JP2018526530A - ニッケル基合金 - Google Patents

ニッケル基合金 Download PDF

Info

Publication number
JP2018526530A
JP2018526530A JP2017568407A JP2017568407A JP2018526530A JP 2018526530 A JP2018526530 A JP 2018526530A JP 2017568407 A JP2017568407 A JP 2017568407A JP 2017568407 A JP2017568407 A JP 2017568407A JP 2018526530 A JP2018526530 A JP 2018526530A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
mass
nickel
alloy
tungsten
alloy composition
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP2017568407A
Other languages
English (en)
Other versions
JP6796091B2 (ja
Inventor
リード，ロジェ
シュ，ツァイリン
クラッデン，デイヴィッド
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Oxford University Innovation Ltd
Original Assignee
Oxford University Innovation Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Oxford University Innovation Ltd filed Critical Oxford University Innovation Ltd
Publication of JP2018526530A publication Critical patent/JP2018526530A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6796091B2 publication Critical patent/JP6796091B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/02—Elements
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/52—Alloys

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)

Abstract

１２．３〜１５．２質量％のクロム、４．８〜１２．０質量％のコバルト、２．５〜８．３質量％のタングステン、０．０〜０．５質量％のモリブデン、０．０〜０．５質量％のレニウム、３．５〜６．７質量％のアルミニウム、６．１〜１０．７質量％のタンタル、０．０〜０．５質量％までのハフニウム、０．０〜０．５質量％のニオブ、０．０〜０．５質量％のチタン、０．０〜０．５質量％のバナジウム、０．０〜０．１質量％のケイ素、０．０〜０．１質量％のイットリウム、０．０〜０．１質量％のランタン、０．０〜０．１質量％のセリウム、０．０〜０．００３質量％の硫黄、０．０〜０．０５質量％のマンガン、０．０〜０．０５質量％のジルコニウム、０．０〜０．００５質量％のホウ素、０．０〜０．０１質量％の炭素から成り、残部はニッケル及び不可避的不純物から成るニッケル基合金組成物。

