JPH0211660B2 - - Google Patents
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- JPH0211660B2 JPH0211660B2 JP57207487A JP20748782A JPH0211660B2 JP H0211660 B2 JPH0211660 B2 JP H0211660B2 JP 57207487 A JP57207487 A JP 57207487A JP 20748782 A JP20748782 A JP 20748782A JP H0211660 B2 JPH0211660 B2 JP H0211660B2
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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
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- C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
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Description
本発明は非常に高い耐酸化性と非常に高い高温
強度を兼備するニツケル基超合金に係る。 従来よりNi−Al−Mo系の合金に関する研究が
なされてきた。この研究は米国特許第2542962号
及び第3933483号により代表される。 米国特許第3904403号には、Ni−Al−Mo系合
金に、Cr、Ta及びWを含む群から選択された一
つ又はそれ以上の元素を合計で0.1〜3原子%添
加することが提案されている。 本発明によれば、Ni−Al−Mo系合金にW、
Cr、Ta、Y及びオプシヨン成分としてのHfを協
調のとれた量で添加することにより、ニツケル基
超合金の耐酸化性が実質的に強化され、高温に於
ける機械的性質に実質的な不利を生ずることなし
に耐酸化性を改善することができる。 本発明が提案するニツケル基超合金の組成は、
5.8〜7.8%Al、8〜12.8%Mo、4〜8%W、2〜
4%Cr、1〜2%Ta、両者の合計にて0.01〜0.3
%のHfとYであつてそのうちYは0.01〜0.1%で
あるHfとYを含み、残余がNiであるようなもの
である。このうち更に好ましい組成は、6.3〜7.3
%Al、8.5〜11.5%Mo、5〜7%W、2.5〜3.5%
Cr、1〜2%Ta、0.05〜0.2%Hf、0.01〜0.07%
Yを含み、残余がNiであるものである。 これらの組成範囲内の合金は、粉末合金技術を
用いて有用な物品に製造され得るし、または所望
の形状に鋳造され、次いで熱処理され得る。 従つて、本発明の目的は、高強度耐酸化性ニツ
ケル基超合金を提供することである。 以下に本発明を添付の図を参照して実施例につ
いて詳細に説明する。 本発明が提案する組成及びそのうち更に好まし
い組成が、それぞれ第1表及び第2表に示されて
いる。但しこれらの表に於てはHfとYは分けて
示されている。これらの表は重量百分率で示され
ており、本明細書に於ける全ての他の百分率値も
特に指定されていない限り重量百分率である。第
1表には原子百分率での等価的な値も示されてい
る。
強度を兼備するニツケル基超合金に係る。 従来よりNi−Al−Mo系の合金に関する研究が
なされてきた。この研究は米国特許第2542962号
及び第3933483号により代表される。 米国特許第3904403号には、Ni−Al−Mo系合
金に、Cr、Ta及びWを含む群から選択された一
つ又はそれ以上の元素を合計で0.1〜3原子%添
加することが提案されている。 本発明によれば、Ni−Al−Mo系合金にW、
Cr、Ta、Y及びオプシヨン成分としてのHfを協
調のとれた量で添加することにより、ニツケル基
超合金の耐酸化性が実質的に強化され、高温に於
ける機械的性質に実質的な不利を生ずることなし
に耐酸化性を改善することができる。 本発明が提案するニツケル基超合金の組成は、
