JP7273714B2

JP7273714B2 - ニッケルをベースとする超合金、単結晶ブレード、およびターボマシン

Info

Publication number: JP7273714B2
Application number: JP2019542807A
Authority: JP
Inventors: ラム，ジェレミー; ベレーグ，フィリップ; カロン，ピエール; ドロートル，ジョエル; ジャッケ，ビルジニー; ラビーン，オディル
Original assignee: Safran Helicopter Engines SAS
Current assignee: Safran Helicopter Engines SAS
Priority date: 2016-10-25
Filing date: 2017-10-24
Publication date: 2023-05-15
Anticipated expiration: 2037-10-24
Also published as: RU2019116001A3; US11220727B2; FR3057880B1; BR112019008164A2; US20190330714A1; EP3532648B1; RU2019116001A; EP3532648A1; CN109963955A; JP2019537672A; FR3057880A1; ES2840099T3; RU2749981C2; WO2018078269A1; BR112019008164B1; CA3041411A1; CA3041411C

Description

本開示は、例えば航空学の分野における、ガスタービン用の、特に静翼またはノズルとしても知られている静止ブレード用の、あるいはガスタービン内の可動ブレード用のニッケル基超合金に関する。

飛行機またはヘリコプターのエンジンのガスタービン用の静止単結晶ブレードまたは可動単結晶ブレードを製造するためにニッケル基超合金を使用することが知られている。

これらの材料の主な利点は、高温での高い耐クリープ性と酸化および腐食に対する良好な耐性の両方を兼ね備えていることである。

経時的に、単結晶ブレード用のニッケル基超合金は、これらの超合金が使用される非常に侵攻的な環境に対して良好な耐性を維持しながら、特にそれらの高温クリープ性能を改善する目的でそれらの化学組成に大きな変化を経験してきた。

さらに、これらの合金が使用される侵攻的な環境に対するそれらの耐性、特に耐酸化性および耐腐食性を向上させるために、これらの合金に適合する金属コーティングが開発されてきた。さらに、金属の表面の温度を下げるために、熱障壁として作用する低熱伝導率のセラミックコーティングが追加されることがある。

典型的には、完全な保護システムは、少なくとも２つの層を含む。

下地層またはボンドコート層とも呼ばれる第１の層を、基材とも呼ばれる保護されるべきニッケル基超合金部品、例えば、静止ブレードまたは可動ブレードに直接堆積させる。堆積工程の後に、ボンドコート層を超合金中に拡散させる工程が続く。堆積および拡散は、単一の工程で実施することもできる。

このボンドコート層を製造するために、ＭＣｒＡｌＹタイプのアルミナ形成金属合金（Ｍ＝Ｎｉ（ニッケル）もしくはＣｏ（コバルト）またはＮｉとＣｏの混合物、Ｃｒ＝クロム、Ａｌ＝アルミニウム、およびＹ＝イットリウム）、あるいはニッケルアルミナイドタイプ（Ｎｉ_ｘＡｌ_ｙ）の合金を、一般に使用される材料は含み、それらの一部は、プラチナ（Ｎｉ_ｘＡｌ_ｙＰｔ_ｚ）も含む。

一般に熱障壁コーティング（ＴＢＣ）とも呼ばれる第２の層は、例えばイットリア安定化ジルコニア（ＹＳＺ）またはイットリア部分安定化ジルコニア（ＹＰＳＺ）を含むセラミックコーティングであり、多孔質構造を有する。この層は、様々な方法、例えば、電子ビーム物理蒸着（ＥＢ－ＰＶＤ）、大気圧プラズマ溶射（ＡＰＳ）、懸濁液プラズマ溶射（ＳＰＳ）、または低熱伝導率を有する多孔性セラミックコーティングをもたらす任意の他の方法によって堆積させることができる。

これらの材料を高温で、例えば、６５０℃～１１５０℃の範囲で使用する結果として、基材のニッケル基超合金とボンドコート層の金属合金との間に微視的なスケールで相互拡散現象が生じる。ボンドコート層の酸化に関連するこれらの相互拡散現象は、コーティングの製造から始まり、タービン内でのブレードの使用とともに続いて、特に、ボンドコート層の化学組成、微細構造、したがって機械的性質を変える。これらの相互拡散現象は、基材の超合金の化学組成、微細構造、したがって機械的性質を変える。非常に高い含有量の耐火性元素、特にレニウムを有する超合金では、二次反応ゾーン（ＳＲＺ）が、数十マイクロメートル、さらには数百マイクロメートルの深さにわたって、ボンドコート層の下の超合金中に形成されることがある。このＳＲＺの機械的特性は、基材の超合金の機械的特性よりも非常に劣っている。ＳＲＺの形成は、超合金の機械的強度の著しい低下をもたらすため、望ましくない。

