JP2753148B2 - ニッケル基単結晶超合金 - Google Patents

ニッケル基単結晶超合金

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Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ニッケル基超合金に係
り、特に単結晶超合金の組成物およびそのような組成物
から作成される物品に係る。
【０００２】
【従来の技術】航空機のジェットエンジンに使われるタ
―ビン部品は素材に対して要求される条件が最も厳しい
応用分野のひとつである。エンジンの作動温度が高くな
ればなるほどその効率は良くなり、燃料１ガロン当たり
につき引出すことのできる出力はそれだけ大きくなる。
したがって、そのようなエンジンの作動温度をできるだ
け高くしようとする傾向がある。エンジンの作動温度に
関する極めて重大な限定要因の中に、タ―ビンエアフォ
イル（翼）などのようなエンジン内で最も高温になる部
分に適用される材料がある。
【０００３】高温のタ―ビン部品に使用することができ
る材料を開発するために、過去４０年間にわたって鋭意
努力が重ねられてきた。そのような素材として最もポピ
ュラ―で最もうまくいっているものはニッケル基超合
金、すなわち、クロム、モリブデン、チタン、タングス
テン、コバルト、アルミニウム、タンタル、その他など
のような多くの元素を添加したニッケルの合金である。
これらの超合金の組成は、エンジンが作動する高温（２
０００°Ｆ付近またはそれ以上にもなる）で長時間使用
した場合でもその強度その他の望ましい性質を維持する
ように注意深く設計されている。
【０００４】各々の部材に使用する最良の組成を選択す
ることに加えて、ガスタ―ビン部品の高い作動温度を達
成する別の技術がある。たとえば、部品に冷却通路を設
け、エンジンから出た冷却用の空気をその部品の中に通
して内部から冷却すると共に境膜冷却のようにして表面
も冷却することができる。
【０００５】もうひとつ別の方法では、選択された超合
金の単結晶としてガスタ―ビン部品を鋳造することがで
きる。結晶の特定の方向、たとえば面心立方超合金の場
合の［００１］は、他の方向や多結晶質製品で測定され
る機械的性質より優れたバランスのよい機械的性質を示
す。したがって、タ―ビン部材はこの方向の単結晶とし
て鋳造され、その結果として、同じ合金で作られた別の
構造のものと比較して機械的性質、特に低サイクル疲れ
が改良される。このような単結晶合金では、通常なんら
かの方法で強化する必要のある結晶粒界が存在しないた
め、その合金組成はうまく調節できる。このような情況
で、高温超合金用途で重要な機械的特性やその他の性質
が改良された単結晶製品に有用な超合金組成物を作成す
る必要性がある。本発明はこのようなニ―ズに答えるも
のであり、さらに関連する利点も提供する。
【０００６】本明細書で使用する「残部が実質的にニッ
ケルから成る」という表現は、合金の残部としてニッケ
ルの他に、特性および／または量の点でその合金の有利
な面に影響を及ぼすことのない不純物や不可避の元素も
少量含むことを包含して意味するものである。
【０００７】
【発明の概要】本発明は、大幅に改良された機械的性
質、酸化や高温腐蝕などのような環境の侵略に対する改
良された抵抗性、高温使用中の脆化相の生成に対する優
れた抵抗性および相安定性、ならびに優れた密度補正強
度を有する単結晶の物品として作製できるニッケル基超
合金組成物を提供する。これらの超合金組成物およびそ
れから作製される物品は、従来技術の超合金を使用する
場合より５０°Ｆも高い温度で作動することができる。
また本発明は、本発明の超合金組成物も含めたニッケル
基超合金組成物の新規な製造方法も提供する。本発明の
この方法は２４００°Ｆを越える温度での溶体化処理を
必要とする。
【０００８】本発明により、本質的に、４〜５重量％の
クロム、１２〜１３重量％のコバルト、４〜８重量％の
タングステン、６〜８重量％のタンタル、５〜７重量％
