JPH0245694B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、高応力高温度ガスタービンに用いる
鋳造部品に使用するニツケル基礎単結晶超合金に
関するものである。 この合金及びこの種の合金は、ガスタービンの
羽根、特に熱疲労、クリープ、酸化に対する抵抗
が本質的に重要である高性能の航空機タービン機
関に用いる羽根である単結晶鋳造物を企図するも
のである。 単結晶部品の鋳造のための合金の基礎的技術は
米国特許第3494709号、同第4116723号及び同第
4209348号に記載されている。これら特許に記載
されている合金を越えて可成り改良された合金が
本出願人により1981年３月17日に登録された、
“単結晶（単一結晶粒）合金”と題する公開され
たヨーロツパ特許出願第81301106.1号に記載され
ている。この出願特許の合金は、“CNSX”なる
商品名の下のCMSX−２として又ハフニウムを
添加したものはCMSX−３として市販されてい
る。本明細書ではこれらをCMSX−２、CMSX
−３と呼ぶことにする。本発明は、前記出願特許
に記載された合金のクリープ強度、クリープ速度
の改良である。この合金は商品名“CMSX”を
用いCMSX−４として市販される予定である。
所望の機械的性質及び耐環境性の特徴を持つのみ
ならず、工業的に単結晶に鋳造される可能性と熱
処理特性を併せて持つ合金を構成するフアクター
は非常に高い。これらの二つの特性、即ち機械的
特性と耐環境性に答える要素と工業的生産の可能
性の要素とは、通常互いに矛盾し、所望の性能特
徴を持つことになる合金組成が、実際上鋳造及び
熱処理が不可能であることが非常に多い。同様に
この逆の場合もある。 遭遇する問題の一つは、充分なクリープー破断
抵抗と耐化性を持ち、他方では又合金が初期溶融
温度に到達することなくすべての一次γ¹相が容体
化する温度で熱処理されることができる熱処理温
度範囲を持つていることである。本明細書におい
て初期溶融温度とは、融解の目視による最初の証
拠が認められる温度のことをいう。加うるに、共
晶混合物の少なくとも一部も溶体化されることが
望ましい。この温度範囲は、熱処理の“ウインド
ウ”と呼ばれる。25〓（13.9℃）以上の温度差の
如き実際上のウインドウを備えることに失敗すれ
ば、一次γ¹相の不完全な溶体化又は初期溶融によ
り、受容できない程機械的性質が劣化したりスク
ラツプの割合が多くなつたりすることを併わない
鋳造物の熱処理がほとんど不可能になる。本明細
書において初期溶融とは、融解が起こり始める点
のことをいう。初期溶融による廃棄物の割合が多
くならなくても、一次のγ¹相の全体を溶体化する
効果のある熱処理を行なうことができない場合
は、実験室の好奇心の対象以上のものではなく、
実用性のないものである。前記公開されたヨーロ
ツパ特許明細書に記載された合金CMSX−２及
び合金CMSX−３は、この問題を解決した合金
である。前記出願特許記載の基礎合金（CMSX
−２）の一変種に於いて、ハフニウムを添加して
（CMSX−３）、実用可能な溶体化熱処理ウイン
ドウを留保しながら、被覆されたときの耐酸化−
耐腐食性能を増加させた。 本発明は、CMSX−２及びCMSX−３合金に
典型的な望ましい工業生産可能性を保ちながら合
金の耐高温度性、耐高応力性、クリープ抵抗を大
きく改良することを目的とした研究の結果であ
る。 合金の永続的な塑性変形の形のクリープは、通
常破断の起る前の与えられた温度と応力に於いて
特性の時間にわたつて起こる伸びの百分率によつ
て定義される。クリープが破断になるまでの温度
と時間の増加は、合金の特性に関する重要なデー
タであるが、このデータは高性能の航空機タービ
ン機関の設計者にとつて格別の意義のあるもので
はない。該設計者は、特定の％のクリープが起る
時間と温度の範囲により関心を持つている。これ
らの範囲は、何時又如何なる条件の下に鋳造物の
特定の寸法の変化が、エンジン部品間の物理的干
渉から来るような性能低下を惹起するかを、決定