動作においてこのボンドコート層の表面に形成される熱成長酸化物（ＴＧＯ）としても知られているアルミナ層の成長に関連する応力場と、様々な層間の熱膨張率の差とに関連するボンドコート層におけるこれらの変動は、ボンドコート層とセラミックコーティングとの間の界面ゾーンにおいて結合力の喪失を引き起こし、このことが部分的にまたは全体的にセラミックコーティングの剥離につながる可能性がある。その場合、金属部分（超合金基材および金属ボンドコート層）が露出して、燃焼ガスに直接さらされ、それによって、ブレード、したがってガスタービンを損傷する危険性を増大させる。

本開示は、非常に高い温度で既存の合金よりも優れた機械的特性を呈する単結晶部品を製造するためのニッケル基超合金を提案し、熱障壁の剥離に対する耐性を改善することを目的とする。

この目的のために、本開示は、ニッケル基超合金を提供する。質量パーセントで、４．０％～６．０％のクロム、０．４％～０．８％のモリブデン、２．５％～３．５％のレニウム、６．２％～６．６％のタングステン、５．２％～５．７％のアルミニウム、０．０～１．６％のチタン、６％～９．９％のタンタル、０～０．７％のハフニウム、および０．０～０．３％のシリコンを、このニッケル基超合金は含み、残りがニッケルおよび任意の不純物によって構成されている。

この超合金は、静止ブレードまたは可動ブレードのようなガスタービン用の単結晶部品を製造するためのものである。

ニッケル（Ｎｉ）をベースとするこの超合金によって、クリープに対する耐性が、既存の超合金と比較して、特に１２００℃にもなり得る高温で改善され、熱障壁の接着性が、既存の超合金で観察されるものと比較して強化される。

したがって、この合金は、高温でのクリープに対する改善された耐性を呈する。したがって、この合金の寿命は、長いため、この合金は、腐食および酸化に対する改善された耐性も呈する。また、この合金は、改善された熱疲労耐性を呈することができる。

ニッケル基超合金単結晶部品は、ロストワックス鋳造法を使用しながら、温度勾配下での方向性凝固プロセスによって得られる。ニッケル基単結晶超合金は、面心立方構造のオーステナイト系マトリックスを有し、ガンマ（「γ」）相と呼ばれるニッケル基固溶体である。このマトリックスは、Ｎｉ_３ＡｌタイプのＬ１_２規則立方構造のガンマプライム（「γ’」）硬化相の析出物を含有する。したがって、この組合せ（マトリックスと析出物）は、γ／γ’超合金と呼ばれる。

さらに、このニッケル基超合金組成物は、超合金の凝固中に形成されるγ’相析出物およびγ／γ’共晶相を完全に溶体に戻す熱処理を受けるのに適している。したがって、制御されたサイズの、好ましくは３００ナノメートル（ｎｍ）～５００ｎｍの範囲にある、γ／γ’共晶相を免れたγ’析出物を含有するニッケル基単結晶超合金を得ることが可能である。

処理によって、ニッケル基単結晶超合金中に存在するγ’相析出物の体積分率を制御することも可能である。γ’相析出物の体積百分率は、５０％以上、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％であってもよい。

タングステン（Ｗ）、クロム（Ｃｒ）、レニウム（Ｒｅ）またはモリブデン（Ｍｏ）を添加することは、主として固溶体中で硬化することによってγオーステナイト系マトリックスを強化する働きをする。

アルミニウム（Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）またはタンタル（Ｔａ）を添加することは、γ’硬化相Ｎｉ_３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ）の析出を促進する。

レニウム（Ｒｅ）は、超合金内部の化学種の拡散を遅くする働きをし、機械的強度の低下をもたらす現象である、高温で動作中のγ’相析出物の合体を制限する働きをする。したがって、レニウムは、ニッケル基超合金の高温での耐クリープ性を改善する働きをする。それにもかかわらず、レニウムの濃度が高すぎると、金属間相、例えば、トポロジー的に稠密な（ＴＣＰ）相としても知られている相σ、Ｐ、またはμの析出をもたらす可能性があり、これらは、超合金の機械的性質に悪影響を及ぼす。レニウムの濃度が高すぎると、ボンドコート層の下の超合金中に二次反応ゾーンが形成される原因となる可能性もあり、それによって、超合金の機械的性質に悪影響を及ぼす。