のアルミニウム、５．７〜７重量％のレニウム、０．１
２〜０．１８重量％のハフニウム、０．０４〜０．０６
重量％の炭素、０．００７５重量％以下のホウ素、０．
００２〜０．０３０重量％のイットリウムを含んでお
り、残部が実質的にニッケルから成るニッケル基超合金
が提供される。
【０００９】６％までの量のルテニウムを添加しても有
利であろう。酸化や高温腐食に起因する損傷などのよう
な環境による損傷に対する抵抗性を最適にするために
は、チタン含量とバナジウム含量をできるだけ低く保つ
のが好ましい。強化用添加元素として可能性のあるニオ
ブは、環境損傷抵抗性を低下させるので、低く、すなわ
ち約１％までに保ち、最も好ましい態様では含ませな
い。
【００１０】本発明の超合金組成物は単結晶の形態で製
造できる。本発明の超合金組成物から作成された物品
は、優れた高温クリ―プ破壊耐性、耐酸化性、高温腐蝕
耐性、および適度な密度を示す。本発明の超合金から作
成した物品は、ガスタ―ビンエンジンの苛酷な環境で、
特にガスタ―ビンエンジンのタ―ビンエアフォイルとし
て使用するのに特に適している。本発明のその他の特徴
と利点は、本発明の原理を例示している添付の図面を参
照しながら以下に述べる本発明のより詳細な説明を読め
ば明らかとなろう。
【００１１】
【好適具体例の詳細な説明】本発明の最も好ましい具体
例のニッケル基超合金は、本質的に、約４．５重量％の
クロム、約１２．５重量％のコバルト、約５．７重量％
のタングステン、約７重量％のタンタル、約６．１重量
％のアルミニウム、約６．２重量％のレニウム、約０．
１５重量％のハフニウム、約０．０５重量％の炭素、約
０．００４重量％のホウ素を含んでおり、残部が実質的
にニッケルから成る。
【００１２】この組成物は、図１のタ―ビンブレ―ド１
０のようなガスタ―ビンエンジンの部品として使用する
物品、好ましくは単結晶の製品に鋳造される。図１のタ
―ビンブレ―ド１０は、エンジンの作動中高温の燃焼ガ
スに直接さらされるエアフォイル部１２を含んでいる。
このエアフォイル部１２は、ル―ト部１４を介してタ―
ビンディスク（図には示してない）に固定されている。
エアフォイル部１２を貫通して冷却用通路１６が存在し
ていてもよい。この通路にはエンジンの抽気が通されて
ブレ―ド１０から熱を奪って運び去る。
【００１３】タ―ビンブレ―ド１０は単結晶として、好
ましくは［００１］結晶軸をブレ―ドの長手方向と平行
にして製造される。そのような方向性凝固を達成するに
は通常２つの方法が実施されている。すなわち、種晶技
術とチョ―クプロセスである。種晶法では、配向された
種晶を、固‐液界面を一方向に成長させることによって
液体超合金に成長させる。チョ―ク法では、液体と固体
の界面を、金型内でラビリンス通路を通して一方向に成
長させ、その結果最も速く成長する面心立方（ｆｃｃ）
配向［００１］が主たる成長方向として現われる。その
他の単結晶生成技術も本発明で使用することができる。
【００１４】本発明の超合金はγ／γ′合金である。γ
相は固溶体で強化された面心立方相であり、本明細書に
記載したようにして処理したとき超合金の約３５容量％
を構成する。γ′相は同様に固溶体で強化された一般に
Ｎｉ3 Ａｌの形態の金属間相であり、超合金の約６５容
量％を占める。
【００１５】本発明の超合金から鋳造されたガスタ―ビ
ンエンジン部品は、最適のγ／γ′ミクロ組織を得るた
めに熱処理する。いかなる適当な溶体化熱処理も使用で
きる。好ましい熱処理では、部材を約２時間約２３００
°Ｆに加熱してミクロ組織を均質化し、約２３００°Ｆ
から約２４１５°Ｆの溶体化温度まで約１０°／時の速
度でゆっくりと温度を上昇させ、次いで約２時間その温
度に部材を維持した後３分以内で約２０５０°Ｆの温度
まで冷却する。この溶体化処理は、γ′の少なくとも約
９５％が溶体化するように選択する。またこの溶体化処
理は、エアフォイル部の合金の初期融解が約２％未満
で、ル―ト部の初期融解が約５％未満であるように選択
する。
【００１６】溶体化温度から約２０５０°Ｆの時効化温