Description

本発明は、産業用ガスタービン（ＩＧＴ）の内部で使用されるニッケル基単結晶超合金組成物に関する。
以前は、航空エンジンにおいて実証されたニッケル基超合金を、ＩＧＴ用途に転用する傾向があった。しかしながらこれは、エンジンの構造や使用方法等の要因によって決定する、必要な設計意図が尊重されていないため、不適当である可能性が高いことが明らかとなっている。本発明は、同等の合金グレードに匹敵する耐クリープ性と、大幅に改良された耐食性と、を有するように設計された合金を提供する。この合金はまた、比較的低コストであり、比較的大型の鋳物が必要となる用途に特に有利である。ＩＧＴ用途の場合、航空エンジン用途より品質が劣る燃料により積極的に腐食損耗が生じるが、新たな合金の特性のバランスにより、この新たな合金がＩＧＴ用途に適するものとなる。
ＩＧＴに用いられるニッケル基単結晶超合金の典型的な組成物の例を、表１に列挙する。これらの合金は、ガスタービンのエンジンに用いられる回転／固定タービンブレードの製造に使用され得る。表１は、ＩＧＴ用途に用いられる、商業的に使用される単結晶合金の質量％における公称組成である。
これらの材料は、機械的劣化及び化学的劣化に対して優れた耐性を備えているため、ガスタービンエンジンの最も高温な部分の中で用いられる。それらは、特性の所望の組み合わせを付与するために必要な、１０もの異なる合金元素を含む。
本発明は、腐食損耗に対する改良された耐性と結びついた機械的特性であって、ＩＧＴ用途に用いられる他の合金と同等の機械的特性を有する、ＩＧＴ用途に用いられるニッケル基合金を提供することを目的とする。
本発明は、表１に列挙された合金と比べてコストが同等及び／又は低い合金を提供することを目的とする。
本発明によれば、１２．３〜１５．２質量％のクロム、４．８〜１２．０質量％のコバルト、２．５〜８．３質量％のタングステン、０．０〜０．５質量％のモリブデン、０．０〜０．５質量％のレニウム、３．５〜６．７質量％のアルミニウム、６．１〜１０．７質量％のタンタル、０．０〜０．５質量％までのハフニウム、０．０〜０．５質量％のニオブ、０．０〜０．５質量％のチタン、０．０〜０．５質量％のバナジウム、０．０〜０．１質量％のケイ素、０．０〜０．１質量％のイットリウム、０．０〜０．１質量％のランタン、０．０〜０．１質量％のセリウム、０．０〜０．００３質量％の硫黄、０．０〜０．０５質量％のマンガン、０．０〜０．０５質量％のジルコニウム、０．０〜０．００５質量％のホウ素、０．０〜０．０１質量％の炭素から成り、残部はニッケル及び不可避的不純物から成るニッケル基合金組成物が提供される。この組成物によれば、コスト、密度、クリープ強度、及び耐酸化性の間で、良好なバランスが得られる。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物は、１２．３〜１４．７質量％のクロム、好ましくは１３．０〜１４．７質量％のクロムを備える。このような合金は、有害なＴＣＰ相をほとんど形成しない状態が維持されつつ、酸化損傷に対して特に耐性を有する。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物は、７．１〜１１．０質量％のコバルト、好ましくは７．８質量％より高いコバルトを備える。このような合金は特に、観察されるクリープ異方性（配向依存性）の制限レベルにおけるクリープ変形に対する耐性を有する。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物は、３．３〜６．４質量％のタングステン、好ましくは４．２〜５．８質量％のタングステンを備える。この組成物は、軽量化、ＴＣＰ相の形成に対する耐性、及び耐クリープ性の間で、折衷点を取る。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物は、４．５〜６．４質量％のアルミニウム、好ましくは４．７〜５．７質量％のアルミニウムを備える。この組成物によれば、耐酸化性の増加と同時に、高い耐クリープ性及び密度の低下が達成される。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物は、６．１〜１０．７質量％のタンタルを備える。これにより、耐クリープ性と密度との最良のバランスが得られ、及び／又はイータ（ε）相Ｎｉ３Ｔａが形成される可能性が抑制される。合金は、好ましくは６．５〜１０．７質量％のタンタル、より好ましくは６．６〜９．４質量％のタンタルを備える。これにより、ε相の形成の傾向が弱まることに加え、合金のコスト及び密度がさらに低減される。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物は、０．０〜０．２質量％のハフニウムを備える。これは、合金内の不可避的不純物、例えば炭素の拘束に最適である。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物内のコバルト元素及びタングステン元素の合計は、１３．５質量％より高い。このような合金は、優れた耐クリープ性を有する。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物内のタングステン元素及びタンタル元素の合計は、１４．４質量％未満、好ましくは１２．６質量％未満である。このような合金は、比較的低い密度を有する点で有利である。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物は、５０〜６５％の体積分率のγ´、好ましくは５０〜６０％の体積分率のγ´、より好ましくは５０〜５５％の体積分率のγ´を有する。これにより、耐クリープ性と、耐酸化性と、ＴＣＰ相が形成される傾向との間で、好ましいバランスが得られる。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物内のアルミニウム元素及びタンタル元素の合計は、１１．５〜１６．２質量％、好ましくは１１．５〜１５．８質量％、より好ましくは１１．５〜１５．５質量％である。これは、所望の体積分率のγ´を得るのに役立つ。
一つの実施形態では、合金に含まれるタンタル及びアルミニウムの質量％をそれぞれＷＴａ、ＷＡｌとすると、ニッケル基合金組成物は、以下の式を満たす。
３３≦ＷＴａ＋５．２ＷＡｌ≦４５
好ましくは、以下の式を満たす。
３３≦ＷＴａ＋５．２ＷＡｌ≦４１
より好ましくは、以下の式を満たす。
３３≦ＷＴａ＋５．２ＷＡｌ≦３９
最も好ましくは、以下の式を満たす。
３３≦ＷＴａ＋５．２ＷＡｌ≦３６
これは、適切な体積分率のγ´を存在させることができるため、有利である。
一つの実施形態では、合金に含まれるタンタル、アルミニウム、チタン、ニオブ、及びバナジウムの質量％をそれぞれＷＴａ、ＷＡｌ、ＷＴｉ、ＷＮｂ、ＷＶとすると、ニッケル基合金組成物は、以下の式を満たす。
４．２≦（ＷＴａ＋ＷＴｉ＋ＷＮｂ＋ＷＶ）−０．５ＷＡｌ
これは、高いＡＰＢエネルギー及び非常に優れた耐クリープ性を有する合金を得られるため、有利である。
一つの実施形態では、合金に含まれるタングステン、モリブデン、レニウム、及びコバルトの質量％をそれぞれＷＷ、ＷＭｏ、ＷＲｅ、ＷＣｏとすると、ニッケル基合金組成物は、以下の式を満たす。
１５．２≦［１．２６（ＷＷ＋ＷＭｏ＋ＷＲｅ）］＋ＷＣｏ
好ましくは、以下の式を満たす。
１６．１≦［１．２６（ＷＷ＋ＷＭｏ＋ＷＲｅ）］＋ＷＣｏ
これは、高い耐クリープ性を有する合金を得られるため、有利である。
一つの実施形態では、合金に含まれるタンタル及びタングステンの質量％をそれぞれＷＴａ、ＷＷとすると、ニッケル基合金組成物は、以下の式を満たす。
１２．７≧ＷＴａ＋０．８７ＷＷ
これは、比較的低い密度を有する合金を得られるため、有利である。
一つの実施形態では、合金に含まれるクロム及びタングステンの質量％をそれぞれＷＣｒ、ＷＷとすると、ニッケル基合金組成物は、以下の式を満たす。
１１．６４≧ＷＣｒ＋０．１７９ＷＷ ２−１．５４ＷＷ
好ましくは、以下の式を満たす。
１０．７５≧ＷＣｒ＋０．１７９ＷＷ ２−１．５４ＷＷ
これは、ＴＣＰ相形成に対する感受性が低い合金を得られるため、有利である。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物内のニオブ元素、チタン元素及びバナジウム元素の合計は、１質量％未満である。つまり、これらの元素は、合金の環境耐性に対して有害な影響をあまり及ぼさない。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物内のニオブ元素、チタン元素、バナジウム元素及びタンタル元素の合計は、６．１〜１０．７質量％、好ましくは６．５〜１０．７質量％、より好ましくは６．６〜９．４質量％である。これにより、好ましい体積分率のγ´が得られる。
一つの実施形態では、レニウム元素、モリブデン元素及びタングステン元素の合計は、少なくとも２．５質量％、好ましくは少なくとも３．３質量％、より好ましくは少なくとも４．２質量％である。これにより、耐クリープ性と、ＴＣＰ相が形成される傾向が弱いことと、の良好なバランスが達成される。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物は、０．０〜０．３質量％のレニウムを備える。これにより、耐クリープ性とコストとのバランスが最適となる。
一つの実施形態では、ニッケル基合金組成物は、０．１質量％以上のモリブデンを備える。これにより耐クリープ性が向上するため、有利である。
一つの実施形態では、上述の実施形態のうちいずれかのニッケル基合金組成物で形成された単結晶物が得られる。
一つの実施形態では、上述の実施形態のうちのいずれかに基づく合金で形成された、ガスタービンエンジン用のタービンブレードが得られる。
一つの実施形態では、上述の実施形態のタービンブレードを備えるガスタービンエンジンが得られる。
本明細書における「を備える」との用語は、組成物を１００％として、追加の成分の存在を排斥することでパーセンテージを１００％にしていることを示すために用いられる。