シリコン（Ｓｉ）、およびハフニウム（Ｈｆ）の同時添加は、高温で超合金の表面に形成されるアルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）層の接着性を向上させることによってニッケル基超合金の高温時の酸化に対する耐性を改善する働きをする。このアルミナ層は、ニッケル基超合金の表面に不動態化層を形成し、ニッケル基超合金の外側から内側に向かって来る酸素の拡散に対する障壁を形成する。それにもかかわらず、シリコンを添加することもなくハフニウムを添加し、またはその逆に、ハフニウムを添加することもなくシリコンを添加して、それでもなお高温時の酸化に対する超合金の耐性を改善することが可能である。

さらに、クロムまたはアルミニウムの添加は、超合金の高温での酸化および腐食に対する耐性を改善する働きをする。特に、クロムは、ニッケル基超合金の高温時の腐食に対する耐性を向上させるのに不可欠である。それにもかかわらず、クロムの含有量が多すぎると、ニッケル基超合金のγ’相のソルバス温度、すなわちγ’相がγマトリックスに完全に溶解する温度を下げる傾向があり、これは望ましくない。したがって、ニッケル基超合金のγ’相のための高いソルバス温度、例えば１２５０℃以上を維持するように、さらに、レニウム、モリブデンまたはタングステンなどの元素で高度に飽和したトポロジー的に緻密な相がγマトリックス内に形成されるのを回避するように、クロムの濃度は、４．０質量％～６．０質量％の範囲にある。

モリブデン、タングステン、レニウムまたはタンタルなどの耐火性元素の添加は、ニッケル基超合金のクリープを制御して、超合金中の化学元素の拡散に依存するメカニズムを遅くする働きをする。

また、ニッケル基超合金は、γ’相のソルバス温度を下げる効果を有する元素であるコバルト（Ｃｏ）を含まないことにも注意されたい。

用語「不純物」は、金属中に望ましくないやり方で、少量で存在する化学元素、例えば０．０５％以下の質量濃度を有する元素を意味するために使用される。

用語「ニッケル基超合金」は、ニッケルの質量百分率が大部分である超合金を意味するために使用される。したがって、ニッケルは、合金中で最大の質量百分率を有する元素であると理解することができる。

質量パーセントで、４．８％～５．２％のクロム、０．４％～０．８％のモリブデン、２．８％～３．２％のレニウム、６．２％～６．６％のタングステン、５．２％～５．７％のアルミニウム、０．８％～１．２％のチタン、６．３％～９．２％のタンタル、０．３％～０．７％のハフニウム、および０．０～０．３％のシリコンを、超合金は含むことができ、残りがニッケルおよび任意の不純物によって構成されている。

超合金は、質量パーセントで、４．８％～５．２％のクロム、０．４％～０．８％のモリブデン、２．８％～３．２％のレニウム、６．２％～６．６％のタングステン、５．２％～５．７％のアルミニウム、０．０～１．５％のチタン、６．３％～６．７％のタンタル、０．３％～０．７％のハフニウム、および０．０～０．３％のシリコンを、超合金は含むことができ、残りがニッケルおよび任意の不純物によって構成されている。

質量パーセントで、４．８％～５．２％のクロム、０．４％～０．８％のモリブデン、２．８％～３．２％のレニウム、６．２％～６．６％のタングステン、５．２％～５．７％のアルミニウム、０．０～０．５％のチタン、８．８％～９．２％のタンタル、０．３％～０．７％のハフニウム、および０．０～０．３％のシリコンを、超合金は含むことができ、残りがニッケルおよび任意の不純物によって構成されている。

質量パーセントで、５％のクロム、０．６％のモリブデン、３％のレニウム、６．４％のタングステン、５．５％のアルミニウム、１％のチタン、６．５％のタンタル、０．５％のハフニウム、および０．０～０．１％のシリコンを、超合金は含むことができ、残りがニッケルおよび任意の不純物によって構成されている。

質量パーセントで、５％のクロム、０．６％のモリブデン、３％のレニウム、６．４％のタングステン、５．５％のアルミニウム、９％のタンタル、０．５％のハフニウム、および０．０～０．１％のシリコンを、超合金は含むことができ、残りがニッケルおよび任意の不純物によって構成されている。