5.8〜7.8%Al、8〜12.8%Mo、4〜8%W、2〜
4%Cr、1〜2%Ta、両者の合計にて0.01〜0.3
%のHfとYであつてそのうちYは0.01〜0.1%で
あるHfとYを含み、残余がNiであるようなもの
である。このうち更に好ましい組成は、6.3〜7.3
%Al、8.5〜11.5%Mo、5〜7%W、2.5〜3.5%
Cr、1〜2%Ta、0.05〜0.2%Hf、0.01〜0.07%
Yを含み、残余がNiであるものである。 これらの組成範囲内の合金は、粉末合金技術を
用いて有用な物品に製造され得るし、または所望
の形状に鋳造され、次いで熱処理され得る。 従つて、本発明の目的は、高強度耐酸化性ニツ
ケル基超合金を提供することである。 以下に本発明を添付の図を参照して実施例につ
いて詳細に説明する。 本発明が提案する組成及びそのうち更に好まし
い組成が、それぞれ第1表及び第2表に示されて
いる。但しこれらの表に於てはHfとYは分けて
示されている。これらの表は重量百分率で示され
ており、本明細書に於ける全ての他の百分率値も
特に指定されていない限り重量百分率である。第
1表には原子百分率での等価的な値も示されてい
る。
【表】
【表】
Ni−Al−Mo系合金の組成の特別な組合せは幾
つかの点で米国特許第2542962号、第3655462号、
第3904403号及び第3933483号に記載されているも
のと類似している。Ni−Al−Mo系合金は非常に
優れた機械的性質を有するものとして知られてい
るが、これまでそれらの表面安定性及び耐酸化性
は長時間に瓦る使用に際して予測不能でありまた
その性能は限界に近いものであるとされていた。 本発明の核心は、耐酸化性を劇的に改善し、し
かも同時に優れた機械的性質を維持し又は更に増
大するため、これらのNi−Al−Mo系合金にW、
Cr、Ta、Y及びオプシヨン成分としてHfを注意
深く協調のとれた量で添加することである。 アルミニウムが存在すると、強化ガンマプライ
ム層が形成され、合金にアルミナ層が形成される
ことによつて耐酸化性が向上する。アルミニウム
含有量が少な過ぎると耐酸化性を改善することは
できないが、多過ぎると合金の強度が低下しまた
合金が脆性化することとなる。 モリブデンとタングステンは主として固溶体強
化材として存在する。これらも含有量が少な過ぎ
ると合金の強度を改善することができず、また多
過ぎると延性が低下することとなる。モリブデン
は一般には耐酸化性にとつて悪い影響を与えると
考えられており、従つて耐酸化性と強度の両者を
向上させるためにはモリブデンとタングステンの
含有量は平衡するように選ばれる。 CrはNiOに基く酸化物ではなくAl2O3酸化物の
生成を促進することにより耐酸化性を向上するた
めに添加される。この目的で、少なくとも約2%
のCrが必要であるようである。Cr含有量を約4
%以上に増しても、Cr含有量が約3%の場合に
比べて実質的な改善は得られないようである。 Crは同時に機械的性質を低下させるので、約
4%を越えるCrの添加は望ましくない。Taは微
細構造を安定化するために添加され、上記の量の
TaはCrの添加に起因する機械的性質の低下の問
題を克服する。従つて、Cr及びTaの量は或る範
囲で互いに関係付けられ、高いCr量に対しては
高いTa量を用い、また低いCr量に対しては低い
Ta量を用いるようにTa及びCrの量の協調をとる
ことにより最適な合金性能が得られる。 更にYも添加されなければならない。またYと
同じ効果を有するものとしてYとの合計量が制御
されたHfが添加されてもよい。このような元素
は超合金への酸化物層の付着を改善し、それによ
り破砕(スポレーシヨン)を減じ且酸化による重
量損失を減ずる。これらの元素の0.01〜0.3%
(合計)が所要の作用をし、より好ましい範囲は
0.02〜0.2%(合計)であり、またHfは上記の如
くオプシヨン成分であるが、Yは少なくとも0.01
〜0.1%の量で存在することが好ましい。 第1図、第3図及び第4図は上記元素の効果を
示すグラフである。これらの図面には試験された
合金の組成が示され、また酸化試験中の重量変化
が示されている。合金が酸化する時、合金は酸化
物層の生成の結果として最初に重量を増す。続い
