JP2782340B2 - 単結晶合金およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はニツケルを主成分とする合金、特に高温雰囲
気に長時間さらされても不都合な相の生成を抑制可能な
単結晶合金およびその製造方法に関する。 ジエツトエンジンあるいはターボプロツトエンジンの
性能はエンジンに用いられるガスタービンの羽根若しく
は翼における高温特性の制約を受ける。航空機のガスタ
ービンあるいは動力装置では、燃料とエヤが混合されて
燃焼され、燃焼により生成した熱ガスが羽根の翼に衝突
され、これにより羽根が回動せしめられる。タービン羽
根は回転デイスクに装着されており、デイスクの回転に
伴いエヤがエンジン内に導入され、ターボプロツトエン
ジンの場合プロペラが回動される。従つてガスタービン
の羽根若しくは翼は、高温、高負荷、強酸化、強腐蝕、
強疲労等の極めて苛酷な環境下で作動されることにな
り、この環境において充分な耐性を持たせる必要があ
る。タービンの羽根若しくは翼はエンジンの心臓部であ
り、その性能を僅かに改善してもエンジンの性能、経済
性および寿命に大きく寄与する。 （従来の技術） このため従来羽根若しくは翼に用いられる材料の改善
に多様の努力が払われてきた。昨今の航空用エンジンに
用いられるタービンの羽根若しくは翼はニツケルおよび
コバルトを主成分とする合金で作られており、高温雰囲
気における作動特性に優れている。この合金の微細な構
造においては多様の方向に配向される多数の小さな粒子
が含まれる。高温雰囲気では、粒子が互いに摺べりクリ
ープ変形が生じ勝ちになるが、この合金で粒界を強化す
ることにより、クリープ変形を抑止することが企図され
ている。一方現在単結晶合金を用いて羽根若しくは翼全
体を製造することが可能になつている。当該単結晶合金
では従来品の如く粒界を強化する元素を除去して高温特
性を改善している。 （発明が解決しようとする問題点） タービンの羽根若しくは翼の高温性能をより改善すべ
く、羽根若しくは翼の如き部材に用いられる合金の高温
における安定性について更に関心が向けられているが、
この種の合金は高温に対し主に合金の製造過程における
凝固中あるいは高温雰囲気における使用中に脆弱な相が
生成されると不安定になる。このような脆弱でもろい相
の一にシグマ相が挙げられ、このシグマ相が生成された
場合合金部品は脆弱化することが知られている。即ち、
この脆弱化により羽根若しくは翼の寿命が短かくなる。 従つてタービンの羽根若しくは翼のような製品に用い
る単結晶合金を改善し、同時にこのような製品の有効な
製造法を見い出すことが望まれている。単結晶製品は、
高温下における強度、延性、耐疲労性および耐クリープ
性に優れ、金属学上の安定性および耐環境性（例えば耐
酸化性および耐腐蝕性）に勝るものにする必要がある。
また製品の製造に関しては既存の製造法、例えば単結晶
成長法、熱処理法および塗布法等により作成可能にする
必要がある。 本発明の目的はこれらの条件を満足し得る単結晶合金
製品およびその製造法を提供するにある。 本発明によれば高温下における機械的特性が優れ特に
タービンの羽根若しくは翼に好適に使用されるニツケル
を主成分とした単結晶合金製品が提供される。本発明に
よる製品は高温下においても優れた安定性を有し且耐酸
化性および耐腐蝕性も良好にされ、且溶融、単結晶成
長、熱処理、塗布積層等の既存の製造法を採用して容易
に作成され得る。 （問題点を解決するための手段） 本発明によれば、ニツケルを主成分とする単結晶製品
の配合が実質的に４〜６重量％のクロム、実質的に８〜
12重量％のコバルト、実質的に１〜2.5重量％のモリブ
デン、実質的に３〜６重量％のタングステン、実質的に
1.8〜3.2重量％のレニウム、実質的に1.9〜2.5重量％の
ルテニウム、実質的に５〜６重量％のアルミニウム、実
質的に0.9〜1.5重量％のチタン、実質的に７〜10重量％
のタンタル、実質的に0.08〜0.12重量％のハフニウム、
残りがニツケルにされ、モリブデンとタングステンとレ
ニウムとの和が実質的に8.4〜10.4重量％にされ、アル
ミニウムとチタンとタンタルとの和が実質的に13.8〜1
5.7重量％にされ、実質的にバナジウム、炭素、ほう素
並びにジルコニウムを含めないものとされる。且当該単
結晶製品はタービンの羽根若しくは翼となり得、好まし
くはガンマ・プライム相粒子がガンマ相母材内に分布さ
れる如き微細構造を持つ。 本発明の更に好適な実施例によれば、実質的に4.5〜
5.6重量％のクロム、実質的に9.7ないし約10.3重量％の
コバルト、実質的に1.4〜2.0重量％のモリブデン、実質
的に4.8〜5.2重量％のタングステン、実質的に2.8〜3.2
重量％のレニウム、実質的に1.9〜2.5重量％のルテニウ
ム、実質的に5.3〜5.7重量％のアルミニウム、実質的に
0.9〜1.0重量％のチタン、実質的に8.0〜9.0重量％のタ
ンタル、実質的に0.08〜0.12重量％のハフニウム、残り
がニツケルでなり、モリブデンとタングステンとレニウ
ムとの和が実質的に8.4〜10.4重量％でアルミニウムと
チタンとタンタルとの和が実質的に13.8〜15.7重量％で
あり、実質的にバナジウム、炭素、ほう素およびジルコ
ニウムを含めない単結晶合金製品およびその製造方法が
提供される。 本発明の最適の実施例によれば、実質的に4.8重量％
のクロム、実質的に10.0重量％のコバルト、実質的に1.