本発明について、単なる例示を通じて、添付図面を参照しながら、さらに十分に説明する。
図１は、合金設計領域内における、主成分の分配係数を示す。 図２は、合金設計領域内の合金において、γ´の体積分率に対する、γ´形成元素であるアルミニウム及びタンタルの影響を示す等値線図である。この等値線図は、９００℃で行われる相平衡計算によって求められたものである。 図３は、γ´の体積分率が５０〜７０％である合金において、アルミニウム元素及びタンタル元素が逆位相境界エネルギーに及ぼす影響を示す等値線図である。 図４は、γ´の体積分率が５０〜７０％である合金において、クリープメリット指数の観点から、コバルト及びタングステンが耐クリープ性に及ぼす影響を示す等値線図である。 図５は、γ´の体積分率が５０〜７０％である合金において、レニウムの含有量が原材料コストに及ぼす影響を示す。 図６は、γ´の体積分率が５０〜７０％である合金において、タンタル及びタングステンの含有量が密度に及ぼす影響を示す等値線図である。 図７は、γ´の体積分率が０．５０〜０．５５である合金において、クロム元素及びタングステン元素が微細構造安定性に及ぼす影響を示す。 図８は、γ´の体積分率が０．５５〜０．６０である合金において、クロム元素及びタングステン元素が微細構造安定性に及ぼす影響を示す。 図９は、γ´の体積分率が０．６０〜０．６５である合金において、クロム元素及びタングステン元素が微細構造安定性に及ぼす影響を示す。 図１０は、γ´の体積分率が０．６５〜０．７０である合金において、クロム元素及びタングステン元素が微細構造安定性に及ぼす影響を示す。 図１１は、第２世代単結晶タービンブレードＰＷＡ１４８３（丸）と比較した、新たに設計された合金ＡＢＤ−３（四角形）における１％クリープ歪までの時間を示す。 図１２は、第２世代単結晶タービンブレードＰＷＡ１４８３（丸）と比較した、新たに設計された合金ＡＢＤ−３（四角形）における破断までの時間を示す。 図１３は、１０００℃で空気酸化した場合における、ＡＢＤ−３（四角形）及びＰＷＡ１４８３（丸）の、測定された質量変化を示す。
従来、ニッケル基超合金は、経験主義に基づき設計されてきた。したがって、ニッケル基超合金の化学的組成物は、限られた量の材料の小規模処理と、挙動についてのその後の特性分析と、を含む時間のかかる高価な実験開発によって特定されてきた。その後、最良の、すなわちもっとも望ましい特性の組み合わせを示すことを見出された合金組成物が採用される。この組み合わせを達成可能な合金元素群が多数存在することは、これらの合金が完全には最適化されておらず、より改良された合金が存在する可能性が高いことを示している。
超合金においては一般的に、耐酸化性を付与するためにクロム（Ｃｒ）及びアルミニウム（Ａｌ）が添加され、硫化に対する耐性を向上させるためにコバルト（Ｃｏ）が添加される。耐クリープ性の為に、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、コバルト、レニウム（Ｒｅ）、及び場合によってルテニウム（Ｒｕ）が導入されるが、これは、これらの元素が、クリープ変形の割合を決定する熱活性化過程（例えば、転位上昇）を阻害するためである。静的強度及び繰り返し強度を高めるために、アルミニウム（Ａｌ）、タンタル（Ｔａ）、及びチタン（Ｔｉ）が導入されるが、これは、これらの元素が、析出硬化相ガンマプライム（γ´）の形成を促進させるためである。この析出相は、ガンマ（γ）と呼ばれる面心立方（ＦＣＣ）マトリックス相とコヒーレントである。
本明細書においては、ニッケル基超合金の新たなグレードの特定に用いられる、モデルに基づく手法を、「合金設計」（ＡＢＤ）法という用語で記載する。この手法には、非常に広範な組成領域に亘って設計関連特性を推定するための計算材料モデルのフレームワークが利用される。原則的に、この合金設計ツールにより、いわゆる逆問題が解決可能となる。すなわち、指定された設計制約を最も満足する、最適な合金組成を特定できる。
設計過程の第１ステップは、元素表と、その元素表に付随した組成制限の上限及び下限と、を規定することである。本発明においては、「合金設計領域」と呼ばれる、各元素を添加する際の元素ごとの組成制限が考慮される。この組成制限については、表２に詳述されている。表２に、「合金設計」法を用いて調べた、質量％における合金設計領域を示す。
第２ステップは、特定の合金組成物の相図及び熱力学的特性を計算するための、熱力学的計算に基づいて行われる。これは、ＣＡＬＰＨＡＤ法（CALculate PHAse Diagram）と呼ばれることが多い。これらの計算を、新しい合金の使用温度（９００℃）で実施することで、相平衡（微細構造）についての情報が得られる。
第３段階には、所望の微細構造を有する合金組成物を特定することが含まれる。クリープ変形に対する優れた耐性を必要とする単結晶超合金の場合、析出硬化相γ´の体積分率が増加するにつれてクリープ破断寿命が徐々に改良される。クリープ破断寿命が最も有益となるγ´の体積分率の範囲は、６０〜７０％である。γ´の体積分率が７０％を超えると、耐クリープ性の低下が観察される。
また、γ／γ´格子不整は、コヒーレンシーを失うため、正又は負のうち、いずれか小さい値に従う必要がある。したがって、制限はその値の絶対値に依存する。格子不整δは、γ相とγ´相との間の不整合として定義され、以下の式によって求められる。
ここで、αγ及びαγ´は、γ相及びγ´相の格子定数である。
不適当な微細構造に基づいた合金は、形態的最密充填（ＴＣＰ）相に対する感受性の推定値によっても排斥される。本計算においてＣＡＬＰＨＡＤモデリングを使用することで、有害なＴＣＰ相シグマ（σ）、Ρ及びミュー（μ）の形成が予測される。
したがって、このモデルにより、γ´の体積分率の計算結果が所望の値となる、設計領域内における全ての組成物が特定される。これらの組成物では、γ´の格子不整が所定の絶対値未満であり、ＴＣＰ相の総体積分率が所定の大きさ未満である。
第４段階では、データセット内に残った特定された合金組成物について、メリット指数が推定される。メリット指数の例として、クリープメリット指数（平均組成のみに基づく合金の耐クリープ性を示す）、逆位相境界（ＡＰＢ）エネルギー、密度、及びコストが含まれる。
第５段階では、計算されたメリット指数が所望の挙動に対する制約と比較され、これらの設計制約が、問題に対する境界条件とみなされる。境界条件を満たさないすべての組成物は排斥される。この段階において、試験データセットのサイズは非常に小さくなる。
最後の第６段階には、残った組成物のデータセットを分析することが含まれる。この分析は、様々な方法で行われ得る。１つには、メリット指数が最大値を示す合金について、データベースを介して分類してもよい。メリット指数が最大値を示す合金とは、例えば最軽量合金、最も耐クリープ性が高い合金、最も耐酸化性が高い合金、及び最も安価な合金である。又は、その代わりに、データベースを用いて、特性の異なる組み合わせによって生じる、性能の相対的なトレードオフを求めてもよい。
メリット指数の４つの例を説明する。
第１のメリット指数はクリープメリット指数である。最も重要な観測は、単結晶超合金の時間依存変形（即ち、クリープ）が、γ相に限られた初期活性に伴う転位クリープによって発生することである。したがって、γ´相の割合が大きくなるため、転位セグメントが急速にγ／γ´界面に固定される。律速段階は、γ／γ´界面からの、転位のトラップされた構成の離脱である。それは、クリープ特性に対して合金組成物が及ぼす重大な影響を引き起こす局所化学に依存する。
物理学に基づいた微細構造モデルは、荷重が一軸であって＜００１＞結晶学的方向に沿っている場合において、クリープ歪ε・の蓄積速度に援用される。集合方程式は、以下の式である。
ここで、ρｍは可動転位密度、φpはγ´相の体積分率、ωはマトリックスチャネルの幅である。項σ及びΤはそれぞれ、作用応力及び温度である。項ｂ及びｋはそれぞれ、バーガースベクトル及びボルツマン定数である。項KCFは、拘束係数である。
項KCFは、これらの合金内の立方状粒子の近接度を示す。式３は、乗算パラメータＣ及び初期転位密度の推定を必要とする転位乗算過程を示している。項Ｄｅｆｆは、粒子／マトリックス界面における上昇過程を制御する有効拡散率である。
なお、上述の内容において、組成依存性は、２つの項φｐとＤｅｆｆから生じる。したがって、微細構造が一定である（微細構造の大部分が熱処理によって制御される）と仮定すると、φｐが固定されるため、化学組成への依存性は、Ｄｅｆｆによって生じる。ここに説明されている合金設計モデリングの目的のために、各プロトタイプ合金組成物に対して式２及び式３の完全な積分を実施する必要がないことがわかる。代わりに、最大化が必要な、一次メリット指数Ｍｃｒｅｅｐが用いられる。Ｍｃｒｅｅｐは、以下の式で求められる。
ここで、ｘｉは、合金中の溶質ｉの原子分率である。Ｄｉ 〜は、適切な相互拡散係数である。
第２のメリット指数は、逆位相境界（ＡＰＢ）エネルギーに関する。γ´相における欠陥エネルギー、例えばＡＰＢエネルギーは、ニッケル基超合金の変形挙動に重大な影響を及ぼす。ＡＰＢエネルギーの増加によって、引張強さ及びクリープ変形に対する耐性を含む機械的特性が改善することが判明している。ＡＰＢエネルギーの研究は、密度汎関数理論を用いて、多くのＮｉ−Ａｌ−Ｘ系について行われた。この研究により、γ´相のＡＰＢエネルギーに対する三元元素の影響が計算され、複合多成分系を考慮した場合における、各三元元素の添加による影響の線形重畳が仮定された。その結果、以下の式が導かれた。
ここで、ｘＣｒ、ｘＭｏ、ｘＷ、ｘＴａ、ｘＮｂ及びｘＴｉはそれぞれ、γ´相におけるクロム、モリブデン、タングステン、タンタル、ニオブ及びチタンの原子％濃度を表す。γ´相における組成は、相平衡計算によって求められる。
第３のメリット指数は、密度である。密度ρは、混合物の単純な規則及び補正係数を用いることで計算された。ここで、ρｉは所与の元素の密度であり、ｘiは合金元素の原子分率である。