するが故に重要である。設計されるエンジンの性
能特性が増大する程、部品間のクリアランスを通
常小さくしなければならない、従つて許容しうる
クリープの量は減少する。同時に、大きくなつた
性能特性は通常より高い温度とより大きな速度を
必要とする。これらは応力を増加させクリープを
促進するフアクターである。現代の高性能ガスタ
ービン機関では、設計者は１％のクリープを実用
上受容しうる限界と見做している。 本発明は、CMSX−２合金とCMSX−３合金
の実用可能な熱処理“ウインドウ”と、合金安定
性と、単結晶を鋳造できる可能性の特性を留保し
ながら、他方では許容しうる運転温度と１％クリ
ープが起るまでの時間の両者を増大させることに
より、クリープ抵抗特性を非常に改良した、ニツ
ケル基礎超合金を提供する。これらのことは、レ
ニウムの添加を含む、合金の耐火元素の増量によ
つて達成される。本発明は、レニウムの合体によ
り起りうる合金の不安定を招くことなく、クリー
プ抵抗の非常な増加を成就する。 前記特許請求の範囲の各元素についてのその添
加の理由および添加量範囲の上限、下限の限定理
由は次の通りである。 コバルト コバルトは、高温において合金に“相”の安定
を与えるために必要なものである。即ち、針状結
晶体の形成とか針状又はプレート状のTCP（異質
同型の密にかたまつた“相”）のような望ましく
ない相の発生を妨げるために必要なものである。 コバルトは10％を上回れば、合金はTCPを発
現し易くなると共に、引張強さ、クリープ抵抗お
よび疲れ強さが失われ、また9.3％を下回る範囲
では、強さにとつて有害な結果となり、TCPを
形成する傾向が高まる。 クロム Crは、酸化アルミニウム表面膜を形成して高
温酸化を抑制するのに必要である。 また、これは耐熱時腐触性を増加させるのに重
要である。この特別な合金の化学の場合には、
Crの水準を6.4未満に減少させると、熱時腐触が
増加する。上記の範囲のCrは、海洋付近で用い
られる塩または燃料中の塩またはＶ（通常の存在
量）から起こることがある熱時腐触の防止に極め
て重要である。この合金に前記の範囲を上回る
Crが存在すると、TCP相の形成が促進される。 タングステン タングステンは、いわゆる耐火質要素であつ
て、高い強度を与えるのに必要なものである。そ
してタングステンはガンマ相及びガンマプライム
相の両方において大体同じ配分で有力な固体融合
強化剤として働くものである。 前記の範囲を上回るタングステンが含まれる
と、酸化条件中に酸化タングステンが形成される
ことがある。また、熱時腐触の際に溶融が生じる
こともある。これらの条件はいずれも、合金にと
つて有害である。また、Ｗ含量が前記の範囲を上
回ると、TCPが形成されることがある。また前
記の範囲を下回れば、強度が失われる。 タンタル この合金に用いられる範囲のタンタルは、酸化
および耐熱時腐触性を提供するのに必要である。
しかしながら、前記の範囲を上回る範囲で用いら
れると、TCD相と過剰の共晶相の形成が促進さ
れる。Taが前記の範囲を下回れば、この合金の
重要な特性である注型適性が低下する。この合金
のTa／Ｗ比は単結晶の注型適性にとつて重要で
ある。 アルミニウム 前記の範囲のアルミニウムを含有すことは、必
要な容積分画のγ¹を得る上で必要であり、このγ¹
は合金全体にとつて極めて重要な主要強化相であ
る。若し前記の範囲を上回れば、共晶性が高くな
り過ぎて、溶液化が妨げられる。効果的に溶液化
できないと、衝撃特性と脆性が低くなる。アルミ
ニウムが前記の範囲未満に低下すると、γ¹が減少
し、強度が喪失する。 チタン 前記範囲のチタンを用いることにより、所望な
γ¹相における主要な成分が構成される。Ti含量
が前記の範囲を上回ると、共晶性が高すぎるので
溶解性能は低下する。Tiが前記の範囲を下回る
と、合金の強度が失われる。したがつて、Tiの
範囲は微妙な量である。チタンの含量が請求項記
載の範囲外であると、アルミニウムが前記の範囲
外の量を用いたときと同様な望ましくない影響が