本開示は、タービンエンジン用の単結晶ブレードも提供し、このブレードは、上で規定されたような超合金を含む。

したがって、このブレードは、高温での改善された耐クリープ性を呈する。

ブレードは、超合金上に堆積させた金属ボンドコート層と、金属ボンドコート層上に堆積させたセラミック熱障壁とを含む保護コーティングを含むことができる。

ニッケル基超合金の組成の結果として、超合金とボンドコート層との間の相互拡散の現象は、超合金中の二次反応ゾーンの形成を減少させるか、またはそのようなゾーン形成にさえ至らない。

ニッケル基超合金の組成の結果として、ブレード上の熱障壁の剥離に対する耐性が、従来技術のニッケル基超合金ブレードと比較して強化される。

金属ボンドコート層は、ＭＣｒＡｌＹタイプの合金またはニッケルアルミナイドタイプの合金であってもよい。

セラミック熱障壁は、イットリア安定化ジルコニアをベースとするか、または低熱伝導率を有する（ジルコニアをベースとする）任意の他のセラミックコーティングをベースとする材料であってもよい。

ブレードは、＜００１＞結晶学的方向に配向した構造を呈してもよい。

この配向は、一般にブレードに最適な機械的性質を付与する。

本開示は、上で規定されたようなブレードを含むターボマシンも提供する。

本発明の他の特性および利点は、非限定的な例として、および添付の唯一の図を参照して与えられる、本発明の実施形態の以下の説明から明らかになる。

ターボマシンの概略長手方向断面図である。

ニッケル基超合金は、温度勾配において方向性凝固によって単結晶ブレードを製造するためのものである。凝固の開始時に単結晶種または結晶粒セレクタを使用ことによって、そのような単結晶構造を得ることができる。一例を挙げると、本構造は、＜００１＞結晶学的方向に配向しており、この方向は、一般に、超合金に最適な機械的性質を与える配向である。

未処理の凝固したニッケル基単結晶超合金は、樹枝状構造を有し、これらの超合金は、面心立方構造のニッケル基固溶体を有するγマトリックス中に分散されたＮｉ_３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ）γ’析出物によって構成されている。これらのγ’相析出物は、凝固法に起因する化学的な偏析のために単結晶の体積中に不均一に分布している。さらに、γ／γ’共晶相は、樹枝状間領域に存在し、亀裂開始のための好ましいサイトを構成する。さらに、γ／γ’共晶相は、硬化γ’相の微細な（１マイクロメートル未満をサイズの）析出物を損なうように形成される。これらのγ’相析出物は、ニッケル基超合金の主な硬化源を構成する。また、残留γ／γ’共晶相の存在は、ニッケル基超合金の高温クリープ強度を最適化することを不可能にする。

具体的には、γ’析出物の析出が３００ｎｍ～５００ｎｍの範囲にあるサイズで規則正しく配列されている場合、およびγ／γ’共晶相が完全に溶体化される場合に、超合金の機械的性質、特にクリープ強度は、最適化されることが示された。

したがって、未処理の凝固したニッケル基超合金は、様々な相の所望の分布を得るために熱処理にかけられる。第１の熱処理は、微細構造の均質化熱処理であり、γ’相析出物およびγ／γ’共晶相を溶解することを目的とする。この処理は、γ’相のソルバス温度よりも高い温度で行われる。次いで、γ’析出物の微細で均一な分布を得るために、この第１の熱処理の終わりに急冷を行う。次いで、γ’相のソルバス温度よりも低い温度で、アニーリング熱処理が２段階で行われる。第１段階で、γ’析出物を拡大して所望のサイズを得るために、次いで第２段階で、この相の体積分率を約７０％まで増加させるために行われる。

例
本開示の２つのニッケル基単結晶超合金（Ｅｘ１およびＥｘ２）を調べ、３つの市販の単結晶超合金ＣＭＳＸ－４（Ｅｘ３）、ＡＭ１（Ｅｘ４）、およびＭＣ２（Ｅｘ５）と比較した。単結晶超合金のそれぞれの化学組成を表１に示す。超合金はすべて、ニッケル基超合金であり、すなわち、表１に示す濃度の１００％までの残りの部分は、ニッケル、および任意の不純物によって構成されている。

クリープ強度
表２は、１２００℃のアルゴン（Ａｒ）下で８０メガパスカル（ＭＰａ）の応力を印加しながら、超合金のＥｘ１～Ｅｘ５に対して行われたクリープ強度試験の結果を示す。クリープ強度は、時間（ｈ）で表された試験片の寿命、すなわち試験片が１２００℃で荷重を受け始めてから試験片が破断するまでに経過する時間によって定量化されている。