度まで３分以内で冷却した後、この温度で部材を主時効
化処理して所望のミクロ組織を得る。好ましい時効化処
理時間は約４時間である。部材は通常なんらかの適当な
保護コ―ティングで被覆されるが、これには（２０５０
°Ｆから）約１９７５°Ｆまで約１分の時間で冷却して
この温度に約４時間保つ必要がある。その後、部材を６
分未満で約１６５０°Ｆまで冷却し、この温度に約４時
間保った後、周囲温度に冷却する。
【００１７】本発明の超合金組成物の個々の合金化元素
とその量および範囲は性質の組合せに着目して選択し
た。すなわち、超合金中の他の合金化元素の影響を考慮
した上で各元素の添加と量を選択した。このような性質
としては、合金の強度、疲れおよびクリ―プ‐破壊特
性、高温に暴露されている間の不安定な脆性相の生成に
対する合金の抵抗性、合金の密度、ならびに酸化および
高温腐蝕損傷に対する合金の環境耐性がある。
【００１８】クロム含量は、約４．５重量％が最も好ま
しいが、約４重量％を下回ったり約５重量％を越えたり
してはならない。（本明細書中の組成割合はすべて重量
％である。）クロムは、主として、高温腐蝕耐性と耐酸
化性に対する有益な効果のために添加される。クロムの
量が約４％未満であると、高温腐蝕耐性が許容できない
程度まで落ちてしまう。しかし、このクロム含量は他の
多くの超合金で以前から使用されている含量より低くな
っている。というのは、５重量％を越えると、高温で長
時間使用していると生起することがあるミクロ組織の不
安定性の原因となるからである。特に、長時間高温に暴
露された後、位相稠密（ＴＣＰ）相といわれる望ましく
ない脆性相が超合金中に生成することがある。クロムは
ＴＣＰ相を形成する傾向を大にする働きをし得る元素の
ひとつであり、最大のクロム含量に関する制限はＴＣＰ
相の形成を回避するのに役立つ。クロムの好ましい範囲
は約４．２５〜約４．７５％である。
【００１９】コバルト含量は約１２〜約１３％であり、
約１２．５％が最も好ましく、コバルトの好ましい範囲
は約１２．２５〜約１２．７５％である。このコバルト
含量は、ニッケル基単結晶超合金で通常見られるコバル
ト含量よりかなり高い。本発明の合金の場合、コバルト
は、高温で長時間作動中のＴＣＰ相生成に対して安定化
する役割を果たす。コバルト含量が約１２％未満である
と、ＴＣＰ相生成に対する安定性が低下する。もしコバ
ルト含量が約１３％より大きいと、合金の破壊強度と耐
酸化性が低下する。
【００２０】タングステン含量は約４〜約８％の範囲で
あり、約５．７％が最も好ましい。タングステンはγ相
とγ′相の両方に分配され、固溶体強化によって各々の
相を強化する機能を果たす。しかし、タングステンは高
密度の元素であり、存在すると合金の密度を望ましくな
い程に上昇させる。タングステン含量が約４％未満であ
ると、超合金の強度が不充分となり、特にγ′相の強度
が低下する。もしタングステン含量が約８％より大きい
と、密度が大きく増大し、耐酸化性と高温腐蝕耐性が低
下し、しかもＴＣＰ相生成を促進する傾向がある。タン
グステンの好ましい範囲は約５．６〜約５．９％であ
る。
【００２１】タンタルは、約６％〜約８％、好ましくは
約６．８〜約７．２％、最も好ましくは約７％の量で存
在する。タンタルは主として合金のγ’相を強化し、高
温腐食耐性を付与し、鋳造品の表面での通常斑点といわ
れる微細な等軸粒子の生成に抵抗する。タンタル含量が
約６％より低いと、合金の強度が低くなる。タンタル含
量が約８％より高いと、合金の密度が望ましくない程ま
で増大する。
【００２２】アルミニウムは約５〜約７％、好ましくは
約６．０〜約６．２％、最も好ましくは約６．１％の量
で存在する。アルミニウムはγ′相の生成に関して鍵と
なる合金化元素であり、また表面にアルミニウム酸化物
を形成することによって耐酸化性にも寄与する。アルミ
ニウム含量が約５％未満であると、γ′相の体積分率は
良好なクリ―プ‐破壊強度を達成するのに不充分であ
り、しかも合金の耐酸化性が低い。アルミニウム含量が