第４のメリット指数は、コストである。各合金のコストを推定するために、混合物の単純な規則を適用した。ここで、各合金のコストは、合金元素の質量分率ｘiに、合金元素の現在（２０１５）の原材料コストｃｉを掛けたものを用いた。
この推定は、加工コストがすべての合金において同一であると仮定している。すなわち、製品収率は組成物による影響を受けない。
上述のＡＢＤ法を用いて、本発明の合金組成物を特定した。この合金の設計意図は、ＩＧＴ用途に用いられるニッケル基単結晶超合金組成物の組成を最適化することであった。本発明は、ＩＧＴ用途に用いられる同等の合金グレードに匹敵する耐クリープ性と、大幅に改良された耐食性と、を有することが必要であった。この合金は、大型の鋳物が必要となる用途で有利とするため、比較的低コストとなるように設計された。ＩＧＴ用途の場合、燃料によって積極的な腐食損耗が生じるが、新たな合金の特性のバランスにより、この新たな合金がＩＧＴ用途に適するものとなる。最適な挙動を実現するために、設計においては、他の材料特性の制御も考慮された。他の材料特性は、例えば、密度、微細構造安定性（即ち、望ましくないＴＣＰ相をほぼ含まない状態の維持）、格子不整等である。
ＩＧＴエンジンに用いられる典型的なニッケル基単結晶超合金の組成物の材料特性を、表３に列挙する。この材料特性は、ＡＢＤ法を用いて求められた。これらの合金について列挙された、予測される特性との関連を踏まえ、新しい合金の設計が検討された。表３には、合金ＡＢＤ−３についての計算された材料特性も示されている。合金ＡＢＤ−３は、本発明に従う合金であって、表４に示す公称組成を有する。表３は、「合金設計」ソフトウェアによって作成された、計算された相割合及びメリット指数を示している。これは、表１に列挙された、ＩＧＴ用途に用いられる単結晶タービンブレードと、表４に列挙された新しい合金ＡＢＤ−３の公称組成と、を用いて計算した結果である。
新たな合金の設計原理について、以下に説明する。
耐クリープ性を最大とするために、合金の微細構造の最適化が必要であった。この微細構造は主に、オーステナイト面心立方（ＦＣＣ）ガンマ相（γ）及び規則化されたＬ１２析出相（γ´）からなる。典型的には、合金に含まれるγ´相の体積分率を６０〜７０％とすることで、耐クリープ性が最大となる。一方、本発明の場合においては、トレードオフのバランスを取るために、γ´の体積分率を５０〜７０％の範囲とすることが検討された。γ´の体積分率を最小の５０％とすることで、十分な耐クリープ性が得られる。一方、以下の説明によってさらに明らかとなるように、上限とすることで、十分な耐酸化性／耐食性及び微細構造安定性が確保される。これらの特性の間のトレードオフは、図７〜１０に示されている。すなわち、耐酸化性／耐食性が向上し（クロムが添加され）、耐クリープ性が向上する（タングステン含有量及びγ´の体積分率が増加する）につれて、析出する有害なＴＣＰ相のレベルが増加する。
合金設計領域に含まれる各元素の分配係数は、図１に示すように、９００℃で実施される相平衡計算によって求められた。分配係数が１である場合は、元素が、γ相又はγ´相に等しい優先度で分配されていることを表す。分配係数が１未満である場合は、元素が、γ´相に対する優先度を有することを表し、分配係数の値が０に近づくほど、その優先度が大きくなる。分配係数の値が１より大きくなるほど、元素はγ相内に優先的に存在するようになる。アルミニウム及びタンタルの分配係数は、これらの元素が強力なγ´形成元素であることを示している。クロム元素、コバルト元素及びタングステン元素は、γ相に分配されることが好ましい。合金設計領域内で考慮される元素では、アルミニウム及びタンタルが最も強くγ´相に分配される。したがって、アルミニウム及びタンタルのレベルは、γ´の所望の体積分率を生成するように制御された。
図２は、ある運転温度（この場合は９００℃）において、γ´相を形成するために添加された元素（主にアルミニウム及びタンタル）が合金内のγ´相の割合に及ぼす影響を示す。合金を設計するために、γ´の体積分率が５０〜７０％となる合金組成物が検討された。したがって、３．５〜７．０質量％のアルミニウムが必要であった。
以下の式に従って、γ´体積分率は、アルミニウム及びタンタルの含有量が変化することによって変わる。
ここで、f(γ´)は、所望の割合（今回においては０．５〜０．７）のγ´を有する合金における数値である。この数値は、３５〜４５の範囲の値である。ＷＴａ及びＷＡｌはそれぞれ、合金に含まれるタンタル及びアルミニウムの質量パーセントである。
γ´相の逆位相境界（ＡＰＢ）エネルギーを増加させるためには、アルミニウム及びタンタルのレベルの最適化も必要であった。ＡＰＢエネルギーはγ´相の化学的性質に強く依存する。図３は、ＡＰＢエネルギーに対するアルミニウム及びタンタルの影響を示す。これは、産業用ガスタービンの用途に適した合金が有するＡＰＢエネルギー（〜３００ｍＪ／ｍ２）以上のＡＰＢエネルギーを有する合金組成物を特定するために必要であった。合金内におけるタンタルのレベルを６．１質量％より高くすることによって、許容可能な高ＡＰＢエネルギー及び非常に高い耐クリープ性を有する合金が生成されることが、モデリング計算により示された。
以下の式に従って、ＡＰＢエネルギーは、アルミニウム及びタンタルの含有量が変化することによって変わる。
ここで、f(APB) の数値は、３００ｍＪ／ｍ２より高いＡＰＢエネルギーを有する合金を製造するために、４．２以上である。望ましくは、f(APB)は５．０以上である。これにより、より高いＡＰＢエネルギーを有する合金が得られる。
所望の最小のＴａ濃度で所望のγ´体積分率を達成するために、Ａｌ添加は最大６．７質量％までに制限される（図２）。したがって、所望のγ´体積分率と、許容可能な高ＡＰＢエネルギーと、の双方を実現するために、アルミニウム濃度は３．５〜６．７質量％であることが必要である。タンタルの最大含有量は図６を参照して以下に説明するが、タンタルの範囲は、６．１〜１０．７質量％、好ましくは６．５〜１０．７質量％、より好ましくは６．６〜９．４質量％である。これは、密度（以下で扱う）とＡＰＢエネルギーとの好ましい組み合わせに起因する。すなわち、タンタルの好ましい最小レベルによって、所与のアルミニウム量においてより高いＡＰＢエネルギーが確保されると共に、合金におけるアルミニウムの範囲内で少なくとも３００ｍＪ／ｍ２のレベルが確保される。図２より、タンタルの最小レベルをより高めるために、アルミニウム濃度は４．５質量％及び４．７質量％であることが好ましいことが分かる。これにより、所望の体積分率を有するγ´が得られる。
ニオブ（Ｎｂ）元素、チタン（Ｔｉ）元素、及びバナジウム（Ｖ）元素は、タンタルと同様の挙動を示す。すなわち、これらの元素は、逆位相境界エネルギーを増加させるγ´形成元素である。これらの元素は、必要に応じて合金に添加することができる。これらの元素は、以下の式に従うように添加されることが望ましい。
ここで、f(ＡＰＢ) の数値は、３００ｍＪ／ｍ２より高いＡＰＢエネルギーを有する合金を生成するために、４．２以上である。ＷＴｉ、ＷＮｂ、及びＷＶはそれぞれ、合金に含まれるチタン、ニオブ、及びバナジウムの質量パーセントである。
ニオブ、チタン、又はバナジウムを添加することで、タンタルと比較して利点が生じ得る。この利点には、コスト及び密度を低くできることが含まれる。一方、これらの元素は、合金の耐環境性に悪影響を及ぼし得るため、その添加は制限されなければならない。したがって、これらの元素はそれぞれ、０．５質量％までしか含有させることができない。これらの元素は、タンタルの代わりに用いられることが好ましい。すなわち、ニオブと、チタンと、バナジウムと、タンタルと、から成る元素群の合計が、好ましくは６．１〜１０．７質量％、より好ましくは６．５〜１０．７質量％、さらにより好ましくは６．６〜９．４質量％に制限される。これらの範囲は、タンタルにとっての好ましい範囲である。これとは無関係に、一つの実施形態では、合金の耐環境性の低減を回避するため、ニオブ、チタン及びバナジウムからなる元素群の合計は、好ましくは１．０質量％未満、好ましくは０．５質量％未満に制限される。
上述の要求を満たした合金においては、耐クリープ性を最大とするために、難揮発性元素のレベルを最適化する必要があった。耐クリープ性は、クリープメリット指数モデルを用いて決定された。タングステン及びコバルトが耐クリープ性に及ぼす影響を図４に示す。クリープメリット指数の最大化は、耐クリープ性の向上に関連しているため、望ましい。タングステン及びコバルトのレベルを増加させると耐クリープ性が向上することが分かる。
現在の第２世代単結晶合金に匹敵する耐クリープ性を有する合金を生成するためには、４．５×１０−１５ｍ−２ｓ以上のクリープメリット指数が必要であった（表３参照）。
図４は、十分な耐クリープ性を付与するためには最低２．５質量％のタングステンが必要であることを示す。モデル計算により、コバルトがクリープメリット指数を増加させることが示されている。コバルトの添加によってガンママトリックス中の積層欠陥エネルギーが減少することも知られており、これにより耐クリープ性も向上する。しかしながら、コバルトのレベルが高いと、合金のクリープ異方性が、特に一次クリープで増加するため、コバルトの添加を制限する必要がある。これにより、クリープ速度が単結晶の配向に強く依存することとなる。異方性を有するクリープの量を許容可能なレベルに制御するために、コバルトの上限を、１２質量％、好ましくは１１質量％とする必要がある。クリープ異方性の傾向を低減できるようコバルトのレベルのさらなる低下を可能とするために、タングステンの最小濃度を３．３質量％とすることが好ましい。
耐酸化性を増加させるために、クロムのレベルを高めることが好ましい。耐クリープ性を増加させるために、タングステンのレベルを高めることが好ましい。一方、γ´体積分率を低下させることが好ましい。γ´体積分率を低くしないと、微細構造の安定性が損なわれる（図７〜１０）可能性がある。したがって、低いγ´体積分率を補償すべく、表３に列挙された合金が有するクリープメリット指数（〜４．６×１０−１５ｍ−２ｓ）のいずれよりも大きいクリープメリット指数が好ましい。すなわち、４．７×１０−１５ｍ−２ｓ以上のクリープメリット指数を有する合金が好ましい。最大のコバルト濃度が低い値となる（１１質量％）ことを許容するために、タングステンの最小レベルを４．２質量％とすることが好ましい。これにより、所望の値のクリープメリット指数が得られる。