て、もしこの酸化物層が破砕すれば、重量損失が
生じ、また酸化物層が再生する。酸化物破砕及び
その結果としての重量損失は基体内の酸化物生成
元素の欠乏を招くのが好ましくない。酸化物破砕
は、合金が所望の保護酸化物層を再生し得ず、保
護能力を有しない酸化物層となつてしまうような
ところまで進行し、そうなると酸化はますます急
速且抑制不能となり、終には試料が破壊されるこ
とになる。大抵の合金はその耐酸化性を保護酸化
物層の生成によつて得ているので、望ましい重量
変化挙動は、最初に保護酸化物層の生成を示す僅
かな重量増加を生じ、その後は重量変化を生じな
くなるか又は非常に僅かな増加しか生じなくなる
ことである。 イツトリウム添加の顕著で意外な結果が第1図
に示されている。この図には2200〓(1204℃)で
の1時間サイクルを50回繰返すサイクリツク検査
の後にイツトリウム含有量が異なる幾つかの合金
に生じた重量損失が示されている。この図より、
試験された基礎合金(10%Mo、6.7%Al、6%
W、3%Cr、1.5%Ta、0.1%Hf、残余Ni)に対
して約0.01%から約0.06%までのYの添加により
酸化挙動が顕著に改善されることが明らかであろ
う。Yが被覆の耐酸化性能を改善し得ること(米
国特許第3676085号及び第3754903号)及び合金の
耐酸化性能を改善し得ること(米国特許第
3754903号)はこれまでに観察されているが、Y
は約0.1%を越えては有害であるという本願発明
者により得られた知識はこれまでに示されていな
い。 第1図に示されている結果は、試料の酸化表面
の走査電子顕微鏡(3000倍)である第2A図、第
2B図及び第2C図を参照することにより説明で
き得る。第2A図は0.1%Hf及び0.002%以内のY
を含む試料の写真であり、第2B図は0.1%Hf、
及び0.029%のYを含む試料の写真であり、第2
C図は0.1%Hf及び0.073%Yを含む試料の写真で
あり、それぞれ第1図のグラフに於けるA点、B
点、C点に対応している。 第2A図は相当粗い不規則な酸化物組織を示し
また酸化物破砕の形跡を示しており、第1図のA
点が示す如き大きな重量変化に見られるようにY
よる合金の改善効果は殆ど得られない。第2B図
は付着性の酸化物組織の形跡を示しており、Yに
よる耐酸化性が大きく改善されており、またこの
ことは第1図のB点に於ける重量変化が非常に小
さいこととも対応している。第2C図は第1図の
C点に於ける重量変化が示す通りかなりの酸化物
組織と酸化物破砕の形式を示しているが、第1図
のC点の重量変化がA点の重量変化よりは小さい
ように、Yによる幾分かの改善は得られている。
このように第1図及び第2A図、第2B図、第2
C図の対照から理解されるように、Yの量を制御
することによつて酸化挙動を確実に改善すること
ができる。これらの結果から、Yは0.01〜0.1%
の範囲に制御されるべきであり、より好ましく
は、0.01〜0.07%とされるのがよい。第3図及び
第4図には、限定された量のクロームが最適な耐
酸化性のために必要であることが示されている。
第3図には、10%Mo、7.4%Al、6%W、1.5%
Ta、0.1%Y、残余Niを含む基礎合金の酸化挙動
へのCr含有量変化の影響が示されている。試験
条件は2000〓(1093℃)での1時間炉内酸化を
500回繰返すものであつたが、かかる試験条件下
で所望の最小重量変化が約3%のCr含有量にて
得られることが認められよう。 第4図には、2100〓(1149℃)で得られたサイ
クリツク酸化データを用いて、酸化挙動へのCr
含有量変化の影響が示されている。この図面には
試験中の時間の関数としての重量の変化が示され
ている。四つの曲線は10%Mo、6.6%Al、1.5%
Ta、0.1%Y、残余Niとし、Cr含有量を変えた基
礎合金に対してプロセツトされている。Cr増加
の効果として曲線は水平線(重量変化が零の線)
に向つて回転している。 第3図及び第4図から、この種の合金の良好な
酸化挙動を得るためには約3%のCr含有量が必
要であることが理解されよう。 Al−Mo−Ni合金の機械的性質は多くの点で従