約７％を越えると、長時間高温に暴露されている間に脆
性のＴＣＰ相が生成する傾向が増大する。アルミニウム
含量が約７％より大きいと、合金は溶体化するのが困難
になり、初期融解の量が許容できないほどになる。
【００２３】レニウムは約５．７〜約７％、好ましくは
約６．０〜約６．４％、最も好ましくは約６．２％の量
で存在する。レニウムは比較的密度が高いが、γ相中の
強力な固溶体強化性元素であり、高温強度を達成するの
に重要である。本発明の合金においては、レニウムより
効力の低い他の固溶体強化性元素、たとえばモリブデン
（これは本発明の合金では全く含まれないのが好まし
い）やクロム（本発明の合金では他の超合金と比較して
低い濃度で存在する）などの代わりにレニウムを使用し
たのである。本発明の合金のレニウム含量は従来技術の
他の超合金のレニウム含量よりかなり高い。レニウム含
量が約５．７％より低いと合金の高温強度が不充分とな
り、レニウム含量が約７％より高いと長時間高温にさら
されている間にＴＣＰ相が生成する傾向が強くなる。レ
ニウムの量が増大すると、レニウムの密度と価格の故に
それぞれ重量と価格の点で不利になる。
【００２４】イッリトウムは耐酸化性を改善する。これ
は本発明の合金中に約０．００２〜約０．０３０％の量
で存在する。必要というわけではないが、向上した耐酸
化性を得るためには多少のイットリウムが存在するのが
望ましい。イットリウムの存在は環境特性に影響するの
みであると思われ、機械的特性には影響しないようであ
る。
【００２５】ハフニウム、炭素、そして特にホウ素は粒
界強化性元素である。これらは単結晶合金からは完全に
除くのが従来の慣例であったが、本発明の合金において
は比較的低濃度で存在して、名目上単結晶とされる結晶
中にさえどうしても存在する低角粒界の強化を促進す
る。これらの元素が合金から除かれている場合、約６°
より大きい間違った配向を有する低角粒界は製品中に許
容できなくなり、それより大きい角の粒界をもった鋳造
品はすべて捨てなければならない。これら３種の元素を
配合すると、粒界が充分に強化される結果、約１２°ま
で配向の誤った粒界を有する物品でも許容されるように
なる。したがって、これらの元素は、捨てなければなら
ない製品の割合を低下させることによって製品の生産性
を向上させる。また、使用中の信頼性も良好になる。
【００２６】ハフニウム、炭素およびホウ素の各々は多
少合金に添加するのが望ましいが、これらの元素があま
りに多くなりすぎると有害になることもある。ハフニウ
ムは約０．１２〜約０．１８％の範囲で配合される。ハ
フニウム含量が約０．１８％を越えると、合金の融点が
低下し、γ’ソルバス温度が低下して熱処理ができなく
なるほどになることがある。ハフニウムは約０．１５％
が最も好ましい。炭素は約０．０７％までで配合され
る。炭素含量が約０．０７％を越えると、過剰の炭素が
分離し、ミクロ組織内で炭化物を形成する。この炭化物
は疲れ亀裂の開始点となるので疲れ強さが低下する。好
ましい炭素含量は約０．０４〜約０．０６％の範囲であ
り、約０．０５％が最も好ましい。ホウ素は約０．０１
％までで配合することができる。しかし、ホウ素が約
０．００７５％より多くなると合金の融点が低下し、そ
の結果初期融解が起こる。約０．０１％までのホウ素が
許容され、これを越えると融点が許容できないほどに低
下する。ホウ素の好ましい範囲は約０．００３０〜０．
００５０％、最も好ましくは約０．００４％であり、こ
れによって融点が大きく低下することなく結晶粒界が強
化される。
【００２７】本発明の合金には、場合により、約６％ま
での量でルテニウムを添加してもよい。ルテニウムはγ
相およびγ′相の固溶体強化性元素であり、コバルトと
同様に、高温での使用中脆性のＴＣＰ相の生成に対して
これらの相を安定化する働きがある。しかし、ルテニウ
ムはコバルトより密度が高く合金の密度を望ましくない
ほどまでに上昇させ、合金元素の組合せによっては高温
腐蝕や耐酸化性などのような環境特性を劣化させること
がある。またルテニウムは現時点で１ポンド当たり約１