モリブデンは、タングステンと同様の挙動を示す。すなわち、拡散が遅いこの元素は、耐クリープ性を向上させることができる。したがって、モリブデンは少なくとも０．１質量％の量で存在することが好ましい。しかしながら、モリブデンは、合金における、有害なＴＣＰ相を形成する傾向を強める。そのため、モリブデンの添加を制御する必要がある。したがって、モリブデンは、０．５質量％までの量で存在する場合に有益となり得る。
レニウムは、タングステンと比較して、耐クリープ性を大幅に向上させる。しかしながら、レニウムは比較的高コストであるため、合金のコストを制御するには、レニウムの使用量を制限しなければならない。Ｒｅ含有量と合金コストとの相関を図５に示す。現在の合金のコスト以下でコストを維持するために、０．５質量％まで、好ましくは０．３質量％までのレニウムを含有させる。これにより、コストへの影響が制限されつつクリープが改善される。
好ましくは、モリブデン及び／又はレニウムがタングステンの代わりに用いられ、タングステンと、レニウムと、モリブデンと、からなる元素群の合計は少なくとも２．５％であり、好ましくは３．３質量％より高く、より望ましくは４．２質量％より高い。
特にモリブデン（０．５質量％までの添加）及びレニウム（０．３質量％までの添加）が存在する場合にあっては、タングステンのレベルを２．５質量％まで、より好ましくは３．３質量％まで低減することができる。これは、モリブデン及びレニウムが、耐クリープ性を向上させる点でタングステンと同様の挙動を示すためである。
（図４に示す４．５ｍ−２ｓ×１０−１５の等値線の位置に基づいて計算すると、）十分な耐クリープ性を有する合金を製造するためには、合金元素であるタングステン及びコバルトの合計は、１３．５質量％より高いことが好ましい。他の実施形態では、レニウム及びモリブデンがタングステンと代替可能であるため、合金元素であるタングステン、レニウム、モリブデン、及びコバルトの合計は、１３．５質量％より高い。
以下の式に従って、タングステン、レニウム、モリブデン、及びコバルトを添加することにより、耐クリープ性を良好なレベルで得られる。
ここで、f(Creep) の数値は、計算結果が４．５ｍ−２ｓ×１０−１５以上となるクリープメリット指数を有する合金を製造するために、１５．２以上である。ＷＷ、ＷＭｏ、ＷＲｅ、及びＷＣｏはそれぞれ、合金に含まれるタングステン、モリブデン、レニウム、及びコバルトの質量パーセントである。好ましくは、f(Creep)の数値は１６．１より大きい。これにより、より優れた耐クリープ性を有する合金が得られる。
ＩＧＴ用途においては、合金密度を制限することが有利である。特に回転部品の場合、回転速度が高くなると、エンジンアセンブリに大きな応力が生じる。この応力は、密度の影響を強く受ける。表１に列挙されている合金は、表３に示すように８．０〜９．１ｇ／ｃｍ３の範囲の密度を有する。設計の目的は、合金密度を８．６ｇ／ｃｍ３までに制限し、好ましくは８．５ｇ／ｃｍ３以下の密度を有する合金を設計することであった。タンタル及びタングステンの密度はニッケルの密度より大きいため、タンタル及びタングステンの添加が密度に最も強い影響を与える。タンタルの所望の最小レベル（許容可能なＡＰＢエネルギーを得るために６．１質量％）に基づいて、合金密度を８．６ｇ／ｃｍ３までに制限するためには、タングステンの濃度を８．３質量％以下とする必要がある。一方、タンタルの所望の最小レベル（６．１質量％）において、タングステンの好ましい最大濃度を６．４質量％までに制限することで、合金密度が８．５ｇ／ｃｍ３未満に制限される。８．５ｇ／ｃｍ３以下の密度を有する合金を製造するために、タングステンの最大含有量は５．８質量％であることが好ましい。密度を８．６ｇ／ｃｍ３未満とするために、タンタルの含有量は１０．７質量％までに制限される。タングステンのレベルが低い場合において、密度を８．５ｇ／ｃｍ３未満とするために、タンタルの含有量は９．４質量％までに制限されることが好ましい。また、タングステン及びタンタルの合計を１４．４質量％まで、好ましくは１２．６質量％までに制限して、合金密度を制御することが好ましい（図６を参照。図６は、密度に対するタングステン及びタンタルの影響と、１４．４質量％及び１２．６質量％とそれぞれ同視し得る８．６ｇ／ｃｍ３及び８．５ｇ／ｃｍ３の等値線の位置と、を示す）。タンタルの生元素のコストが非常に高いため、タンタルを低減することでコスト上の利点が得られる。また、タンタルを高いレベルとすることで、機械的特性を悪化させ得る、有害なイータ相（Ｎｉ３Ｔａ）が形成される可能性がある。
以下の式に従ってタンタル及びタングステンを添加することにより、低密度が達成される。
ここで、f(Density) の数値は、密度が低い合金を製造するために、１２．７以下である。好ましくは、f(Density)の数値は１１．７未満である。これにより、より密度が低い合金が得られる。
クリープメリット指数に対するコバルト及びタングステンの影響を考慮すると、コバルトの最小レベルは、図４に示す、タングステンの許容可能な最大レベルに応じて選択される。タングステン添加の上限（密度を考慮した結果、８．３質量％）においては、少なくとも４．５ｍ−２ｓ×１０−１５のクリープ抵抗指数を得るために、コバルトの最小濃度を４．８質量％とする必要がある。好ましくは、コバルトの最小濃度は７．１質量％である。これにより、タングステンをより低いレベル（６．４質量％以下）とすることが可能となるため、密度が低く保たれる。より好ましくは、コバルトの最小濃度は７．８質量％である。これにより、タングステンをより低いレベル（５．８質量％まで）とすることが可能となるため、密度が低く保たれる。十分に高いクリープメリット指数を確保するためには、コバルトレベルの制御が必要である。これにより、許容可能な耐クリープ性を有する合金が得られる。
長時間に亘ってクリープに対する耐性を維持するためには、拡散が遅い元素であるタングステン、コバルト、レニウム及びモリブデンの添加が有利である。また、クロムの添加は、酸化／腐食による損傷への耐性を向上させるために有利である。新たに設計された合金には、表１に列挙された合金と比較して、酸化挙動が改善されることが必要であった。このため、クロムの含有量は１２．３質量％より高いことが望ましかった。この含有量は表１に記載のいずれの合金より高いが、これは、表１に記載の合金より優れた耐酸化性及び耐食性、さもなければ表１に記載の合金と同等の耐酸化性及び耐食性を得ることを目的とするものである。好ましくは、クロムの含有量は、１２．５質量％、１２．７質量％、又は１３．０質量％より高い。この含有量は表１に列挙されているすべての合金よりはるかに高いが、これは、現在提供されている合金より優れた耐酸化性を得るためであった。
タングステン及びクロムを高いレベルで添加することにより、望ましくないＴＣＰ相（図７〜１０）、主にσ相、Ρ相及びμ相が形成される傾向が強まることが明らかとなった。９００℃での平衡状態において、新たに設計された合金が含有するＴＣＰ相は、望ましくは体積分率で１％未満であり、より好ましくは０．５％未満である。
図７〜１０には、９００℃での平衡状態でγ´の割合を異なるレベルで含む合金における、ＴＣＰ相（σ＋μ＋Ρ）の全体割合に対するクロム及びタングステンの添加による効果を示している。制限されたＴＣＰ形成の要求を合金が満たす場合においては、γ´の体積分率を増加させることにより、クロム及びタングステンの許容可能な最大濃度が制限されることがわかる。体積分率が６５％より大きいγ´（図１０）を含有する合金では、所望の最小レベルのクロムを備えることは困難である。したがって、合金が含有するγ´の体積分率は６５％未満であることが好ましい。すなわち、好ましい割合のγ´を有する合金を製造するためには、f(γ´)の値は３３〜４１の範囲になければならない。より好ましくは、５０〜６０％の体積分率のγ´を有する合金、すなわちf(γ´)の値が３３〜３９の範囲にある合金を設計する。これにより、合金に含まれるクロムの含有量をより多くできる（１３質量％以上）と共に、耐クリープ性を高めるべくタングステンの含有量をより多くできる。このようなγ´の体積分率を実現するために、好ましい実施形態では、アルミニウムの最大の含有量は６．４％までに制限される。さらにより好ましくは、γ´の体積分率を５０〜５５％に制限する、すなわちf(γ´)の値を３３〜３６の範囲とする。これにより、有害なＴＣＰ相を形成することなく、合金内に含まれるクロムをさらにより多くすることができると共に、タングステン含有量をより多くすることができる。その結果、耐クリープ性と、耐酸化性／耐食性と、が最適にバランスされる。したがって、一つの実施形態では、γ´の体積分率を最も好ましいものとするために、アルミニウムの最大含有量を５．７質量％までに制限する。図７より、形成されるＴＣＰ相の体積分率を１％未満、より好ましくは０．５％未満に制限するために、クロムが１５．２質量％まで、より好ましくは１４．７質量％までに制限されることが分かる。
ＴＣＰ相の形成を制限するため、好ましくは、以下の式に従ってクロム及びタングステンを添加する。
ここで、f(TCP) の数値は、１１．６４以下である。ＷＣｒは、合金に含まれるクロムの質量パーセントである。好ましくは、f(TCP)の数値は１０．７５未満である。これにより、ＴＣＰ相形成の影響を受けにくい合金が製造される。
γ´の体積分率の好ましい範囲（５０〜６０％）及びより好ましい範囲（５０〜５５％）を考慮すると、アルミニウム元素及びタンタル元素の合計は、好ましくは１１．５〜１６．０質量％、より好ましくは１１．５〜１５．５質量％である（図２に基づく）。