来の超合金の機械的性質よりも優れていることが
従来の研究により示されている。本発明によれ
ば、W、Cr、Ta、Y及びオプシヨン成分として
のHfの協調のとれた添加により、Al−Mo−Ni
基礎合金の機械的性質と少なくとも同等また場合
によつてはそれ以上の機械的性質を確保した上で
更に実質的に改良された耐酸化性が得られる。こ
のことは、一つの性質を改善すれば他の性質が損
われるという従来の合金に関する一般概念と異な
るものである。 第5図は通常のMAR−M200超合金及び本発
明の範囲に属する合金を含む幾つかの合金に対す
る1900〓/30ksi(1038℃/206.85MPa)での応力
破壊のプロツトである。第5図中のデータは<
111>方位配列内の単結晶形態で試験された種々
の組成の応力破壊性質に対するものである。図か
ら解るように、本発明によるNi−Al−Mo組成
は、試験された他の合金と比べて応力破壊寿命が
改善されている。本発明による合金は従来の超合
金と比べて約190〓(105℃)の温度改善を有する
ことが解る。このことは、等価な応力条件下で、
本発明による合金は190〓(105℃)高い温度で作
動可能であり、しかも同一の部品寿命を得られる
ことを意味する。このことは、エンジンを一層高
い温度で作動させること、又はエンジン温度が一
定であれば、冷却空気の流量を減じることにつな
がる。その何れも経済性を向上する。また温度を
含む作動条件を同一に保つて、部品寿命を実質的
に長くすることもできる。更に、温度を同一に保
つて作動応力を増すことにより、同一の燃料消費
量及び部品寿命で性能を向上することもできる。 以上に記載した組成は、鋳造単結晶形態で用い
られることもできるし、また粉末治金技術とそれ
に続いて方向の整つた粒子構造(場合よつては単
結晶であつても良い)を得るための方向性再結晶
化とを用いて部品に製造されることもできる。 鋳造単結晶法による場合には、鋳造部品は米国
特許出願第177047号に概要を記載されているよう
に均質化処理及び熱処理を施される必要がある。
粉末治金法による場合には、幾つかの方法を用い
ることができるが、均質性を高めるために速い固
形化速度を得られる方法を用いることが望まし
い。このようなプロセスは米国特許第4025249号、
第4053264号及び第4053264号及び第4078873号に
記載されている。得られた粉末は、次いで稠密化
され、また所望の構造が得られるように方向性再
結晶化される。方向性再結晶化は米国特許第
3975219号に記載されており、また最終構造内の
種々の結晶アラインメントを得るための特別な方
法は本願と同時に出願された特願昭57−207488号
に記載されている。 こうして得られる製品はガスタービンエンジン
用として特に有用である。鋳造法による場合に
は、所望のサイズが直接得られるように鋳造が行
われ得る。しかし、粉末治金法による場合には、
続いて、最大の冷却可能性を有するブレードを得
るために、米国特許第3872563号に記載されてい
るブレード製造法が用いられるのが有利である。
ここに説明した組成の合金は非常に優れた耐酸化
性を有するが、これらの合金が被覆をほどこした
形態で用いられ得ること、またこのような被覆が
アルミナイド被覆又はMCrAlY形式の表面層被
覆であつて良いことは勿論である。 以上に於ては本発明をその好ましい実施例によ
り図示し説明したが、本発明の範囲内でその形態
及び細部に種々の変更が行われ得ることは当業者
により理解されよう。
つかの点で米国特許第2542962号、第3655462号、
第3904403号及び第3933483号に記載されているも
のと類似している。Ni−Al−Mo系合金は非常に
優れた機械的性質を有するものとして知られてい
るが、これまでそれらの表面安定性及び耐酸化性
は長時間に瓦る使用に際して予測不能でありまた
その性能は限界に近いものであるとされていた。 本発明の核心は、耐酸化性を劇的に改善し、し
かも同時に優れた機械的性質を維持し又は更に増
大するため、これらのNi−Al−Mo系合金にW、
Cr、Ta、Y及びオプシヨン成分としてHfを注意
深く協調のとれた量で添加することである。 アルミニウムが存在すると、強化ガンマプライ