ある。また、Tiの比率が低すぎると、γ¹相の溶
解性の温度範囲が低下することになる。極めて有
害である。 モリブデン この元素は、固溶液を効果的に強化するのに必
要である。前記の範囲では、この元素は合金中の
アルミニウムの溶解度を減少させるので、γ¹の容
積分率を増加させる。 したがつて、この元素は、合金の密度を適度に
増加させる極めて有効な固溶液強化剤である。 この元素を前記の範囲を上回る量で用いると、
TCPの形成、溶融および硫化（sulfurdation）の
傾向が生じる。 前記の範囲を下回る量で用いると、合金の強度
が減少する。 ハフニウム この元素はコーテイング性能を改善するのに用
いられる。前記の量を上回る量で含まれると、γ¹
ソルブス（solvus）の温度よりも遥かに速い速度
で初期融解点が低下し、溶液ウインドーが閉じら
れる。Hfが前記の範囲未満に減少すると、コー
テイング性能の改善が有効に行われなくなる。 レニウム 前記の範囲のレニウムは、熱時腐触反応で起こ
るような拡散を減少させる効果があり、硫黄また
はナトリユムの透過またはアルミニウムまたはタ
ングステンの喪失を促進することができる。これ
は、高温の腐触条件での操作での鋳造寿命にとつ
て極めて重要である。 レニウムを前記の範囲を上回る量で用いると、
これがTCP相に形成に関与する可能性が増加す
る。これは、タングステンと共に高温TCP相の
形成を促進することもある。ここで「TCP」と
は合金の機能性に有害な「トポロジー的に密接充
填された」相のことをいう。 Ｂ、ZrおよびＣが粒子境界を強化するのに極
めて重要であると思われるにも拘らず、Ｂ、Zr
およびＣが省かれていることに気付かれるであろ
う。これらの元素を除去することは、初期溶融温
度を有意に増加させるのに必要であつた。 Ｗの代わりにTaで部分置換することは、合金
γ¹容積分率を有する良好な単結晶注型適性と微細
構造安定性を有する改善されたγ¹沈殿強度を与え
る上で必要である。また、これは、高強度合金の
単結晶鋳造で頻繁にみられる問題である「フレツ
クリング（freckling）の程度を減少させる上で
重要である。 それぞれの原子の範囲を極めて狭く且つ精確に
することは、十分に溶液の熱処理範囲を得てこの
合金を高温での安定性を喪失することなく実用に
供する上で必要であることが判つた。 以下に本発明を好適実施態様により説明する。
本発明が展開された基礎となつた合金は、米国特
許出願第339318号に記載されたハフニウム含有単
結晶合金であり、この合金をこれより後CMSX
−３と呼ぶことにする。この合金は重量％で表わ
して次の組成を持つ： 第１表 Co 4.3−4.9 Cr 7.5−8.2 Mo 0.3−0.7 Ｗ 7.6−8.4 Ta 5.8−6.2 Al 5.45−5.75 Ti 0.8−1.2 Hf 0.05−0.15 Ni 残り Ｃ 最大60PPm Zr 最大50PPm Ｂ 最大30PPm Ｓ 最大20PPm Si 最大400PPm 耐火元素としてのレニウムの使用に関する既知
の合金技術に基づいて、従つて合金の強度が増加
することを期待して、最初はタングステンの３重
量％分をレニウム３重量％に代えた。コバルトを
可成り増加させ、クロムを有意義量だけ減少させ
た。その結果は、所望の強度の増加を生じなかつ
た。しかしながら、コバルトの可成りの増加によ
り合金に良好な安定性を与える所望の結果が得ら
れた。 腐食抵抗を犠性にしないで、所望のクリープ抵
抗をうるための他の試みで、クロム含量を6.8％
から7.7％にした。この試みも期待又は所望の改
良を生じないことが見出された。 この合金も、μ又はΣ相を形成する傾向を示す
ことなく高い応力及び高温の下で使用しうる高い
クリープ抵抗を持つた合金を得ようとした初めの
企図と同様に、強度の所望の増加従つてクリープ
抵抗の増加を生み出すことに失敗した。クリープ
の問題を解決しようとする他の策で、クロム含量
を減少させ、耐火元素タングステン及びタンセル
の両者の重量％を増加させた。その結果次の組成
の合金が得られた：