合金を製造する際、その合金は不可避的不純物をほとんど含まないことが有益である。この不純物には、炭素（Ｃ）、ホウ素（Ｂ）、硫黄（Ｓ）、ジルコニウム（Ｚｒ）及びマンガン（Ｍｎ）の元素が含まれ得る。炭素の濃度が１００ＰＰＭ以下（質量基準）に維持される場合、望ましくない炭化物相は形成されない。ホウ素の含有量は、望ましくないホウ化物相の形成を防ぐために、５０ＰＰＭ以下（質量基準）に制限することが望ましい。炭化物相及びホウ化物相は、γ相及びγ´相に強度を付与するために添加された、タングステンやタンタル等の元素を拘束する。したがって、炭素及びホウ素が多量に存在すると、耐クリープ性を含む機械的特性が低下する。硫黄（Ｓ）元素及びジルコニウム（Ｚｒ）元素はそれぞれ、３０ＰＰＭ未満及び５００ＰＰＭ未満（質量基準）に維持されることが好ましい。マンガン（Ｍｎ）は、不可避的不純物であり、０．０５質量％（質量基準で５００ＰＰＭ）までに制限されることが好ましい。硫黄が０．００３質量％より多く存在すると、合金が脆化し、酸化の際に形成された合金／酸化物界面に硫黄が偏析する。この偏析により、保護酸化物スケールの剥離が増加する可能性がある。ジルコニウム及びマンガンによって、鋳造過程における鋳造欠陥、例えば偏析が生じる可能性がある。そのため、ジルコニウム及びマンガンのレベルを制御する必要がある。これらの不可避的不純物の濃度が所定のレベルを超えた場合、製品収率を取り巻く問題が生じるとともに、合金の材料特性の劣化が予想される。
合金内の不可避的不純物、特に炭素を拘束するために、ハフニウム（Ｈｆ）を０．５質量％まで、より好ましくは０．２質量％まで添加することは有益である。ハフニウムは、強力な炭化物形成材であるため、この元素を添加することは、合金内に含まれる可能性のある残留炭化不純物を拘束するのに有益である。また、ハフニウムの添加は、小傾角粒界を合金内に導入する際に有益な、さらなる結晶粒界の強化をもたらし得る。
いわゆる「反応性元素」（ケイ素（Ｓｉ）、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）及びセリウム（Ｃｅ））は、０．１質量％までのレベルの添加とする。これは、Ａｌ２Ｏ３等の保護酸化物層の接着性を向上させるのに有益である。これらの反応性元素は、硫黄などの有害元素を「掃討」することができる。硫黄は、合金酸化物界面に偏析して酸化物と基材との結合を弱め、酸化物の剥離をもたらす。特に、ニッケル基超合金に０．１質量％までのレベルのケイ素を添加することは、酸化特性に対して有益であることが示されている。特にケイ素は合金／酸化物界面に偏析し、基材に対する酸化物の結合力を向上させる。これにより、酸化物の剥離が抑制され、結果として耐酸化性が向上する。
このセクションにおける本発明の記載に基づき、各元素添加の広範な範囲及び好ましい範囲が規定された。これらの範囲は、表４に列挙されている。実施例の組成物―合金ＡＢＤ−３―は、好ましい組成範囲から選択されたが、この合金の組成は表４に規定されている。合金ＡＢＤ−３は、単結晶タービンブレード部品の製造に使用される標準的な方法に従うことが明らかとなった。この製造方法には、ＡＢＤ−３の組成を有する合金の準備、インベストメント鋳造法を用いて合金を鋳造するための鋳型の準備、単結晶合金を製造するための「粒セレクター」が用いられる方向性凝固技術を使用した合金の鋳造、その後の単結晶鋳造の多段階熱処理が含まれる。表４は、新たな設計合金における組成範囲を質量％で表示している。
合金ＡＢＤ−３についての実験によって、この特許において主張すべき重要な材料特性を検証した。材料特性として主に、ＩＧＴ用途に用いられる現在の単結晶合金と比較した、十分な耐クリープ性及び改善された酸化挙動を検証した。合金ＡＢＤ−３の挙動を、同一の実験条件下において試験した合金ＰＷＡ１４８３の挙動と比較した。
表４に基づく公称組成の合金ＡＢＤ−３の単結晶鋳造物を、単結晶組成物を製造する従来の方法を用いて製造した。鋳造物は、直径１０ｍｍ、長さ１６０ｍｍの円柱棒の形態であった。鋳造棒は、＜００１＞方向から１０°以内に配向された単結晶であることが確認された。
鋳造された材料には、所望のγ／γ´微細構造を製造するために、一連の追加熱処理が施された。１３００℃にて４時間の溶体化熱処理を行ったところ、残留した微細偏析及び共晶混合物が除去されていることが明らかとなった。合金の熱処理窓が、溶体化熱処理中の初期溶融を回避するのに十分であることがわかった。溶体化熱処理の後、合金に対して２段階の時効熱処理を施した。時効熱処理は、１段階目では１１２５℃で１時間行い、２段階目では８７０℃で１６時間行った。
完全に熱処理された単結晶棒から、ゲージ長２０ｍｍ、直径４ｍｍのクリープ試験片を機械加工した。その試験片は、＜００１＞方向から１０°以内に配向された。８００〜１１００℃の実験温度範囲を用いて、ＡＢＤ−３合金のクリープ性能を評価した。繰り返し酸化試験は、完全に熱処理された材料に対して行われた。繰り返し酸化試験は、１０００℃で、５０時間にわたって２時間サイクルで行われた。
合金ＡＢＤ−３の耐クリープ性を合金ＰＷＡ１４８３と比較するために、ラーソン・ミラーダイアグラム（Larson-Miller diagram）を使用した。図１１において、双方の合金における１％クリープ歪までの時間を比較して示す。大半のガスタービン部品は、最大限のエンジン性能を達成するために厳しい精度で製造されるため、１％歪までの時間は、重要な意味を有する。歪が低いレベル―数パーセントのオーダー―であっても、部品が取り換えられることはよくある。合金ＡＢＤ−３における１％クリープ歪までの時間は、ＰＷＡ１４８３に匹敵することが分かる。図１２では、双方の合金におけるクリープ破断までの時間を比較して示す。図１２より、合金ＡＢＤ−３の破断寿命はＰＷＡ１４８３に匹敵することが分かる。
合金ＡＢＤ−３及び合金ＰＷＡ１４８３の酸化挙動についても比較した。タービン温度が上昇を続ける（エンジンの熱効率が向上する）につれて、酸化等の腐食損耗に起因する部品の故障がより一般的となる。この損耗のメカニズムは特に、ＩＧＴ用途と関連する。これは、ＩＧＴ用途における燃料が、航空エンジン用途に用いられる燃料よりクリーンでないためである。したがって、耐酸化性／耐食性を向上させることにより、部品の寿命を大幅に進歩させることができる。合金ＡＢＤ−３は、現在の第２世代合金と比較して改善された酸化挙動を有するように設計された。ＡＢＤ−３及びＰＷＡ１４８３の繰り返し酸化の結果を、図１３に示す。時間に対して質量の増加が抑制されていることは、酸化挙動が改善された証拠である。この酸化挙動の改善は、保護酸化物スケールの形成によって酸素の基材材料への進入が制限されたことに起因する。ＡＢＤ−３合金は、ＰＷＡ１４８３と比較して、時間に対する質量の増加が大幅に抑制されていることを示しており、酸化性能が改善されていることを表している。これは、ＡＢＤ−３のクロムのレベル（１３．００質量％）がＰＷＡ１４８３のクロムのレベル（１２．２０質量％）より高いことによるものであると考えられ、本発明の合金に含まれるクロムのレベルが高いために酸化性能が改善されている直接的証拠である。
全体として合金ＡＢＤ−３は、ＰＷＡ１４８３と比較して、同等のクリープ挙動を示す。この挙動を、大幅に改善された酸化挙動を有する合金を使用して達成した。すなわち、合金を、従来の製造技術に従って低コスト及び低密度としつつ、設計目標を達成した。
ＡＢＤ−３と比較して、特性を好ましいバランスで備えた合金組成物の例を以下に記載する。これらの合金の組成を、表５に示す。表５は、新たに設計された単結晶合金ＡＢＤ−３の公称組成と、耐クリープ性が向上する（ＭＣ）組成と、耐酸化性が向上する（ＭＯ）組成との違い、を質量％において示している。
合金ＡＢＤ−３（ＭＣ）は耐クリープ性が向上するように設計されているが、この設計においては耐酸化性及びコストが犠牲となる。合金ＡＢＤ−３（ＭＯ）は耐酸化性が向上するように設計されているが、この設計においては耐クリープ性が犠牲となる。表６において、ＡＢＤ−３（ＭＣ）及びＡＢＤ−３（ＭＯ）が有する特性を、公称組成を備えた合金ＡＢＤ−３の特性と比較する。ＡＢＤ−３（ＭＣ）合金及びＡＢＤ−３（ＭＯ）合金の設計原理を以下に記載するが、記載されている変更は、ＡＢＤ−３の公称組成と関連している。表６は、「合金設計」ソフトウェアによって作成された、計算された相割合及びメリット指数を示す。表６は、表５に列挙されている、新たに設計された単結晶合金ＡＢＤ−３と、耐クリープ性が向上する（ＭＣ）組成の合金と、耐酸化性が向上する（ＭＯ）組成の合金との違い、における結果である。
耐クリープ性の向上が要求される合金ＡＢＤ−３（ＭＣ）においては、γ´体積分率、ＡＰＢエネルギー及びクリープメリット指数の増加が必要であった。アルミニウムをより多く含有させ、チタンをいくらか添加することにより、γ´の体積分率が５０％から５７％に増加した。また、チタンは、γ´析出相の強度を向上させることで知られるＡＰＢエネルギーを増加させるため、有益であった。クリープメリット指数を増加させるため、タングステン、モリブデン及びレニウムをさらに含有させた。これにより、クリープメリット指数が増加した。添加されたレニウムは、耐クリープ性に強い影響を及ぼすが、コストには悪影響を及ぼす。（上述の方法を用いて）耐クリープ性を増加させることで、クロム含有量が減少した。これにより、合金にＴＣＰ相がほぼ含まれない状態が維持される。したがって、耐クリープ性がさらに向上した一方で、耐酸化性はわずかに減少した。
耐酸化性の向上が要求される合金ＡＢＤ−３（ＭＯ）においては、クロム含有量がより多い合金組成が選択された。ハフニウム及びシリコンは酸化物スケールの接着性を向上させるため、これらの元素の添加も有益である。より低いレベルのタングステンを、より高いレベルのクロムと組み合わせて使用することで、合金にＴＣＰ相がほぼ含まれない状態が維持され得る。選択されたタングステンのレベルはＡＢＤ−３より低いにも関わらず、クリープメリット指数は高いままである。これにより、優れた耐クリープ性が得られる。合金内におけるタングステンとクロムとをバランスさせることにより、合金にＴＣＰ相がほぼ含まれない状態が維持される。すなわち、耐酸化性はさらに向上した一方で、耐クリープ性が犠牲となった。