見て分かるように、超合金Ｅｘ１およびＥｘ２は、比較超合金ＣＭＳＸ－４（Ｅｘ３）、ＡＭ１（Ｅｘ４）、およびＭＣ２（Ｅｘ５）よりもはるかに長いクリープ破断寿命を呈する。したがって、超合金Ｅｘ１およびＥｘ２は、同等の寿命の間、比較超合金が耐えることができるものよりも大きな作用応力に耐えることができ、さもなければ同等の応力下でより長い寿命を呈することができる。

保護コーティングの耐性
超合金Ｅｘ１～Ｅｘ５のコーティング（金属ボンドコート層およびセラミック熱障壁）との適合性を調べるために、熱障壁の繰返し酸化に対する耐性についての試験を行った。

空気中で行われたこれらの試験は、約１０分間１１００℃まで加熱し、続いて温度を１１００℃に維持する工程を含む個々の熱サイクルを繰り返すことからなり、これらの２つ工程の合計持続時間は１時間であり、続いて、約１２分間にわたって１００℃未満の温度まで強制冷却する。

試験片が試験片の面積の少なくとも２０％を超えてセラミック熱障壁に剥離を呈したとき、すなわち、セラミック熱障壁が試験片の面積の８０％未満を占めたときに、試験を停止した。この測定は、画像解析によって行うことができる。

超合金Ｅｘ１～Ｅｘ５は、ＮｉＰｔＡｌタイプの金属ボンドコート層で、続いてＥＢ－ＰＶＤによって堆積させたイットリア安定化ジルコニアタイプのセラミック熱障壁で被覆された。イットリア安定化ジルコニアは、８ＹＰＳＺタイプであり、これは、８質量％のイットリウム酸化物（Ｙ_２Ｏ_３）を有するイットリア安定化ジルコニアである。

これらの試験の結果が表３に示され、この表は、試験を停止する前に、各試験片について１１００℃で行ったサイクル数を示す。

各タイプの超合金について行われた様々な試験の結果の分散は、表３の列２のサイクル数の値に加算または減算することができるサイクル数として表される不確実性によって表されている。各合金について、試験は、少なくとも３つの別個の試験片について行われた。

熱障壁が試験片の２０％を上回る面積にわたって剥離する前に、酸化雰囲気中で１１００℃と１００℃未満の温度との間の多数のサイクル数に、基材として組成Ｅｘ１およびＥｘ２を有する試験片は耐えることができ、このサイクル数は、基材として組成Ｅｘ３およびＥｘ４を有する試験片が耐えることができるサイクル数よりもはるかに大きいことが分かる。

１１００℃と１００℃未満の温度との間の熱サイクル試験の終了時に、基材として組成Ｅｘ１およびＥｘ２を有する被覆された試験片の微細構造を検査した。光学顕微鏡観察によって、ＮｉＰｔＡｌタイプの金属ボンドコート層の下の超合金基材中には二次反応ゾーンが存在しないことが明らかにされた。

結論として、本開示の超合金は、第一に、市販の合金ＣＭＳＸ－４、ＡＭ１、およびＭＣ２（Ｅｘ３～Ｅｘ５）よりも優れた、非常に高温（１２００℃）でのクリープ特性を呈する。さらに、これらの超合金によって熱障壁の寿命を改善することができる。最後に、これらの合金は、熱障壁のコーティングの下の二次反応ゾーンの形成に対して敏感ではない。したがって、これらの超合金によって、これらの超合金から作られている部品（例えば、タービンブレード）の寿命を高温で、特にそれらの部品が保護コーティングを有する場合、延ばすことが可能になる。

図１は、主軸Ａを含む垂直面上の断面で見たバイパスジェットエンジン１０を示す。バイパスジェットエンジン１０は、空気流の流動方向の上流から下流にかけて、ファン１２、低圧圧縮機１４、高圧圧縮機１６、燃焼室１８、高圧タービン２０、および低圧タービン２２を備える。

高圧タービン２０は、ロータと共に回転する複数のブレード２０Ａ、およびステータに取り付けられた静翼２０Ｂ（静止ブレード）を有する。タービン２０のステータは、タービン２０のブレード２０Ａに面して配置された複数のステータリング２４を有する。