5〜2.1重量％のモリブデン、実質的に4.8重量％のタン
グステン、実質的に2.9重量％のレニウム、実質的に1.9
〜2.5重量％のルテニウム、実質的に5.2〜5.5重量％の
アルミニウム、実質的に0.9〜1.1重量％のチタン、実質
的に8.0〜9.0重量％のタンタル、実質的に0.10重量％の
ハフニウム、残りがニツケルでなり、アルミニウムとチ
タンとタンタルとの和が実質的に15.0重量％を越さず、
実質的にバナジウム、炭素、ほう素およびジルコニウム
を含まない単結晶合金製品が提供される。本発明の単結
晶合金製品は特に安定性および特性が優れている。 本発明の他の実施態様によれば、上記配合成分でなる
合金を作成する工程と、この合金から単結晶合金製品を
作成する工程とを包有してなるニツケルを主成分とする
単結晶製品の製造法が提供される。この製造工程におい
て単結晶金属製品は次に所望の合金配合物のガンマ・プ
ライム相の溶融温度より高い温度で、溶体化熱処理さ
れ、更にガンマ・プライム相粒子がガンマ相母材内に分
布された微細構造を持つようエージング処理される。ま
た必要に応じて単結晶金属製品に保護被覆を施し得る。 （作用） 本発明の単結晶合金製品によればガンマ・プライム相
粒子がガンマ相母材内に分布されるような微細組織をと
り得るから、高温での機械的特性および耐環境性、更に
は相安定性が優れていて特にタービンの羽根若しくは翼
に好適に使用され得る。またこのようなタービンの部品
は周知の製造方法により作成可能であり、更に耐酸化性
および耐腐蝕性の被覆を施こすことができる。加えて本
発明の単結晶合金製品は溶体化処理およびエージング処
理されて良好な機械的特性を保持するような最適の組織
にされる。 （実施例） 第１図には、例えばガスタービンエンジンに使用され
るタービンの羽根（10）のようなニツケルを主成分とし
た単結晶スーパアロイからなる製品が図示されている。
羽根（10）にはタービンホイール（図示せず）に固設さ
れる基部（12）と熱ガス流と衝突する翼部（14）とが包
有される。羽根（10）上には通常、厚さ千分の数インチ
（約0.0254〜約0.0762）で耐酸化性および耐腐蝕性の金
属又は非金属製の薄い被覆体が形成され得るが、本発明
の顕著な特徴は被覆が施される基材に存在する。また基
材の配合物、その成分および構造は良好な被覆が実現さ
れ得るよう選定される。 タービンの羽根（10）のような本発明の製品において
は、少なくとも翼部（14）の部分が単結晶金属で形成さ
れることになる。本明細書で用いる用語「単結晶合金製
品」とは、実質的に全体の荷重を支承する部分が単結晶
の配向を示し高角粒界が実質的に存在しない合金製品を
指す。傾斜粒界若しくは捩れ粒界のような低角粒界は存
在しないことが好ましいが、この単結晶合金製品内に多
少存在するものも含まれるものとする。当該低角粒界は
単結晶合金製品の凝固若しくは形成後、あるいはクリー
プ処理等の変形処理中に生じる製品の変形後に生じる場
合が多い。 他に小さな不規則性があつても用語「単結晶」のカテ
ゴリーに含まれるものとする。例えば小領域の高角粒界
が被覆と基材との相互拡散時および製品が熱処理を受け
る間に被覆直近において形成されることもある。この小
領域の高角粒界は基部（12）の、特にターボホイールと
接する部分に形成されることもある。このように製品が
完全な単結晶である場合に比べて、正常な工業的製造お
よび使用において見られるような僅かの不規則性は本明
細書で用いる用語「単結晶」のカテゴリー内に含まれる
ものとする。 更に第２図を参照するに完成された製品の単結晶の微
細構造の写真が示されており、当該製品は通常主に母材
内に形成される２相の沈澱部からなることが理解されよ
う。この製品の微細構造においては、製品の凝固中に生
成され、後続の熱処理工程中に除去されなかつた小容量
の共融領域が含まれる。この共融領域における結晶の配
向は母材の結晶の配向と同一ではない。従つて低角粒界
若しくは孤立した多結晶の小領域が存在し、また小さな
体積分率の共融領域が単結晶内に存在することになる
が、これもやはり「単結晶」であるものとする。 しかして本発明の製品は本明細書で定義されるような
単結晶材で構成することを顕著な一特徴とする。ガスタ
ービンの構成部材のような高温で使用される周知の多結
晶製品にあつては、特に粒子間即ち結晶間の粒界の強化
および粒子の強化に主眼を置いていたが、本発明による
製品は単結晶からなるので、製品の合金成分自体が大巾
に変更されることになる。この単結晶製品には実質的に
粒界が存在しないからその強化も不要である。この場合
本発明の単結晶製品の配合が単結晶の作成および使用す
るために最適化されることが望ましい。 尚詳述するに過去、ガスタービンの初期の開発段階で
は、ガスタービンの羽根若しくは翼が比較的低温におけ
る使用を前提として鍛造法あるいは通常の鋳造法により
作成されており、この羽根若しくは翼は多結晶粒子構造
をなしている。この場合ガスタービンの性能は高温にお
いて使用することにより上昇するので、ガスタービンの
性能を改善する一法として多結晶粒子構造に耐熱性を持
たせるべく、粒子構造の破損を低減するように粒子構造