Claims (29)

  1. １２．３〜１５．２質量％のクロム、４．８〜１２．０質量％のコバルト、２．５〜８．３質量％のタングステン、０．０〜０．５質量％のモリブデン、０．０〜０．５質量％のレニウム、３．５〜６．７質量％のアルミニウム、６．１〜１０．７質量％のタンタル、０．０〜０．５質量％までのハフニウム、０．０〜０．５質量％のニオブ、０．０〜０．５質量％のチタン、０．０〜０．５質量％のバナジウム、０．０〜０．１質量％のケイ素、０．０〜０．１質量％のイットリウム、０．０〜０．１質量％のランタン、０．０〜０．１質量％のセリウム、０．０〜０．００３質量％の硫黄、０．０〜０．０５質量％のマンガン、０．０〜０．０５質量％のジルコニウム、０．０〜０．００５質量％のホウ素、０．０〜０．０１質量％の炭素から成り、残部はニッケル及び不可避的不純物から成るニッケル基合金組成物。
  2. クロムの質量％は、１２．３〜１４．７質量％、好ましくは１２．５〜１４．７質量％、より好ましくは１３．０〜１４．７質量％である、請求項１に記載のニッケル基合金組成物。
  3. コバルトの質量％は、７．１〜１１．０質量％、好ましくは７．８質量％より高い、請求項１又は２に記載のニッケル基合金組成物。
  4. タングステンの質量％は、３．３〜６．４質量％、より好ましくは４．２〜５．８質量％である、請求項１乃至３のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
  5. アルミニウムの質量％は、４．５〜６．４質量％、より好ましくは４．７〜５．７質量％である、請求項１乃至４のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
  6. タンタルの質量％は、６．５〜１０．７質量％、好ましくは６．６〜９．４質量％である、請求項１乃至５のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
  7. ハフニウムの質量％は、０．０〜０．２質量％である、請求項１乃至６のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
  8. コバルト及びタングステンの合計質量％が、１３．５質量％より高い、請求項１乃至７のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
  9. コバルト、タングステン、レニウム及びモリブデンの合計質量％が１３．５質量％より高い、請求項１乃至８のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
  10. タングステン及びタンタルの合計質量％が、１４．４質量％未満、好ましくは１２．６質量％未満である、請求項１乃至９のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
  11. アルミニウム及びタンタルの合計質量％が、１１．５〜１６．２質量％、好ましくは１１．５〜１５．８質量％、より好ましくは１１．５〜１５．５質量％である、請求項１乃至１０のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
  12. 合金に含まれるタンタル及びアルミニウムの質量％をそれぞれＷＴａ、ＷＡｌとすると、以下の式を満たす、請求項１乃至１１のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
    ３３≦ＷＴａ＋５．２ＷＡｌ≦４５
    好ましくは、 ３３≦ＷＴａ＋５．２ＷＡｌ≦４１
    より好ましくは、 ３３≦ＷＴａ＋５．２ＷＡｌ≦３９
    最も好ましくは、 ３３≦ＷＴａ＋５．２ＷＡｌ≦３６
  13. 合金に含まれるタンタル、アルミニウム、チタン、ニオブ、及びバナジウムの質量％をそれぞれＷＴａ、ＷＡｌ、ＷＴｉ、ＷＮｂ、ＷＶとすると、以下の式を満たす、請求項１乃至１２のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
    ４．２≦（ＷＴａ＋ＷＴｉ＋ＷＮｂ＋ＷＶ）−０．５ＷＡｌ
  14. 合金に含まれるタングステン、モリブデン、レニウム、及びコバルトの質量％をそれぞれＷＷ、ＷＭｏ、ＷＲｅ、ＷＣｏとすると、以下の式を満たす、請求項１乃至１３のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
    １５．２≦［１．２６（ＷＷ＋ＷＭｏ＋ＷＲｅ）］＋ＷＣｏ
    好ましくは、 １６．１≦［１．２６（ＷＷ＋ＷＭｏ＋ＷＲｅ）］＋ＷＣｏ
  15. 合金に含まれるタンタル及びタングステンの質量％をそれぞれＷＴａ、ＷＷとすると、以下の式を満たす、請求項１乃至１４のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
    １２．７≧ＷＴａ＋０．８７ＷＷ
  16. 合金に含まれるクロム及びタングステンの質量％をそれぞれＷＣｒ、ＷＷとすると、以下の式を満たす、請求項１乃至１５のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
    １１．６４≧ＷＣｒ＋０．１７９ＷＷ ２−１．５４ＷＷ
    好ましくは、 １０．７５≧ＷＣｒ＋０．１７９ＷＷ ２−１．５４ＷＷ
  17. ニオブ、チタン及びバナジウムの合計質量％は、１質量％未満であり、好ましくは０．５質量％未満である、請求項１乃至１６のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
  18. レニウム、モリブデン及びタングステンの合計質量％は、少なくとも２．５質量％、好ましくは少なくとも３．３質量％、より好ましくは少なくとも４．２質量％である、請求項１乃至１７のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
  19. 体積分率が５０〜６５％のγ´、好ましくは体積分率が５０〜６０％のγ´、より好ましくは体積分率が５０〜５５％のγ´を有する請求項１乃至１８のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
  20. ニオブ、チタン、バナジウム及びタンタルの合計質量％は、６．１〜１０．７質量％、好ましくは６．５〜１０．７質量％、より好ましくは６．６〜９．４質量％である、請求項１乃至１９のいずれか１つに記載のニッケル基合金。
  21. レニウムの質量％は０．０〜０．３質量％である、請求項１乃至２０のいずれか１つに記載のニッケル基合金。
  22. モリブデンの質量％は少なくとも０．１質量％である、請求項１乃至２１のいずれか１つに記載のニッケル基合金。
  23. 請求項１乃至２２のいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物で形成された単結晶物。
  24. 請求項１乃至２３のいずれか１つに基づく合金で形成された、ガスタービンエンジン用のタービンブレード。
  25. 請求項２４に記載のタービンブレードを備えるガスタービンエンジン。
  26. 本明細書において実質的に説明され、及び／又は添付した図面のうちいずれか１つに実質的に記載されている合金。
  27. 本明細書において実質的に説明され、及び／又は添付した図面のうちいずれか１つに実質的に記載されている単結晶物。
  28. 本明細書において実質的に説明され、及び／又は添付した図面のうちいずれか１つに実質的に記載されているタービンブレード。
  29. 本明細書において実質的に説明され、及び／又は添付した図面のうちいずれか１つに実質的に記載されているガスタービンエンジン。