ム層が形成され、合金にアルミナ層が形成される
ことによつて耐酸化性が向上する。アルミニウム
含有量が少な過ぎると耐酸化性を改善することは
できないが、多過ぎると合金の強度が低下しまた
合金が脆性化することとなる。 モリブデンとタングステンは主として固溶体強
化材として存在する。これらも含有量が少な過ぎ
ると合金の強度を改善することができず、また多
過ぎると延性が低下することとなる。モリブデン
は一般には耐酸化性にとつて悪い影響を与えると
考えられており、従つて耐酸化性と強度の両者を
向上させるためにはモリブデンとタングステンの
含有量は平衡するように選ばれる。 CrはNiOに基く酸化物ではなくAl2O3酸化物の
生成を促進することにより耐酸化性を向上するた
めに添加される。この目的で、少なくとも約2%
のCrが必要であるようである。Cr含有量を約4
%以上に増しても、Cr含有量が約3%の場合に
比べて実質的な改善は得られないようである。 Crは同時に機械的性質を低下させるので、約
4%を越えるCrの添加は望ましくない。Taは微
細構造を安定化するために添加され、上記の量の
TaはCrの添加に起因する機械的性質の低下の問
題を克服する。従つて、Cr及びTaの量は或る範
囲で互いに関係付けられ、高いCr量に対しては
高いTa量を用い、また低いCr量に対しては低い
Ta量を用いるようにTa及びCrの量の協調をとる
ことにより最適な合金性能が得られる。 更にYも添加されなければならない。またYと
同じ効果を有するものとしてYとの合計量が制御
されたHfが添加されてもよい。このような元素
は超合金への酸化物層の付着を改善し、それによ
り破砕(スポレーシヨン)を減じ且酸化による重
量損失を減ずる。これらの元素の0.01〜0.3%
(合計)が所要の作用をし、より好ましい範囲は
0.02〜0.2%(合計)であり、またHfは上記の如
くオプシヨン成分であるが、Yは少なくとも0.01
〜0.1%の量で存在することが好ましい。 第1図、第3図及び第4図は上記元素の効果を
示すグラフである。これらの図面には試験された
合金の組成が示され、また酸化試験中の重量変化
が示されている。合金が酸化する時、合金は酸化
物層の生成の結果として最初に重量を増す。続い
て、もしこの酸化物層が破砕すれば、重量損失が
生じ、また酸化物層が再生する。酸化物破砕及び
その結果としての重量損失は基体内の酸化物生成
元素の欠乏を招くのが好ましくない。酸化物破砕
は、合金が所望の保護酸化物層を再生し得ず、保
護能力を有しない酸化物層となつてしまうような
ところまで進行し、そうなると酸化はますます急
速且抑制不能となり、終には試料が破壊されるこ
とになる。大抵の合金はその耐酸化性を保護酸化
物層の生成によつて得ているので、望ましい重量
変化挙動は、最初に保護酸化物層の生成を示す僅
かな重量増加を生じ、その後は重量変化を生じな
くなるか又は非常に僅かな増加しか生じなくなる
ことである。 イツトリウム添加の顕著で意外な結果が第1図
に示されている。この図には2200〓(1204℃)で
の1時間サイクルを50回繰返すサイクリツク検査
の後にイツトリウム含有量が異なる幾つかの合金
に生じた重量損失が示されている。この図より、
試験された基礎合金(10%Mo、6.7%Al、6%
W、3%Cr、1.5%Ta、0.1%Hf、残余Ni)に対
して約0.01%から約0.06%までのYの添加により
酸化挙動が顕著に改善されることが明らかであろ
う。Yが被覆の耐酸化性能を改善し得ること(米
国特許第3676085号及び第3754903号)及び合金の
耐酸化性能を改善し得ること(米国特許第
3754903号)はこれまでに観察されているが、Y
は約0.1%を越えては有害であるという本願発明
者により得られた知識はこれまでに示されていな
い。 第1図に示されている結果は、試料の酸化表面
の走査電子顕微鏡(3000倍)である第2A図、第
2B図及び第2C図を参照することにより説明で
き得る。第2A図は0.1%Hf及び0.002%以内のY
を含む試料の写真であり、第2B図は0.1%Hf、
及び0.029%のYを含む試料の写真であり、第2