【表】 この合金を36KSi（248MPa）／1800〓（982
℃）／194.3時間の条件で応力−破断試験をした
ときこの合金は所望のクリープ抵抗を備えている
が安定性を犠性にしたものであることが判明し
た。この合金は高温で大きな応力の下に置かれる
とCr−Re系のΣ相の特徴的な“針”即ち針状結
晶の形成を示し始める（第２図）。これは不安定
性の証拠であり、レニウム含量とクロム含量が均
衡のとれていないことを示す特徴である。このよ
うに、レニウムは、この種の合金の強度を増加さ
せるものとして知られているものの、又Cr−Re
系針状晶形成がクリープ強度を減少させクラツク
が伝播する条件を与えるが故に、合金の可使寿命
を可成り短縮する条件をつくり易い。 不安定性の問題を避け、しかも希望のクリープ
抵抗をうる試みの一つで、合金の組成を再び変化
させて、ニツケル含量を増加させ、クロムとコバ
ルトを減少させた。それに対して耐火元素の量は
増加させたままに保つた。 得られた合金は、重量％で次の組成を持つもの
が好適であつた：

【表】 一般には次の組成範囲のものを用いうる：

【表】 〜 〜 〜 〜
〜 〜 〜 〜 〜
6.8 10.0 0.7 6.6 6.7
5.75 1.2 3.2 0.12 残り
同時に望ましくない微量元素はできる限り少量
に制限された： Ｃ 最大60PPm Ｂ 最大30PPm Zr 最大75PPm Ｓ 最大20PPm Si 最大400PPm 結果は合金の特性を突然化成り変化をさせるも
のであつた。第表の組成を持つ耐熱合金VF552
がつくられ、急温度勾配引出し法を用いて単結晶
試料が鋳造された。応力−破断試験試料は0.089
インチ（2.26mm）／0.070インチ（1.78mm）直径の
もので、すべて主軸に対して10゜以内に配向した
縦（001）方向から機械加工されたものであつた。
RT（Room Temperature）引張り試験試料及び
クリープ破断試験試料は直径0.188インチ（4.78
mm）のもので、すべて主軸に対して10゜以内に配
向した縦（001）方向から機械加工したものであ
つた。試料は、Vac HYde Proccesing
Corporationにより、2350〓（1288℃）で２時間
＋2360〓（1293℃）で２時間加熱し、緩慢に冷却
し、2350〓（1288℃）で２時間＋2360〓（1293
℃）で２時間加熱し、次にガスフアン冷却して熱
処理された。加うるに試料は1800〓（982℃）で
５時間空被覆され、空気冷却され、次いで1600〓
（871℃）で20時間時効処理され、次に空気冷却さ
れた。機械加工及び試験はJoliet Metmllurgical
Laboratoriesにより行われた。本発明の合金及び
CMSX−２とCMSX−３に就いて行われた比較
応力−破断試験の結果を次の第表に示す：

【表】 ここでRAとは「面積の減少」のことをいう。
加うるに、Onera（米国のNASAに匹敵するフラ
ンス国の同様な機関のイニシアルのことをいう。）
熱処理（高温の時効硬化の熱処理のことをいい、
合金に改良された高い温度のクリープ抵抗を与え
るもので、このときガンマープライムのサイズは
0.2／0.3ミクロンから0.5ミクロンにふえる。）後
のCMSX−３と比較するクリープ破断試験を行
つた。結果を次の第表に示す：

【表】 RT3張り試験を本発明の合金に就いて行つた。 ここでRAとは「面積の減少」のことをいう。 結果を次の第表に示す：

【表】 第表の合金（耐熱合金VF552）及びCMSX
−２（耐熱合金VF267、312、438、466、472）か
ら単結晶として鋳造された試料から（001）方向
の10゜以内に機械加工されたブレードから仕上げ
た（machined from blade）0.070“及び0.089”
直径に就いて、比較Larson Miller応力−破断試
験が行われた。結果は第１図に示されている。第
３−９図の顕微鏡写真は合金のミクロ組織の均一
性と高温度高応力の下での安定性を示す。 第１１図及び第１２図は、クリープ抵抗が非常