を強化することが行なわれている。そこで従来の鋳造構
造においては粒子の少ない製品を製造する方法、即ち粒
子間の境界換言すれば粒界が主応力軸に対し平行に整合
していて横粒子が生ずることを除去するような煩雑な方
法がとられていた。 これに対し昨今の鋳造法にあつては、多結晶部材に比
べ高温での使用耐性の高い単結晶部材が作成されてい
る。この場合単結晶部材の結晶は溶融金属を固形部材に
鋳造する際直線的に、あるいは多結晶構造を単結晶構造
に転移させる固体転移法により得られる。前者の直接的
な鋳造法は凝固中の単結晶生成速度が早い点で好まし
く、従つて後者の転移法に比べ経済的であり、より完全
な単結晶合金製品が得られる。 本発明においては単結晶合金製品の好ましい作成法と
して以下に説明するような勾配凝固法が採用される。こ
の場合好適に配合した溶融金属を、実質的に最終的な作
成部材に相応する所望の形状を持つた耐熱性でセラミツ
ク製の型内に注入する。次に型および型に入れた溶融金
属を炉、誘導加熱コイルあるいは他の加熱装置内に置い
て加熱し、次に徐冷する。このとき型に対し設置される
冷却部に隣接した型内の部分の金属が先ず、最初に凝固
し、冷却を続けることにより凝固した金属と溶融金属と
の境界域が次第に移動する。このとき勾配凝固は、型の
一端部に隣接して冷却ブロツクを置き、次に加熱源を切
り型および溶融金属を徐冷することにより達成される。
他の方法としては、型および溶融金属を加熱源より徐々
に離間させる構成もとり得る。 ある結晶配向、例えば（001）は勾配凝固中、他を閉
め出して成長し単粒子が製品全体を占めることになり、
製品の主軸がこの結晶配向（001）に対し平行にされ
る。一方単結晶の配向速度を促進させ、製品の実質的に
全てを同一の単結晶配向にする方法は既に提供されてお
り、本発明において適宜採用し得る。例えば米国特許第
4,412,577号には、単結晶開始材を最初に凝固する金属
に隣接して位置させ、金属を開始材と同一の向きに配向
させる播種法が挙げられる。また他の例として、米国特
許第3,494,709号に開示されるような幾何的選択法が挙
げられる。 単結晶を生成する更に他の方法、例えば遊動ゾーン法
も本発明に適用でき、この場合溶融ゾーンが多結晶製品
の金属内に形成されて可動凝固前線が形成される。また
固体法も採用でき、この場合多結晶固体部材が固体状の
単結晶に転移されるが、この固体法は通常転移速度が遅
く且単結晶も相対的不完全であるから、高度に完全な単
結晶合金を求めるときは不適当である。 本発明の単結晶合金製品の配合は、重量％で約４〜約
６％のクロム、約８〜約12％のコバルト、約１〜約2.5
％のモリブデン、約３〜約６％のタングステン、約1.8
〜約3.2％のレニウム、約1.9〜約2.5％のルテニウム、
約５〜約６％のアルミニウム、約0.9〜約1.5％のチタ
ン、約７〜約10％のタンタル、約0.08〜約0.12％のハフ
ニウム、残りは全体が100％となるようなニツケルでな
る。また配合物において、モリブデンとタングステンと
レニウムとの和が約8.4〜約10.4重量％、アルミニウム
とチタンとタンタルとの和が約13.8〜約15.7重量％にさ
れる。このように配合された単結晶合金製品の微細構造
にはバナジウム、炭素、ほう素およびジルコニウムを実
質的に含めないように構成される。 この配合の合金元素は、最終的な製品の物理的および
化学的特性が最適化され、且製品の使用中この特性を留
保するよう選択される。この合金元素の選択時に特に勘
案する点は、クリープ強度および相安定性を保てるよう
に単結晶製品の強化構造を最適化することにある。製品
の熱処理後の好ましい構造においては第２図に示される
如く母材中に沈澱物がアレイ状に形成される。母材はニ
ツケルであり、各種の固溶体強化元素を添加して強化す
る。即ちガンマ相を形成することになる。大半の元素は
ニツケルに対し少なくとも一部固体溶解できるが、モリ
ブデン、タングステンおよびレニウムは有用な固溶体強
化元素であり、所定量使用しても他の特性にそれほど悪
影響を及ぼさず、実際所望の特性を向上できる。モリブ
デンは約１〜約2.5重量％、タングステンは約３〜約６
重量％、およびレニウムは約1.8〜約3.2重量％含まれ
る。これらの固溶体強化元素の和は約8.4〜約10.4重量
％に選定する必要がある。これらの元素を加入し過ぎる
と、母材の強度が低下する。またこれらの元素を過度に
加入すると、高温での耐腐蝕性および耐酸化性が低下す
る。 レニウムの添加は沈澱物の大きさを均一化し、ガンマ
相母材の強度が改善される利点もある。更にレニウムに
より、高温下で長時間に亘る使用におけるガンマ相母材
のクリープ強度が改善され、沈澱物の粗粒化速度が遅延
される。またレニウムの替わりにルテニウムを使用する
こともできる。一方ルテニウムはレニウムと同等の強化
元素ではないので、添加量をレニウムの添加量より多く
して所定の強度を得る必要がある。一方レニウムに比ベ
ルテニウムの密度は低く、現在の所単価も低いので、レ
ニウムの替わりにルテニウムを多量に用いる方がコスト
上の点で好ましい。 且またレニウムに比べ、ルテニウムを使用した場合不