C図は0.1%Hf及び0.073%Yを含む試料の写真で
あり、それぞれ第1図のグラフに於けるA点、B
点、C点に対応している。 第2A図は相当粗い不規則な酸化物組織を示し
また酸化物破砕の形跡を示しており、第1図のA
点が示す如き大きな重量変化に見られるようにY
よる合金の改善効果は殆ど得られない。第2B図
は付着性の酸化物組織の形跡を示しており、Yに
よる耐酸化性が大きく改善されており、またこの
ことは第1図のB点に於ける重量変化が非常に小
さいこととも対応している。第2C図は第1図の
C点に於ける重量変化が示す通りかなりの酸化物
組織と酸化物破砕の形式を示しているが、第1図
のC点の重量変化がA点の重量変化よりは小さい
ように、Yによる幾分かの改善は得られている。
このように第1図及び第2A図、第2B図、第2
C図の対照から理解されるように、Yの量を制御
することによつて酸化挙動を確実に改善すること
ができる。これらの結果から、Yは0.01〜0.1%
の範囲に制御されるべきであり、より好ましく
は、0.01〜0.07%とされるのがよい。第3図及び
第4図には、限定された量のクロームが最適な耐
酸化性のために必要であることが示されている。
第3図には、10%Mo、7.4%Al、6%W、1.5%
Ta、0.1%Y、残余Niを含む基礎合金の酸化挙動
へのCr含有量変化の影響が示されている。試験
条件は2000〓(1093℃)での1時間炉内酸化を
500回繰返すものであつたが、かかる試験条件下
で所望の最小重量変化が約3%のCr含有量にて
得られることが認められよう。 第4図には、2100〓(1149℃)で得られたサイ
クリツク酸化データを用いて、酸化挙動へのCr
含有量変化の影響が示されている。この図面には
試験中の時間の関数としての重量の変化が示され
ている。四つの曲線は10%Mo、6.6%Al、1.5%
Ta、0.1%Y、残余Niとし、Cr含有量を変えた基
礎合金に対してプロセツトされている。Cr増加
の効果として曲線は水平線(重量変化が零の線)
に向つて回転している。 第3図及び第4図から、この種の合金の良好な
酸化挙動を得るためには約3%のCr含有量が必
要であることが理解されよう。 Al−Mo−Ni合金の機械的性質は多くの点で従
来の超合金の機械的性質よりも優れていることが
従来の研究により示されている。本発明によれ
ば、W、Cr、Ta、Y及びオプシヨン成分として
のHfの協調のとれた添加により、Al−Mo−Ni
基礎合金の機械的性質と少なくとも同等また場合
によつてはそれ以上の機械的性質を確保した上で
更に実質的に改良された耐酸化性が得られる。こ
のことは、一つの性質を改善すれば他の性質が損
われるという従来の合金に関する一般概念と異な
るものである。 第5図は通常のMAR−M200超合金及び本発
明の範囲に属する合金を含む幾つかの合金に対す
る1900〓/30ksi(1038℃/206.85MPa)での応力
破壊のプロツトである。第5図中のデータは<
111>方位配列内の単結晶形態で試験された種々
の組成の応力破壊性質に対するものである。図か
ら解るように、本発明によるNi−Al−Mo組成
は、試験された他の合金と比べて応力破壊寿命が
改善されている。本発明による合金は従来の超合
金と比べて約190〓(105℃)の温度改善を有する
ことが解る。このことは、等価な応力条件下で、
本発明による合金は190〓(105℃)高い温度で作
動可能であり、しかも同一の部品寿命を得られる
ことを意味する。このことは、エンジンを一層高
い温度で作動させること、又はエンジン温度が一
定であれば、冷却空気の流量を減じることにつな
がる。その何れも経済性を向上する。また温度を
含む作動条件を同一に保つて、部品寿命を実質的
に長くすることもできる。更に、温度を同一に保
つて作動応力を増すことにより、同一の燃料消費
量及び部品寿命で性能を向上することもできる。 以上に記載した組成は、鋳造単結晶形態で用い
られることもできるし、また粉末治金技術とそれ
に続いて方向の整つた粒子構造(場合よつては単
結晶であつても良い)を得るための方向性再結晶
化とを用いて部品に製造されることもできる。 鋳造単結晶法による場合には、鋳造部品は米国