したがって、これらの特性によって、これらの超合金は、ジェットエンジンの高温部分用の単結晶部品を製造するのに有利な候補になる。

したがって、上で規定したような超合金を含むタービンエンジン用の可動ブレード２０Ａまたは静翼２０Ｂを製造することが可能である。

また、金属ボンドコート層を含む保護コーティングで被覆された、上で規定したような超合金を含むタービンエンジン用の可動ブレード２０Ａまたは静翼２０Ｂを製造することも可能である。

タービンエンジンは、特にバイパスターボジェット１０のようなターボジェットであってもよい。タービンエンジンは、同様に単流ターボジェット、ターボプロップ、またはターボシャフトエンジンであってもよい。

本開示は特定の実施態様を参照して記載されているが、特許請求の範囲によって規定されるような本発明の一般的な範囲を超えることなく、それらの実施態様に対して様々な改変および変更を行うことができるのは明らかである。また、上述した様々な実施態様の個々の特徴は、さらなる実施態様において組み合わされてもよい。したがって、説明および図面は、限定的ではなく例示的あるという意味で考慮されるべきである。

Claims

質量パーセントで、４．０％～６．０％のクロム、０．４％～０．８％のモリブデン、２．５％～３．５％のレニウム、６．２％～６．６％のタングステン、５．２％～５．７％のアルミニウム、０．０～１．６％のチタン、６．０％～９．９％のタンタル、０．０～０．７％のハフニウム、および０．０～０．３％のシリコンを含み、残りがニッケルおよび任意の不純物によって構成されている、ニッケル基超合金であって、
ニッケル基超合金には、Ｎｉ_３（Ａｌ、Ｔａ、Ｔｉ）γ／γ’共晶相が存在せず、制御されたサイズのγ’析出物の析出が、３００ｎｍ～５００ｎｍの範囲にある、
６５０℃～１２００℃の高温で使用される、ニッケル基超合金。
質量パーセントで、４．８％～５．２％のクロム、０．４％～０．８％のモリブデン、２．８％～３．２％のレニウム、６．２％～６．６％のタングステン、５．２％～５．７％のアルミニウム、０．８％～１．２％のチタン、６．３％～９．２％のタンタル、０．３％～０．７％のハフニウム、および０．０～０．３％のシリコンを含み、残りがニッケルおよび任意の不純物によって構成されている、請求項１に記載の超合金。
質量パーセントで、４．８％～５．２％のクロム、０．４％～０．８％のモリブデン、２．８％～３．２％のレニウム、６．２％～６．６％のタングステン、５．２％～５．７％のアルミニウム、０．０～１．５％のチタン、６．３％～６．７％のタンタル、０．３％～０．７％のハフニウム、および０．０～０．３％のシリコンを含み、残りがニッケルおよび任意の不純物によって構成されている、請求項１に記載の超合金。
質量パーセントで、４．８％～５．２％のクロム、０．４％～０．８％のモリブデン、２．８％～３．２％のレニウム、６．２％～６．６％のタングステン、５．２％～５．７％のアルミニウム、０．０～０．５％のチタン、８．８％～９．２％のタンタル、０．３％～０．７％のハフニウム、および０．０～０．３％のシリコンを含み、残りがニッケルおよび任意の不純物によって構成されている、請求項１に記載の超合金。
質量パーセントで、５％のクロム、０．６％のモリブデン、３％のレニウム、６．４％のタングステン、５．５％のアルミニウム、１％のチタン、６．５％のタンタル、０．５％のハフニウム、および０．０～０．１％のシリコンを含み、残りがニッケルおよび任意の不純物によって構成されている、請求項１に記載の超合金。
質量パーセントで、５％のクロム、０．６％のモリブデン、３％のレニウム、６．４％のタングステン、５．５％のアルミニウム、９％のタンタル、０．５％のハフニウム、および０．０～０．１％のシリコンを含み、残りがニッケルおよび任意の不純物によって構成されている、請求項１に記載の超合金。
請求項１～６のいずれか一項に記載の超合金を含む、タービンエンジン用の単結晶ブレード（２０Ａ、２０Ｂ）であって、
６５０℃～１２００℃の高温で使用される、単結晶ブレード（２０Ａ、２０Ｂ）。
超合金上に堆積させた金属ボンドコート層と、金属ボンドコート層上に堆積させたセラミック熱障壁とを含む保護コーティングを含む、請求項７に記載のブレード（２０Ａ、２０Ｂ）。
＜００１＞結晶学的方向に配向した構造を呈する、請求項７または請求項８に記載のブレード（２０Ａ、２０Ｂ）。
請求項７から９のいずれか一項に記載のブレード（２０Ａ、２０Ｂ）を含むターボマシン。