都合なシグマ相（以下に詳述する）の生成が阻まれ得
る。 単結晶合金製品の強度は、固溶体強化の他に、母材中
に沈澱物を存在させることにより強化される。沈澱物は
ニツケル、アルミニウム、チタン、タンタルの化合物で
あり、ガンマ・プライム（gamma−prime）相をなし、化
学式Ni₃（Al,Ti,Ta）で表わされる。ガンマ・プライム
相の体積分率は好ましくは約65〜約70容量％の範囲内で
高レベルに維持されることが望ましい。 この量のガンマ・プライム相を得るためには、アルミ
ニウムは約５〜約６重量％、チタンは約0.9〜約1.5重量
％およびタンタルは約７〜約10重量％含まれる。ガンマ
・プライム相を作る元素が少量使用されたときは、ガン
マ・プライム相沈澱物の体積分率が低くなり、その結果
引張強度およびクリープ強度が許容レベル以下になる。
また逆にガンマ・プライム相を作る元素が多量に使用さ
れたときは、共融ガンマ・プライム相の体積分率が高く
なり過ぎる。共融ガンマ・プライム相は溶融温度を押え
る元素と混合され、極めて合金にし易いので、このよう
な合金は共融ガンマ・プライム相の全部または大半を溶
解する溶解熱処理が困難となる。このため単結晶製品と
しての合金に所定の強度を付与し得ない。合金中のタン
タル成分量は合金の破断寿命を向上するためレニウムを
含む単結晶合金製品で用いた量以上に増加される。また
タンタル含有量を高くすることは、ガンマ・プライム相
沈澱物の所望の体積分率を維持するために有効であり、
同時に例えば鋳造品の共融相の体積分率を約15容積％以
下に保持し得る。 アルミニウムとチタンとタンタルとの和は約13.8〜約
15.7重量％の範囲内に維持される。この範囲より低い値
にすると、ガンマ・プライム相を形成する元素が充分に
得られず、ガンマ・プライム相沈澱物の体積分率が低く
なり、これに伴い強度も低下する。またガンマ・プライ
ム相を構成する元素の含有量を過度に高い値にすると、
高温処理中シグマ相、即ち脆弱でもろい沈澱物が生成さ
れ望ましくない。モリブデンとタングステンとレニウム
との和を約8.4〜約10.4重量％に、またアルミニウムと
チタンとタンタルとの和を約13.8％〜約15.7重量％に同
時に制限すると、得られる製品のクリープ強度と化学的
安全性が共に最適化され、高温下において長時間晒され
ても不都合なシグマ相が生成されないことが判明してい
る。 クロムの含有量は約４〜約６重量％にされる。クロム
により、ガスタービンの硫黄を含む熱ガス内での耐腐蝕
性および耐酸化性が向上される。このように製品自体に
耐腐蝕性および耐酸化性等の耐環境性を持たせること
は、保護膜を塗布するときであつても望ましい。クロム
の含有量を上記の範囲より低くし過ぎると、耐環境性が
悪くなり、また逆に高くし過ぎると、もろいシグマ相が
生成され易くなり望ましくない。 コバルトの含有量は約８〜約12重量％にされる。上記
の範囲は一般にニツケルを主成分とする単結晶製品のコ
バルト含有量に比べ高い。コバルトにより、上記のクロ
ムおよびレニウムを含むシグマ相の生成が抑止される。
コバルトの含有量を上記の範囲より低くし過ぎると、こ
のシグマ相生成抑止効果が不充分となり、一方高くし過
ぎるとガンマ相母材内にガンマ・プライム相沈澱物が溶
解され易くなり望まくない。このようにガンマ・プライ
ム相沈澱物が溶解されていくと、ガンマ・プライム相沈
澱物の体積分率が減少され、このため製品の強度も低下
してしまう。一方所定量の他の合金元素と組み合わせる
ことにより比較的多量にコバルトを添加しても製品に悪
影響を及ぼさないことが判明している。 ハフニウムの含有量は約0.08〜約0.12重量％にされ
る。ハフニウムはこれまで粒界強化元素と考えられてお
り、従つて従来の単結晶合金製品から除くことが好まし
いものとされていたが、ハフニウムにより耐酸化性が向
上することが判明した。このため所定量の他の合金元素
と組み合わせてハフニウムを所定量含ませることにより
合金製品の耐環境性が最適化され得る。 炭素、ほう素、ジルコニウム等の他の粒界強化元素
は、専ら粒界強化のみに必要であり、本発明では使用さ
れない。この粒界強化元素が含有されると脆弱でもろい
沈澱物が生成され、合金の溶融温度が下がる。ハフニウ
ムを上述の如く粒界強化元素の１つとして考えられてい
たが、本発明では別の目的で使用される。高温下での耐
環境性を改善するため本発明においてバナジウムは使用
しない。このような不都合な元素は単結晶製品の特性に
悪影響を及ぼさない範囲の極めて微量の不純物として存
在するだけである。 他の合金元素の含有量もニツケルを主成分とする周知
の単結晶合金製品と異なるよう変更している。モリブデ
ンとチタンとの和は相安定性を高め、以下に説明する方
法で熱処理可能になるように低減せしめる。これに伴い
合金の溶融温度が低下することになる。 鋳造性を良好にするためタングステンのタンタルに対
する含有比も、周知のレニウムを含む合金に比べ低減す
る。この比を高くすると、鋳造品の表面にはん点ができ
易くなり、またこの比を低くすると逆の効果が生じる。
且この比を下げるため本発明の合金には従来の合金より
