記方向性凝固部品は、方向性凝固の柱
状晶部品を含むことを特徴とする請求項１記載の方向性
凝固部品。 - 【請求項３】 前記方向性凝固部品は、１４００°Ｆお
よび１８００°Ｆで５％を超える横方向の延性を有する
ことを特徴とする請求項２記載の方向性凝固部品。 - 【請求項４】 前記方向性凝固部品は、少なくとも約２
０°に達する高傾角粒界を有する単結晶部品を含むこと
を特徴とする請求項１記載の方向性凝固部品。 - 【請求項５】 前記方向性凝固部品は、約２７ｋｓｉの
負荷が与えられたときに４５時間までは確実に破断しな
い充分な応力破断耐性を有するとともに、１８００°Ｆ
で１％クリープを生じる時間が１５時間より長いことを
特徴とする請求項１記載の方向性凝固部品。 - 【請求項６】 応力破断は、８５時間までは起こらない
ことを特徴とする請求項５記載の方向性凝固部品。 - 【請求項７】 クロム１１〜１３重量％、コバルト８．
２５〜９．７５重量％、モリブデン１．５〜２．２５重
量％、タングステン３．４〜４．３重量％、タンタル
４．７〜５．５重量％、アルミニウム３．３〜４重量
％、チタン３．７５〜４．３重量％、ホウ素０．００８
〜０．０２５重量％、約０．０４重量％までのジルコニ
ウム、炭素０．０４〜０．１５重量％を含み、アルミニ
ウム＋チタンが約７〜８重量％であることを特徴とする
請求項１記載の方向性凝固部品。 - 【請求項８】 クロム１２重量％、コバルト９重量％、
モリブデン１．９重量％、タングステン３．８重量％、
タンタル５重量％、アルミニウム３．６重量％、チタン
４．１重量％、ホウ素０．０１５重量％、ジルコニウム
０．０２５重量％、炭素０．１０重量％、約０．０２重
量％までのＺｒを含み、かつニオブが意図的に添加され
ておらず、ハフニウムが意図的に添加されておらず、残
部が実質的にニッケルであることを特徴とする請求項１
記載の方向性凝固部品。 - 【請求項９】 前記方向性凝固部品は、ガスタービンエ
ンジン部品を含むことを特徴とする請求項１記載の方向
性凝固部品。 - 【請求項１０】 前記方向性凝固部品は、タービンブレ
ードまたはベーンを含むことを特徴とする請求項９記載
の方向性凝固部品。 - 【請求項１１】 １４Ｃｒ、４．９Ｔｉ、１．５Ｍｏ、
３．８Ｗ、２．８Ｔａ、３Ａｌ、９．５Ｃｏ、０．０１
Ｂ、０．０２Ｚｒ、０．１Ｃ、残部がＮｉの公称組成を
有する同様の部品に対して、２０００°Ｆでおおよそ
２．５倍の耐酸化性、１４００°Ｆでおおよそ２．４倍
でかつ、１８００°Ｆで少なくともおおよそ１．５倍の
クリープ破断寿命を有することを特徴とする請求項１記
載の方向性凝固部品。 - 【請求項１２】 方向性凝固の柱状晶部品に使用可能に
設けられた高強度でかつ腐食耐性を有するニッケル基超
合金であって、クロム１２重量％、コバルト９重量％、
モリブデン１．９重量％、タングステン３．８重量％、
タンタル５重量％、アルミニウム３．６重量％、チタン
４．１重量％、ホウ素０．０１５重量％、炭素０．１重
量％を含み、ジルコニウムが意図的に添加されておらず
（どんな場合でも約０．０２重量％よりも少なく）、ニ
オブが意図的に添加されておらず、残部が実質的にニッ
ケルおよび付随する不純物であり、かつアルミニウム＋
チタンが約６．５〜８重量％であり、炭化チタンをベー
スとする相を約０．４〜１．５体積％有するマトリック
スを含み、 前記部品は、１４Ｃｒ、４．９Ｔｉ、１．５Ｍｏ、３．
８Ｗ、２．８Ｔａ、３Ａｌ、９．５Ｃｏ、０．０１Ｂ、
０．０２Ｚｒ、０．１Ｃ、残部がＮｉの公称組成を有す
る同様の部品に対して、２０００°Ｆでおおよそ２．５
倍の耐酸化性、１４００°Ｆでおおよそ２．４倍のクリ
ープ破断寿命を有することを特徴とするニッケル基超合
金。 - 【請求項１３】 前記部品は、ガスタービンエンジン部
品を含むことを特徴とする請求項９記載のニッケル基超
合金。 - 【請求項１４】 前記部品は、タービンブレードまたは
ベーンを含むことを特徴とする請求項１３記載のニッケ
ル基超合金。
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