に増加していることをグラフで示したものであ
る。第１１図は、1800〓（982℃）、36.0Ksi
（248MPa）の試験に於いて破断に必要な時間が
100％を越えて増大している事実を示す。このこ
とは非常に大きな変化である。しかしながら第１
２図は、ガスタービン設計技術者にとつて主要な
関心の的である１％以下の範囲のクリープ曲線部
分に於いて、本発明が成就したより大きな変化を
グラフで示している点で、更に重要である。クリ
ープ曲線の初めの部分が可成り平たくなつている
ことが見られる。即ち、36Ksi（248MPa）／1800
〓（982℃）の高温度、高応力の下に１％のクリ
ープを生ずるに必要な時間が、約31時間から80時
間に延長し、約158％の増加である。この試験は
荷酷なものであり、その意義はクリープ抵抗の変
化の主要部分が最初の1.0％の伸びに必要な時間
内に起つていることである。従つてこの変化は、
合金の機能と実用性を決定する合金特性局面で起
つているが故に合金の機能として重要である。ク
ロム含量の減少は最大2.25N_V3B数を持つ合金の
N_V3B数を減少せしめる。クロム含量の減少と耐
環境的性質の減退は、クリープ特徴の主要な変化
に鑑み受容しうるものと見做される。 第４図及び第５図の顕微鏡写真は、レニウムの
添加量の結果、応力−破断試験後のγ¹結晶粒組織
が遥かに微細になつたことを明瞭に示している。
レニウムの添加より結果するγ¹結晶粒の形態の変
化は、合金からつくられた試験片の処理後のミク
ロ組織を観察したときに発見された。レニウム
は、応力／温度に曝露される際にγ¹相の初期の成
長又は方向的な粗大化を制限するのみでなく、合
金に働く時間／温度／応力負荷が増加する際に
も、合金中にあつてこの機能を果し続けること
も、発見された。第４図、第７図から、第５図と
第６図の顕微鏡写真が得られた際と同じ温度／時
間／応力条件の下に破断面の近くでも、CMSX
−２又はCMSX−３の如く単結晶鋳造技術のた
めに開発された既知のニツケル基礎合金に就いて
同じ条件下に観察されるものに比較して、より低
い程度でしかγ¹結晶粒の“ラーフテイング”（方
向性のある粗大化）が進んでいない、ことが観察
される。このことは、レニウムが耐火金属として
合金の強度を増加させるに価値があるのに、クロ
ムを高含量で用いたとき第２図に示された針状
Cr Re結晶の形成に明瞭に表現されるように合金
が高温度高応力の作用をうけるとレニウムは合金
を不安定化することは当業界に知られている。事
実に拘らず真実であることが見出された。 本発明の合金が、鋳造されたままのγ¹相を完全
に溶体化し、再析出した0.45ミクロン以下の平均
の大きさを持つ微細な凝集γ¹相を65−68容積％の
量で含む、完全に溶体化したミクロ組織を生ずる
ことができることが、特に１％以下の伸びで起る
クリープ抵抗を大きく変化させる結果となるクリ
ープの初期段階に於いて、合金がクリープ抵抗を
最大にする能力の発揮に貢献する、理由であると
信ぜられている。合金が、熱処理のウインドウを
それ程狭めることなく又ミクロ組織の不安定性を
導入することなく、このクリープ抵抗の変化を成
就することが重要である。クリープ制御、高温度
高応力に於けるミクロ組織の安定性、及び実用可
能な熱処理のウインドウの特性の組合わせを維持
するためには、組成が精確であり、その内の任意
の一元素の量に許される変化は非常に小さい合金
にすべきことは、第表に示された組成から明ら
かである。これらのいずれか一つの特徴に背く変
化は、微細な変化であつても、合金の特性を著し
く劣化させそれに悪影響を及ぼすものである。 γ¹相の固体溶解度曲曲線温度と初期溶融温度の
間に適当な温度の開きがないと、初期溶融の大き
い割合のスクラツプを招くことなしに、一次のγ¹
を完全に溶体化することが不可能であるが故に、
熱処理のウインドウは特に重要なものである。約
20〓（11.1℃）より小さい温度の開きでは実験室
を除いては実行不可能である。 何故と言うに、生産熱処理装置では、特に必要