タングステンの含有量を低減し、タンタルの含有量を増
加する。 合金元素の含有量を所定の量に選択することにより、
鋳造単結晶合金製品の熱処理性が向上する。本発明の単
結晶合金製品を作成する方法によれば、所望の配合の合
金が作られ次にこの合金から単結晶合金が生成される。
これにより得られた単結晶の微細組織は仮にそれ以上の
処理を施さない状態でも各種サイズのガンマ・プライム
相沈澱物を含む。更に溶体化熱処理およびエージング熱
処理が行なわれる、即ちガンマ・プライム相沈澱物内の
材料を溶体化熱処理でガンマ相母材内に溶解し、次いで
低温下のエージング処理で沈澱せしめる。 ガンマ・プライム相を溶液内に置くため、単結晶体を
ガンマ・プライム相の溶解温度より高く、合金の溶融温
度より低いレベルまで加熱する。溶融温度（配合物が溶
融を開始する温度）は溶解温度より充分高くせしめ、こ
のため単結晶体を溶解温度と溶融温度との間の範囲まで
加熱し、ガンマ・プライム相沈澱物をガンマ相母材内に
溶解させるに充分長い時間そのまま維持する。例えば、
溶解温度と溶融温度との差がわずか約５゜F（約2.8℃）
である場合、既存の熱処理装置を用いてガンマ・プライ
ム相沈澱物を溶解するため数時間の間単結晶製品をこの
ような小さな範囲内に維持することは実際上困難であ
る。溶解温度は通常約2,400〜24,500゜F（約1300〜約13
600℃）であり、従つて市販の熱処理装置で数度の範囲
内に正確に制御することは極めて困難である。従つて溶
融温度をガンマ・プライム相沈澱物の溶解温度より少な
くとも約15゜F（約8.3℃）以上にすることが好ましい。 溶解温度および溶融温度は共に合金に含まれる元素の
含有量を変更することにより変化する。一般に、合金元
素の含有量が多くなると、溶融温度が低下し、溶融温度
に近付くので、産業界で使用されている熱処理法が使用
不可能になる。本発明の合金の配合はこの点を勘案して
選択する。即ちモリブデン、チタン、炭素、ほう素、ジ
ルコニウム、バナジウムおよびタングステンの各含有量
を減らすと溶融温度の低下を押え得、且他の特性にも悪
影響を及ぼすことがないことが判明している。 後述の実験例から理解されるように、ガンマ・プライ
ム相の溶解温度と合金の溶融温度との差のいわゆる「熱
処理窓（heat treat window）」は少なくとも15゜F（約
8.3℃）に好ましくは約50゜F（約28℃）以上にする。鋳
造による単結晶合金製品の好ましい熱処理法によれば、
製品を約2,415゜F（約1324℃）で約３時間の間溶体化熱
処理して、凝固中に生成されたガンマ・プライム相沈澱
物をガンマ相母材中に溶解する。この溶体化熱処理はガ
ンマ・プライム相の溶解温度と溶融温度との間の熱処理
窓内の任意の温度で達成できる。温度を上げると熱処理
時間が短縮されるが、熱処理温度は通常熱処理装置の誤
差限界となるような最大レベルまでは上げることができ
ない。熱処理が完了した後、溶体化熱処理された単結晶
合金製品を冷却して母材をガンマ・プライム相をなす元
素で過飽和状態にする。所定の過飽和状態を得るのに、
アルゴンを用いた急速フアンにより約1,000゜F（約538
℃）以下まで冷却すれば充分であることが判明してい
る。市販の熱処理炉ではいずれも冷却速度を極めて早く
することはできず、一方冷却速度を必要以上に遅くした
ときも所定の過飽和状態を得れない。 溶体化熱処理および過飽和冷却を受けた単結晶合金製
品はエージング処理してガンマ・プライム相沈澱物をガ
ンマ相母材内に沈澱する。このエージング熱処理は塗布
処理と組み合わせて行なうことができる。上述のように
ガスタービン部材には通常使用前に耐腐蝕性且耐酸化性
の被膜を塗布する。通常の塗布処理では、製品を約４時
間の間約1,950゜F（約1066℃）まで加熱する必要があ
る。この熱処理によりガンマ・プライム相の沈澱物の一
部をガンマ相母材内に沈澱させるので一部エージング熱
処理を行なうことになる。このエージング熱処理は塗布
工程とは別に更に高温に晒すことによつても実行可能で
ある。1950゜F（約1066℃）で４時間の熱処理後に、更
に約1,600゜F（約871℃）で約20時間熱処理し充分にエ
ージングする。この場合エージング熱処理は上記の範囲
に限定するものではなく、所定の体積分率のガンマ・プ
ライム相の沈澱物をガンマ相母材内に過飽和熱処理によ
り沈澱させる他の好適な方法によつても実施し得る。 例えば凝固した単結晶の微細構造には、不均等なガン
マ・プライム相粒子とガンマ・プライム相の共融領域と
が含まれる。溶体化熱処理により、不均等なガンマ・プ
ライム相粒子およびガンマ・プライム相の共融領域のほ
とんどすべてをガンマ相母材内に溶解させる。次のエー
ジング処理により、ほぼ均等な形状且幾分一様なサイズ
のガンマ・プライム相沈澱物をアレイ状に沈澱させる。
第２図に示されるガンマ・プライム相沈澱物のサイズは
約0.3〜約0.7μｍ程度になつている。 本発明に沿つて作成した合金においては、所定量の元
素が最適に決められる。好ましい単結晶合金製品の配合
は、約4.6〜約5.6重量％のクロム、約9.7〜約10.3重量
％のコバルト、約1.4〜約2.0重量％のモリブデン、約4.