０００ドルと高価であり、現在これを供給しているのは
１社のみであるので将来地政学的理由から入手が不可能
になることも考えられる。これらのことを勘案した上
で、ルテニウムの量は最小限、好ましくは約３％未満の
量である。
【００２８】さまざまな理由からニッケル基超合金に含
ませることが多いが本発明の合金では排除するのが好ま
しい元素がいくつかある。モリブデンはγ相の強化性元
素である。しかし、モリブデンは耐酸化性と高温腐食耐
性に対して有害でもあり、ＴＣＰ相の形成によって合金
が不安定になる。本発明では、モリブデンは実質的にゼ
ロにまで低める。
【００２９】チタンはγ’相中でアルミニウムを代替で
き、得られる相はＮｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ）となる。しか
し、チタンは超合金の融点を低下させる傾向がある。さ
らに、チタンが存在すると耐酸化性に対してかなり有害
である。従って、本発明の合金のチタン含量は実質的に
ゼロである。
【００３０】ニオブとバナジウムはγ’形成性元素とし
てタンタル、およびアルミニウムの代替とすることがで
き、その結果Ｎｉ3 （Ａｌ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ）の
形態のγ’相が生成する。しかし、バナジウムは耐酸化
性と高温腐食耐性に対してかなり有害である。バナジウ
ムは低濃度で存在でき、０．５％ほどにすることが可能
であるが、バナジウムの量は非常に少量でのみ存在する
のが望ましく、ゼロが好ましい。ニオブは強化性元素で
あるが、合金の耐酸化性と高温腐食耐性が低下する。本
発明の超合金中のニオブは０から最大で１％までの濃度
で存在する。
【００３１】
【実施例の記載】以下の実施例で、本発明に従って作成
した超合金の性質と本発明の範囲外の超合金とを比較し
て説明する。これらの実施例は本発明および本発明と他
の超合金や物品との関係を例示するものであり、いかな
る意味でも本発明の範囲を限定するものではない。
【００３２】本発明の超合金に対する組成の変化および
範囲を検討するためにたくさんの合金試験材料を製造し
た。試験した合金の代表的な組成を下記表Ｉに挙げる。
試験した合金のうち本発明の範囲外のものには記号＃を
付した。
【００３３】
【表１】 表Ｉに挙げた合金の各々で、ハフニウム含量は０．５０
％以下、炭素含量は０．０７％以下、ホウ素含量は０．
００７５％以下、そしてイットリウム含量は０．０３０
％以下であった。下記表II中で星印＊は測定しなかった
ことを示す。
【００３４】表Ｉに組成を挙げた超合金の物理的性質と
機械的性質のいくつかを計算または測定した。これらの
性質を下記表IIに示す。表IIには、試験した合金の代表
と考えられる表Ｉの好ましい合金とその他の組成物の性
質の値が示されている。融解金属は狭さく部に通して成
長させることにより単結晶として凝固させて、［００
１］fcc 配向された結晶を生成させた。
【００３５】表IIに挙げた性質に関して説明すると、密
度（ポンド／立方インチ）は組成とその合金を形成して
いる元素の既知の密度とから計算される。他の機械的性
質はすべて測定されたものである。クリ―プ特性は、特
定の温度／負荷条件下で破壊するまでの時間数で表わし
てある。これは、「温度（°Ｆ）／負荷（ポンド／立方
インチ）」として表示してある（ただし、このポンドは
１０００ポンド単位である）。したがって、たとえば、
「２０００／２０」とされている欄の時間数は、２００
０°Ｆの温度、２０，０００ポンド／立方インチでサン
プルが破断するまでの時間数である。クリ―プ試験の
後、サンプルの断片をとり、研磨し、エッチングしてＴ
ＣＰ相の検査をした。ＴＣＰ相の存在量を金属組織学的
に評価して０から１０の値で定性的に表わした。ここ
で、０はＴＣＰ相の最小量を、１０は最大量を示す。Ｔ
ＣＰ相の形成は試験温度が高い方が多いことが明らかで
あった。したがって、表IIの「ＴＣＰ」の欄に挙げられ
ている値は２０００°Ｆの試験温度で見られたＴＣＰ値