特許出願第177047号に概要を記載されているよう
に均質化処理及び熱処理を施される必要がある。
粉末治金法による場合には、幾つかの方法を用い
ることができるが、均質性を高めるために速い固
形化速度を得られる方法を用いることが望まし
い。このようなプロセスは米国特許第4025249号、
第4053264号及び第4053264号及び第4078873号に
記載されている。得られた粉末は、次いで稠密化
され、また所望の構造が得られるように方向性再
結晶化される。方向性再結晶化は米国特許第
3975219号に記載されており、また最終構造内の
種々の結晶アラインメントを得るための特別な方
法は本願と同時に出願された特願昭57−207488号
に記載されている。 こうして得られる製品はガスタービンエンジン
用として特に有用である。鋳造法による場合に
は、所望のサイズが直接得られるように鋳造が行
われ得る。しかし、粉末治金法による場合には、
続いて、最大の冷却可能性を有するブレードを得
るために、米国特許第3872563号に記載されてい
るブレード製造法が用いられるのが有利である。
ここに説明した組成の合金は非常に優れた耐酸化
性を有するが、これらの合金が被覆をほどこした
形態で用いられ得ること、またこのような被覆が
アルミナイド被覆又はMCrAlY形式の表面層被
覆であつて良いことは勿論である。 以上に於ては本発明をその好ましい実施例によ
り図示し説明したが、本発明の範囲内でその形態
及び細部に種々の変更が行われ得ることは当業者
により理解されよう。
第1図は酸化挙動へのイツトリウム含有量変化
の影響を示す図である。第2A図、第2B図及び
第2C図は種々のイツトリウム含有量の合金で得
られた酸化物組織を示す走査電子顕微鏡写真であ
る。第3図は2000〓(1093℃)での酸化挙動への
クローム含有量の変化の影響を示す図である。第
4図は2100〓(1140℃)での酸化挙動へのクロー
ム含有量の変化の影響を示す図である。第5図は
幾つかの合金の応力破壊挙動を示す図である。
の影響を示す図である。第2A図、第2B図及び
第2C図は種々のイツトリウム含有量の合金で得
られた酸化物組織を示す走査電子顕微鏡写真であ
る。第3図は2000〓(1093℃)での酸化挙動への
クローム含有量の変化の影響を示す図である。第
4図は2100〓(1140℃)での酸化挙動へのクロー
ム含有量の変化の影響を示す図である。第5図は
幾つかの合金の応力破壊挙動を示す図である。
Claims (1)
- 1 5.8〜7.8%のAl、8〜12.8%のMo、4〜8%
のW、2〜4%のCr、1〜2%のTa、両者の合
計にて0.01〜0.3%のHfとYであつてそのうちY
は0.01〜0.1%であるHf及びYを含み、残余がNi
である高強度耐酸化性のニツケル基超合金。
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CA (1) | CA1198612A (ja) |
CH (1) | CH657378A5 (ja) |
DE (1) | DE3242608A1 (ja) |
ES (1) | ES8401145A1 (ja) |
FR (1) | FR2517329B1 (ja) |
GB (1) | GB2110240B (ja) |
IL (1) | IL67347A (ja) |
IT (1) | IT1154577B (ja) |
NL (1) | NL189045C (ja) |
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- 1982-11-18 DE DE19823242608 patent/DE3242608A1/de active Granted
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- 1982-11-26 FR FR8219854A patent/FR2517329B1/fr not_active Expired
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