8〜約5.2重量％のタングステン、約2.8〜約3.2重量％の
レニウム、約5.3〜約5.7重量％のアルミニウム、約0.9
〜約1.0重量％のチタン、約8.0〜約9.0重量％のタンタ
ル、約0.08〜約0.12重量％のハフニウム、残りがニツケ
ルにされ、モリブデンとタングステンとレニウムとの和
が約8.4〜約10.4重量％にされ、アルミニウムとチタン
とタンタルとの和が約13.8〜約15.7重量％にされ、且実
質的にバナジウム、炭素、ほう素およびジルコニウムを
含めないように構成される。単結晶合金の配合をこの好
ましい範囲にすることにより、従来の単結晶合金製品に
比べ優れたクリープ特性および相安定性を得ることがで
きる。 最適の特性が得られる本発明の最適の配合物によれ
ば、約4.8重量％のクロム、約10.0重量％のコバルト、
約1.5〜約2.1重量％のモリブデン、約4.8重量％のタン
グステン、約2.9重量％のレニウム、約5.2〜約5.5重量
％のアルミニウム、約0.9〜約1.1重量％のチタン、約8.
0〜約9.0重量％のタンタル、約0.10重量％のハフニウム
および残りがニツケルからなり、アルミニウムとチタン
とタンタルとの和は約15.0重量％を越えず、且バナジウ
ム、炭素、ほう素およびジルコニウムを含めない。 本発明により好適に配合された製品は上述したように
合金から単結晶合金製品を作成し更に溶体化熱処理およ
びエージング熱処理して作成される。 実験例１ 表１の含有量の合金を作成した。 単結晶合金製品を各合金を型に注入し鋳造して作成し
た。各型で多くの製品、特に直径5/8インチ（約1.59c
m）で長さ4.5インチ（約11.4cm）のテスト棒20本と第１
図とほぼ同様な構造のガスタービンの羽根４個とを作成
した。型に注入した液状の金属合金は上述した勾配凝固
法により単結晶として凝固した、即ち型の合金の溶融温
度より高い温度で運転されている炉内に水で冷却したブ
ロツク上に置く。合金を完全に溶融させた後型を炉から
取り出し、型内の金属をブロツクと隣接した部分から一
方向に次第に凝固せしめる。凝固後型を冷却し、外して
鋳造金属製品を取り出す。 各合金サンプルを多様の温度に加熱し、ガンマ・プラ
イム相の溶解温度および溶融温度に相当する初期溶融温
度を決定した。表２にその結果および熱処理窓を示す。 単結晶スーパアロイのクリープ強度および応力に対す
る破断強さは溶体化熱処理により粗い冷却ガンマ・プラ
イム相を溶解することによつて得られる。表２に示され
る本発明の合金の熱処理窓は少なくとも15゜F（約8.3
℃）以上となつている。これは能力上市販の熱処理炉を
使用できる範囲と考えられる。この点において本発明の
合金は従来のものに比べ優れていることが理解されよ
う。例えば米国特許第4,371,404号による合金231の熱処
理窓は５゜F（約2.8℃）であり、このため市販の炉によ
り溶体化熱処理を行なうことが不可能であつたが、本発
明によればこの問題が解決される。 更に表２に示す合金H,I,Mは所定の配合の範囲外であ
り熱処理窓が相対的に小さい場合である。また合金J,L
のタンタル含有量はタンタルの所定の範囲外にあるが、
にもかかわらずその熱処理窓は合金H,I,Mより大になつ
ている。この結果は例えば凝固した構造内に存在する共
融ガンマ・プライム相の体積分率と関係がある。表２に
示される合金の共融相は約15容量％以下であり、熱処理
窓は20゜F（約11.1℃）より大きい。産業上の現場サイ
ドから見れば翼の溶体化熱処理上熱処理窓は大きいこと
が望ましいことは上述した通りである。ガンマ・プライ
ム相を構成するアルミニウム、チタン、タンタル等の元
素の組合せにより従来と異なり熱処理窓は大きく影響を
受ける。本発明においては、アルミニウムとチタンとタ
ンタルとの和を15.7重量％に制限することにより、共融
相の体積分率を確実に約15容量％以下に、ガンマ・プラ
イム相の体積分率を確実に約65〜約70容量％以内にす
る。 合金A,B,C,Kのような好ましい合金は約2390゜F〜約24
15゜F（約1310〜約1324℃）の範囲内で溶体化熱処理
し、最大溶液温度として2415゜F（約1324℃）を選定し
た。この選定により合金H,Mにおいては僅かに初期溶融
が生じるものと考えた。残りのテストサンプルはアルゴ
ン雰囲気内において2415゜F（約1324℃）で３時間溶体
化熱処理し、次に急速アルゴンフアンにより1000゜F
（約538℃）以下まで冷却して過飽和状態のガンマ相母
材を生成した。このサンプルを取り出し結晶評価をし、
溶体化熱処理により共融ガンマ・プライム相のほとんど
すべてが溶液内に置かれたか否かを決定した。予期した
ように、合金H,Mは幾分初期溶融を生じていた。 溶体化熱処理および冷却処理後、テストサンプルを実
際には塗布しなかつたが熱処理した上塗布工程をシユミ
レートした。この場合、テストサンプルを約1950゜F
（約1066℃）で４時間加熱した。次にテストサンプルを
アルゴン雰囲気中において1600゜F（約871℃）で20時間
エージング処理した。この結果は、溶液処理およびエー
ジング処理後の単結晶の代表的微細構造の写真を示す第