を示し、一方１８００°Ｆの試験温度で見られたＴＣＰ
値は表示の値より常に低かった。
【００３６】
【表２】 これらの結果は、特にモリブデン含量が１％未満、好ま
しくはゼロに維持されている場合、高レニウム含量、す
なわち５．５〜８％の範囲で優れた強度と安定性（低Ｔ
ＣＰ数）が得られることを示している。コバルトの含量
が１２〜１４％と高い範囲であると良好な安定性（低Ｔ
ＣＰ数）が得られ、また同時にレニウム含量も高いと高
強度の材料が得られる。
【００３７】合金１Ａ、１Ｂ、２Ａ、２Ｂ、３Ａ、３
Ｂ、４、５Ａ、５Ｂ、６Ａおよび６Ｂの融解物は工業生
産に典型的な大規模なものであったが、その他のものは
実験室規模で融解した。本発明の範囲に入るこれらの大
規模な融解物は優れた強度、安定性および環境耐性を示
した。ルテニウム含量が約３．０％の合金３Ｂの融解物
は特に良好な高温強度特性をもっていた。
【００３８】本発明の好ましい組成物は合金５Ａで代表
される。この組成物を選択した理由は、環境耐性（高温
腐蝕および／または酸化）にとって有害であるモリブデ
ン、チタンもしくはバナジウム、または高価なルテニウ
ムを含有していないバランスのとれた化学組成をもって
いるためと、この組成物が高温タ―ビンエアフォイル用
途に最高のバランスのとれた性質をもっているからであ
る。この組成物は安定性が優れており、長時間高温にさ
らした後も不安定なＴＣＰ相の沈澱はほんの少しであっ
た。またこの合金は許容され得る程度の密度（０．３２
２lbs/in3 ）ももっている。
【００３９】また、合金５Ａは試験した合金の中で最も
良好な高温腐蝕耐性も示す。高温腐蝕試験は以下のよう
にして行なう。すなわち、直径０．１２５″、長さ１．
５″の試片を回転可能な固定治具に取付ける。この治具
を、２ｐｐｍのＮａＣｌを含む雰囲気をもつ燃焼装置に
入れる。この装置では温度が１５００°Ｆから１６５０
°Ｆまでで連続的に反復するが、温度が室温になった時
１日に一回の割合で短い停止時間をおく。試片を回転可
能な固定治具から取外し、２倍の倍率で目視検査し、一
組の標準と比較して１から１０までの等級を付ける。こ
の等級の１は腐蝕が少なく変色は表面のみである試片を
表わし、等級の１０は全体が腐蝕消耗された試片を表わ
す。試験した合金の試験結果を図２に示す。図２は試験
した合金に対して縦軸に腐蝕程度の等級を、横軸に試験
時間をとったものである。
【００４０】合金５Ａはまた、試験した合金の中で傑出
した２１５０°Ｆ高速酸化耐性も示す。すなわち、２０
０時間の試験後の重量損失が０．０５グラム（約０．２
５％）である。耐酸化性を測定するには、直径０．２
３″、長さ３．５″の試験片を回転するラジアルホイ―
ルに取付け、１時間毎に室温から約２１５０°Ｆまで反
復しマッハ１のスピ―ドで流れる空気に暴露する。２４
時間毎に試片を検査する。試験した合金の試験結果を図
３に示す。図３は縦軸に重量損失（グラム）を、横軸に
試験時間をプロットしたものである。
【００４１】本発明のいくつかの合金のクリープ−破壊
挙動を図４のグラフに示す。２つの合金３Ａと３Ｂは、
高価で地政上の影響を受けやすいルテニウムを含んでい
るので好ましい合金組成の中には入らない。平均的に見
て、ルテニウムを含有する融解合金、例えば３Ｂのクリ
ープ試験結果はルテニウムを含まない融解合金、例えば
２Ａ、５Ａより優れている。チタンを含まない融解合金
３Ａが本発明に含められる。
【００４２】本発明の超合金によって当業界で重要な前
進が達成され、作動温度の拡大が可能になると共に優れ
た長時間の高温安定性を得ることが可能になる。特定の
実施例と態様に関連して本発明を説明してきたが、特許
請求の範囲に定義した本発明の範囲から逸脱することな
く本発明に修正を加えることが可能であるということが
当業者には理解できよう。以上の教示に照らして、数多
くの修正、変更、置換および均等物が当業者には明らか
であろうが、それらはすべて本発明で意図された範囲内
に入る。
【図面の簡単な説明】
【図１】タービンブレードの一例の斜視図である。