JP2017568407A 2015-07-03 2016-06-30 ニッケル基合金 Active JP6796091B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
GB1511698.1A GB2539959A (en) 2015-07-03 2015-07-03 A Nickel-based alloy
GB1511698.1 2015-07-03
PCT/GB2016/051985 WO2017006089A1 (en) 2015-07-03 2016-06-30 A nickel-based alloy

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2018526530A true JP2018526530A (ja) 2018-09-13
JP6796091B2 JP6796091B2 (ja) 2020-12-02

Family

ID=54013458

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2017568407A Active JP6796091B2 (ja) 2015-07-03 2016-06-30 ニッケル基合金

Country Status (6)

Country Link
US (1) US10370740B2 (ja)
EP (1) EP3317430B1 (ja)
JP (1) JP6796091B2 (ja)
CN (1) CN107849644A (ja)
GB (1) GB2539959A (ja)
WO (1) WO2017006089A1 (ja)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6999081B2 (ja) 2015-09-04 2022-01-18 エリコン メテコ（ユーエス）インコーポレイテッド 非クロム及び低クロム耐摩耗性合金
JP2022505878A (ja) 2018-10-26 2022-01-14 エリコン メテコ（ユーエス）インコーポレイテッド 耐食性かつ耐摩耗性のニッケル系合金
GB2579580B (en) 2018-12-04 2022-07-13 Alloyed Ltd A nickel-based alloy
US10577679B1 (en) 2018-12-04 2020-03-03 General Electric Company Gamma prime strengthened nickel superalloy for additive manufacturing
CN111378873B (zh) * 2020-04-23 2021-03-23 北京钢研高纳科技股份有限公司 变形高温合金及其制备方法、发动机热端旋转部件和发动机

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4013424A (en) * 1971-06-19 1977-03-22 Rolls-Royce (1971) Limited Composite articles
US4209348A (en) 1976-11-17 1980-06-24 United Technologies Corporation Heat treated superalloy single crystal article and process
US6054096A (en) * 1982-12-27 2000-04-25 United Technologies Corporation Stable heat treatable nickel superalloy single crystal articles and compositions
US5035958A (en) 1983-12-27 1991-07-30 General Electric Company Nickel-base superalloys especially useful as compatible protective environmental coatings for advanced superaloys
US4719080A (en) 1985-06-10 1988-01-12 United Technologies Corporation Advanced high strength single crystal superalloy compositions
CA1291350C (en) * 1986-04-03 1991-10-29 United Technologies Corporation Single crystal articles having reduced anisotropy
US5366695A (en) 1992-06-29 1994-11-22 Cannon-Muskegon Corporation Single crystal nickel-based superalloy
DE4323486C2 (de) * 1992-07-23 2001-09-27 Abb Research Ltd Ausscheidungshärtbare Nickelbasis-Superlegierung und Verwendung der Legierung als Werkstoff bei der Herstellung eines gerichteten erstarrten Bauteils, wie insbesondere einer Gasturbinenschaufel
AU7771394A (en) * 1993-12-03 1995-06-08 Westinghouse Electric Corporation Gas turbine blade alloy
JPH07300639A (ja) * 1994-04-28 1995-11-14 Toshiba Corp 高耐食性ニッケル基単結晶超合金およびその製造方法
EP0789087B1 (en) * 1996-02-09 2000-05-10 Hitachi, Ltd. High strength Ni-base superalloy for directionally solidified castings
JPH1046277A (ja) * 1996-05-31 1998-02-17 Mitsubishi Materials Corp 柱状晶Ｎｉ基耐熱合金鋳物およびこの耐熱合金鋳物製タービン翼
GB0024031D0 (en) 2000-09-29 2000-11-15 Rolls Royce Plc A nickel base superalloy
US20020164263A1 (en) 2001-03-01 2002-11-07 Kenneth Harris Superalloy for single crystal turbine vanes
US7011721B2 (en) 2001-03-01 2006-03-14 Cannon-Muskegon Corporation Superalloy for single crystal turbine vanes
GB0412584D0 (en) 2004-06-05 2004-07-07 Rolls Royce Plc Composition of matter
EP1790744A1 (de) 2005-11-28 2007-05-30 Siemens Aktiengesellschaft Verfahren zum Reparieren von Rissen in Bauteilen und Lotmaterial zum Löten von Bauteilen
DE602006017324D1 (de) 2005-12-21 2010-11-18 Gen Electric Zusammensetzung einer Nickel-Basis-Superlegierung
EP1914327A1 (en) * 2006-10-17 2008-04-23 Siemens Aktiengesellschaft Nickel-base superalloy
US20090041615A1 (en) 2007-08-10 2009-02-12 Siemens Power Generation, Inc. Corrosion Resistant Alloy Compositions with Enhanced Castability and Mechanical Properties
US20110076181A1 (en) * 2009-09-30 2011-03-31 General Electric Company Nickel-Based Superalloys and Articles
GB201114606D0 (en) 2011-08-24 2011-10-05 Rolls Royce Plc A nickel alloy
US8858876B2 (en) 2012-10-31 2014-10-14 General Electric Company Nickel-based superalloy and articles
GB201309404D0 (en) 2013-05-24 2013-07-10 Rolls Royce Plc A nickel alloy
CN106191529B (zh) * 2015-04-20 2018-01-02 中南大学 镍基合金与由合金形成的物品

Also Published As

Publication number Publication date
GB201511698D0 (en) 2015-08-19
US10370740B2 (en) 2019-08-06
CN107849644A (zh) 2018-03-27
GB2539959A (en) 2017-01-04
WO2017006089A1 (en) 2017-01-12
EP3317430A1 (en) 2018-05-09
EP3317430B1 (en) 2019-10-23
JP6796091B2 (ja) 2020-12-02
US20180195156A1 (en) 2018-07-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6796129B2 (ja) ニッケル基合金
JP6788605B2 (ja) ニッケル基合金
US20230220519A1 (en) Nickel-based alloy
US20240084424A1 (en) Nickel-based alloy
JP5177559B2 (ja) Ｎｉ基単結晶超合金
JP6796091B2 (ja) ニッケル基合金
CN102803528B (zh) Ni基单晶超合金及使用其的涡轮叶片
JP2022535872A (ja) ニッケル基合金
Sowa et al. Classification and microstructural stability of high generation single crystal nickel-based superalloys
US11761060B2 (en) Nickel-based alloy
JP2021523985A (ja) ニッケル基合金
EP3121298B1 (en) Ni-base alloy for structural applications
EP3987071A1 (en) A nickel-based alloy
EP4069872A1 (en) A nickel-based alloy

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20190612

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20200225

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20200310

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20200529

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20201027

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20201113

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6796091

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250