２図から明らかであろう。ガンマ・プライム相沈澱物は
少なくとも約65容量％を占め、ほぼ立方体状の形態をな
し、この立方体の一縁部に沿つた寸法は約0.3〜約0.7μ
ｍであつた。 実験例２ 実験例１で溶体化熱処理およびエージング処理して作
成した単結晶製品のサンプルの機械的特性を判別すべく
テストした。直径0.160インチ（約0.406cm）、全長２イ
ンチ（約5.08cm）の円筒形にテストサンプルを加工しク
リープ破断テストを行なつた。表３には1800゜F（約982
℃）で平方インチ当り36000ポンド（約2.5×10³Kg/c
m²）の荷重によりクリープ破断テストを行なつた結果を
示してある。テストは所定の温度の炉内に置いたサンプ
ルに死荷重を与えて行なつた。 他のグループのサンプルに対しても、温度2000゜F
（約1093℃）で平方インチ当り18000ポンド（約1.24×1
0³Kg/cm²）の引張荷重を与える点を除き同様のクリープ
破断テストを行なつた。その結果を表４に示す。 2,000゜F（約1093℃）で18,000psi（約1.24×10³Kg/c
m²）の時の合金Ｈの破断寿命は初期溶融のため他の合金
に比べ低くなつている。 またクリープ破断テストを周知の如く方向性を持たせ
て凝固させたタービン羽根材DS Mar−M247に対しても比
較のため行なつた。この方向性凝固された柱状粒子から
なるサンプルは2230゜F（約1222℃）で３時間溶体化熱
処理し、次に1600゜F（約871℃）で20時間エージング処
理した。DS Mar−M247のクリープ破断テスト結果を表５
に示す。 本発明の合金と同一条件下のDS Mar−M247のクリープ
破断テストの結果と比較すれば、本発明の合金の方がDS
Mar−M247に比べ大巾に優れていることは理解されよ
う。 実験例３ 実験例１で作成した各合金サンプルを1800゜F（約982
℃）で運転中の炉内に500時間置いた。次にこのサンプ
ルを切断し断面部を光鏡検査法により評価した。クリー
プ破断テストを行なつた実験例２で示されるサンプルも
切断して断面部を検査した。いずれの場合も合金の相安
定性を維持するようにした。 ルテニウムを含む例えば合金D,E,F,Gはシグマ相を示
さなかつた。好ましい実験例による合金の相は安定して
いたが、一方合金H,I,Mはシグマ相沈澱物に対し不安定
であつた。本発明の合金の相安定性を得るため第３図お
よび第４図に示すような配合を行なう。 即ち第３図を参照すれば明らかなように、アルミニウ
ムとチタンとタンタルとの和およびモリブデンとタング
ステンとレニウムとの和の許容限界値をボツクスを区画
する線で示す領域に選定する。また第３図には相安定領
域とシグマ相領域とを区分する境界線も示してある。こ
こで第３図にはクロムとコバルトとの和が15.5重量％の
単結晶スーパアロイ配合物の相安定領域を示してあり、
合金Ａのような配合物は境界線の左側に位置することに
なり、相安定である。 一方第４図は第３図とほぼ同一であるが、相安定領域
とシグマ相領域との境界をクロムとコバルトとの和をパ
ラメータとして示している。クロムとコバルトとの和が
減少するに応じ相安定領域が増大する。合金H,I,Mの配
合物は夫々の相安定境界線の右側に位置するから、相不
安定である。第４図から相安定な合金を有効に判別し得
よう。この判別手順を以下に説明する。 先ずクロムとコバルトとの和を計算し、次に第４図に
相当する相安定境界線を定める。次いでアルミニウムと
チタンとの和およびモリブデンとタングステンとレニウ
ムとの和を計算し、第４図に合金配合物を表わす点を定
める。第３に、配合物を表わす点が相安定境界線の左側
にあれば、その配合物は相安定であると判別する。 この最適の合金の選別法はこの方法若しくは同様の相
不安定性を避ける方法が従来存在しないのでユニークで
ある。この配合物の境界線を基準として合金の相安定性
の許容範囲が判別され得、これは合金の機械的特性を判
断する上で極めて重要であることが理解されよう。 実験例４ 合金A,B,Cのテストサンプルおよび他の単結晶合金の
テストサンプル（CMSX−２＋Hf）上に低圧プラズマ溶射
法により被覆を施こした。CMSX−２＋Hfはヨーロツパ特
許第005 2911号に開示された単結晶スーパアロイであ
り、主にガスタービンエンジン分野に用いている。テス
トは被覆サンプルに対し2200゜F（約1204℃）で57分間
反復して熱を与え、その後３分間エヤを送風して急冷す
ることにより実行した。その結果を表６に示す。表６か
ら本発明の被覆合金の耐酸化性が周知合金のものより優
れていることが理解されよう。 実験例５ 上記実験例で挙げた合金は重さ35ポンド（約16Kg）の
小さな実験用加熱合金として作成した。実験例５では、
重さ500ポンド（約227Kg）の一個の加熱合金を溶融し
た。この加熱合金の化学的配合（すべて単位は重量％）
は、Cr4.8％、Co10.0％、Mo1.63％、W4.8％、Re2.95
％、Al5.5％、Ti0.72％、Ta8.1％、Hf0.10％、残りがNi
であつた。従つてCrとCoの和、MoとＷとReの和およびAl
とTiとTaとの和が夫々14.8％,9.38％および14.3％とな