【図２】選択された合金に対する反復高温腐食試験結果
のグラフである。
【図３】選択された合金に対する酸化試験結果のグラフ
である。
【図４】合金５Ａ、２Ａ、３Ｂに対して、クリープ破断
強さを示すラーソン−ミラー（Larson-Miller） パラメ
ーターと、応力の関係を表した応力破壊のグラフであ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ラムゴパル・ダロリア アメリカ合衆国、オハイオ州、ウエス ト・チェスター、オーバーランド・パー ク・コート、7377番 (72)発明者 ケビン・スウェイン・オハラ アメリカ合衆国、マサチューセッツ州、 ボックスフォード・ワイルドミドウ・ロ ード、９番 (72)発明者 アール・ワレン・ロス アメリカ合衆国、オハイオ州、シンシナ ティ、ベトゥラ・アベニュー、730番 (56)参考文献 特開 昭61−284545（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−58621（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−58242（ＪＰ，Ａ) 実開 昭60−211031（ＪＰ，Ｕ) 実開 昭60−159144（ＪＰ，Ｕ)

Claims (12)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 本質的に、４〜５重量％のクロム、１２
    〜１３重量％のコバルト、４〜８重量％のタングステ
    ン、６〜８重量％のタンタル、５〜７重量％のアルミニ
    ウム、５．７〜７重量％のレニウム、０．１２〜０．１
    ８重量％のハフニウム、０．０４〜０．０６重量％の炭
    素、０．００７５重量％以下のホウ素、０．００２〜
    ０．０３０重量％のイットリウムを含んでおり、残部が
    実質的にニッケルから成り、ＴＣＰ相の生成を防止し、
    環境抵抗および応力破壊抵抗を改良したニッケル基超合
    金。
  2. 【請求項２】 本質的に、４．２５〜４．７５重量％の
    クロム、１２．２５〜１２．７５重量％のコバルト、
    ５．６〜５．９重量％のタングステン、６．８〜７．２
    重量％のタンタル、６．０〜６．２重量％のアルミニウ
    ム、６．０〜６．４重量％のレニウム、０．１２〜０．
    １８重量％のハフニウム、０．０４〜０．０６重量％の
    炭素、０．００３０〜０．００５０重量％のホウ素、
    ０．００２〜０．０３０重量％のイットリウムを含んで
    おり、残部が実質的にニッケルから成り、ＴＣＰ相の生
    成を防止し、環境抵抗および応力破壊抵抗を改良したニ
    ッケル基超合金。
  3. 【請求項３】 本質的に、４．５重量％のクロム、１
    ２．５重量％のコバルト、５．７重量％のタングステ
    ン、７重量％のタンタル、６．１重量％のアルミニウ
    ム、６．２重量％のレニウム、０．１５重量％のハフニ
    ウム、０．０５重量％の炭素、０．００４重量％のホウ
    素を含んでおり、残部が実質的にニッケルから成り、Ｔ
    ＣＰ相の生成を防止し、環境抵抗および応力破壊抵抗を
    改良したニッケル基超合金。
  4. 【請求項４】 単結晶である、請求項１〜３のいずれか
    に記載の物品。
  5. 【請求項５】 ガスタービンエンジンの部品である、請
    求項４に記載の物品。
  6. 【請求項６】 前記部品がタービンエアフォイルであ
    る、請求項４記載の物品。
  7. 【請求項７】 本質的に、４〜５重量％のクロム、１２
    〜１３重量％のコバルト、４〜８重量％のタングステ
    ン、６〜８重量％のタンタル、５〜７重量％のアルミニ
    ウム、５．７〜７重量％のレニウム、０．１２〜０．１
    ８重量％のハフニウム、０．０４〜０．０６重量％の炭
    素、０．００７５重量％以下のホウ素、０．００２〜
    ０．０３０重量％のイットリウム、６重量％以下のルテ