つていた。 第４図から、この加熱合金を表わす点はCrとCoとの和
が14.8重量％の場合の相安定境界線の左側にあることが
理解されよう。従つてこの合金は相安定であると考えら
れ、これは応力破断テストで破断したサンプル内にシグ
マ相が存在しないことにより確認された。応力破断テス
トは例えば実験例２で2415゜F（約1324℃）で溶体化熱
処理しエージング処理した単結晶テスト棒を加工して得
られたサンプルに対し行なつた。 表７には実験例２の合金と同様の応力破断テストの結
果を示す。 次の表８からも本発明の単結晶合金は従来のものに比
べ優れていることが理解されよう。 本発明による合金は先行特許による合金に比べ応力破
断寿命が大巾に優れていることは表８から容易に理解さ
れよう。 （発明の効果） 本発明によればガスタービンの羽根若しくは翼のよう
なニツケルを主成分とする最適の単結晶合金製品を容易
に作成し得、且ニツケルを主成分とする周知の単結晶合
金製品に比べ機械的特性、相安定性および耐環境性が優
れる等々の顕著な効果を達成する。 尚、本発明は上述の実験例に限定されるものではな
く、特許請求の範囲の技術的思想に含まれる均等物を包
有するものである。

【図面の簡単な説明】 第１図は本発明を適用するタービンの羽根の斜視図、第
２図は本発明の一実施例に従い作成された単結晶合金の
断面写真を示す図、第３図はクロムとコバルトとの和が
15.5重量％の合金の相安定領域を説明する図、第４図は
クロムとコバルトとの和が多様の割合で含まれる合金の
相安定領域を説明する図である。 10……羽根、12……根部、14……翼部

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭60−159144（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−284545（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−112746（ＪＰ，Ａ)

Claims (1)

1. (57)【特許請求の範囲】 １．実質的に４〜６重量％のクロム、実質的に８〜12重
   量％のコバルト、実質的に１〜2.5重量％のモリブデ
   ン、実質的に３〜６重量％のタングステン、実質的に1.
   8〜3.2重量％のレニウム、実質的に1.9〜2.5重量％のル
   テニウム、実質的に５〜６重量％のアルミニウム、実質
   的に0.9〜1.5重量％のチタン、実質的に７〜10重量％の
   タンタル、実質的に0.08〜0.12重量％のハフニウム、残
   りがニツケルでなり、モリブデンとタングステンとレニ
   ウムとの和が実質的に8.4〜10.4重量％で、アルミニウ
   ムとチタンとタンタルとの和が実質的に13.8〜15.7重量
   ％であり、且つ実質的にバナジウム、炭素、ほう素並び
   にジルコニウムが含まれていないことを特徴とする高速
   回転機用の単結晶合金。 ２．合金がタービンの羽根である特許請求の範囲第１項
   記載の単結晶合金。 ３．合金がタービンの翼である特許請求の範囲第１項記
   載の単結晶合金。 ４．微細構造としてガンマ相母材内にガンマ・プライム
   相粒子が分布されてなる特許請求の範囲第１項記載の単
   結晶合金。 ５．実質的に４〜６重量％のクロムと、実質的に８〜12
   重量％のコバルトと、実質的に１〜2.5重量％のモリブ
   デンと、実質的に３〜６重量％のタングステンと、実質
   的に1.8〜3.2重量％のレニウムと、実質的に1.9〜2.5重
   量％のルテニウムと、実質的に５〜６重量％のアルミニ
   ウムと、実質的に0.9〜1.5重量％のチタンと、実質的に
   ７〜10重量％のタンタルと、実質的に0.08〜0.12重量％
   のハフニウムとすると共に残りをニツケルにし、モリブ
   デンとタングステンとレニウムとの和を実質的に8.4〜1
   0.4重量％にし、アルミニウムとチタンとタンタルとの
   和を実質的に13.8〜15.7重量％にし、実質的にバナジウ
   ム、炭素、ほう素およびジルコニウムを含めずに、単結
   晶合金を、作成する工程とを包有してなる高速回転機用
   の単結晶合金の製造方法。 ６．タービンの羽根として作成してなる特許請求の範囲
   第５項記載の製造方法。 ７．タービンの翼として作成してなる特許請求の範囲第
   ５項記載の製造方法。 ８．単結晶合金を作成する工程において、ガンマ・プラ
   イム相の溶解温度より高い温度で作成した単結晶合金を
   溶体化処理し、合金を冷却し過飽和状態の母材を生成
   し、且つ合金をガンマ・プライム相の溶解温度より低い
   温度でエージング処理してなる特許請求の範囲第５項記
   載の製造方法。 ９．単結晶合金を作成する工程の後に単結晶合金に保護
   被覆を施す工程を包有してなる特許請求の範囲第５項記
   載の製造方法。 １０．単結晶合金の主軸を実質的に結晶配向（001）に
   対し平行にして単結晶合金を作成してなる特許請求の範
   囲第５項記載の製造方法。