    ニウム、１重量％以下のニオブを含んでおり、残部が実
    質的にニッケルから成り、ＴＣＰ相の生成を防止し、環
    境抵抗および応力破壊抵抗を改良したニッケル基超合
    金。
  8. 【請求項８】 本質的に、４．２５〜４．７５重量％の
    クロム、１２．２５〜１２．７５重量％のコバルト、
    ５．６〜５．９重量％のタングステン、６．８〜７．２
    重量％のタンタル、６．０〜６．２重量％のアルミニウ
    ム、６．０〜６．４重量％のレニウム、０．１２〜０．
    １８重量％のハフニウム、０．０４〜０．０６重量％の
    炭素、０．００３０〜０．００５０重量％のホウ素、
    ０．００２〜０．０３０重量％のイットリウム、６重量
    ％以下のルテニウム、１重量％以下のニオブを含んでお
    り、残部が実質的にニッケルから成り、ＴＣＰ相の生成
    を防止し、環境抵抗および応力破壊抵抗を改良したニッ
    ケル基超合金。
  9. 【請求項９】 本質的に、４〜５重量％のクロム、１２
    〜１３重量％のコバルト、４〜８重量％のタングステ
    ン、６〜８重量％のタンタル、５〜７重量％のアルミニ
    ウム、５．７〜７重量％のレニウム、０．１２〜０．１
    ８重量％のハフニウム、０．０４〜０．０６重量％の炭
    素、０．００７５重量％以下のホウ素、０．００２〜
    ０．０３０重量％のイットリウムを含んでおり、残部が
    実質的にニッケルから成るニッケル基超合金を１２６０
    ℃（２３００°Ｆ）に加熱し、次いで、１２６０℃（２
    ３００°Ｆ）で１．５〜２．５時間該ニッケル基超合金
    を均質化し、次に、該ニッケル基超合金を１３２４℃
    （２４１５°Ｆ）で１．５〜２．５時間溶体化処理し、
    次いで、該溶体化温度から１１２１℃（２０５０°Ｆ）
    まで該ニッケル基超合金を３分以内に冷却し、その後、
    該ニッケル基超合金を１１２１℃（２０５０°Ｆ）で一
    定時間時効処理する各工程からなる、ニッケル基超合金
    の製造方法。
  10. 【請求項１０】 ニッケル基超合金を０．５６℃（１０
    Ｆ゜）／時の速度で均質化温度から溶体化温度まで加熱
    する請求項９に記載の方法。
  11. 【請求項１１】 ニッケル基超合金を時効化温度に保持
    する時間が４時間である請求項９に記載の方法。
  12. 【請求項１２】 本質的に、４〜５重量％のクロム、１
    ２〜１３重量％のコバルト、４〜８重量％のタングステ
    ン、６〜８重量％のタンタル、５〜７重量％のアルミニ
    ウム、５．７〜７重量％のレニウム、０．１２〜０．１
    ８重量％のハフニウム、０．０４〜０．０６重量％の炭
    素、０．００７５重量％以下のホウ素、０．００２〜
    ０．０３０重量％のイットリウムを含んでおり、残部が
    実質的にニッケルから成るニッケル基超合金を１２６０
    ℃（２３００°Ｆ）に加熱し、次いで、１２６０℃（２
    ３００°Ｆ）で１．５〜２．５時間該ニッケル基超合金
    を均質化し、次に、該ニッケル基超合金を１３２４℃
    （２４１５°Ｆ）で１．５〜２．５時間溶体化処理し、
    次いで、該溶体化温度から１１２１℃（２０５０°Ｆ）
    まで該ニッケル基超合金を３分以内に冷却し、その後、
    該ニッケル基超合金を１１２１℃（２０５０°Ｆ）で一
    定時間時効化処理し、さらに、０．５〜１．５分で時効
    化温度から１０７９℃（１９７５°Ｆ）まで冷却し、次
    いで、１０７９℃（１９７５°Ｆ）に３．５〜４．５時
    間保持し、保護コーティングを設け、その後、６分未満
    で８９９℃（１６５０°Ｆ）の温度まで冷却し、この温
    度に３．５〜４．５時間保持する各工程からなるニッケ
    ル基超合金の製造方法。
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