な高温度と長い熱処理期間を考えると、このよう
な温度の開き内に温度があるように精確に制御す
ることが困難である。この合金は耐火元素の含量
が大きい故に、熱処理の期間を４乃至６時間から
８時間に増加させなければならない。この合金が
30゜−40〓（16.7℃−44.4℃）の溶体化熱処理温度
の開きを持つ事実は、初期溶融の危険なしに一次
γ¹相が完全に溶体化することを保証するものであ
る。市販の真空溶体化熱処理装置を用いて、35〓
（19.4℃）のウインドウ内にとどまることが実施
可能であることが、試験により示された。 本発明の合金は単結晶を合体した高温度鋳造物
を必要とする如何なる目的にも用いうるが、特に
この合金の用途はガスタービン機関の単結晶羽根
及びベーンの鋳造にある。第一の用途は航空機の
タービン機関であるが、本発明の合金の特殊な高
い性能を必要とする固定機関もある。タービン機
関の性能特性が非常に制限されたクリアランスを
要求し従つて許容しうるクリープの量が非常に制
限される場合が得にこれにあたる。 本合金は、高性能特性を発揮するように設計さ
れた小タービン機関に特に応用される。 これらの機関では、高い性能をうるために大き
な機関より高い部品温度で通常運転される。従つ
て、クリープの問題がより増大する。又本発明の
合金は、可能な最高の温度と応力で短期間働いて
最高の性能特性を発揮するように設計された小機
関にも適用できる。 両方の場合共に、１％を越えるクリープは受容
できないものと見做される。今日までに当業界に
知られたクリープ特性は、限られた運転温度を持
ち、従つて可能な最高性能も限られたものであつ
た、本発明の合金に就いて行われた試験は、
CMSX−２及びCMSX−３の如き現在当業界で
最も進歩した高ニツケル超合金に比して35Ksi
（241MPa）のレベルの応力で、32〓（17.8℃）の
温度差の応力−破断温度容量に優位を示した。１
％クリープに至る時間を基にすると、温度容量の
優位は45〓（25.0℃）の温度差である。短寿命の
非常に高性能のガスタービン機関に於ける、高温
度−応力下運転の許容温度は2000〓（1093℃）と
高いことも試験で示された。本発明の合金は、こ
れらの極限運転条件下の酸化雰囲気中で優秀な耐
酸化性を示した。 本発明は非常に精密な合金組成により、特に機
関設計に用いる範囲に於いて、非常に勝れたクリ
ープ抵抗／クリープ速度を持つた高温度−応力性
能を発揮できる合金を提供するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明の合金とCMSX−２の比較
Larson Miller応力−破断試験のグラフである。
第２図は、本発明の創作の途中でつくられた合金
の一つの試験試料を36.0Ksi（248MPa）／1800〓
（982℃）／194.3時間の試験を行つた後の倍率
1000の顕微鏡写真である。第３図は、本発明の合
金の倍率1000の顕微鏡写真である。第４図は、本
発明の合金を30Ksi（206.7MPa）／1800〓（982
℃）／507.5時間試験した後の破断面に近いとこ
ろの倍率1000の顕微鏡写真である。第５図は、本
発明の合金の試験試料の糸状の部分の倍率1000の
顕微鏡写真である。第６図は、本発明の合金の試
験試料を36Ksi（248MPa）／1800〓（982℃）／
174.8時間試験した後の糸状部分の倍率1000の顕
微鏡写真である。第７図は、本発明の合金の試験
試料を36Ksi（248MPa）／1800〓（982℃）／
178.0時間試験した後の破断図に近いところの倍
率1000の顕微鏡写真である。第８図は、本発明の
合金の試験試料75Ksi（516.7MPa）／1600〓
（872℃）／232.6時間試験した後の破断面に近い
ところの倍率1000の顕微鏡写真である。第９図
は、本発明の合金を75Ksi（516.7MPa）／1600〓
（872℃）／232.6時間試験した後の糸状部分の倍
率1000の顕微鏡写真である。第１０図は、本発明
の合金試料を２時間／2350〓（1288℃）＋２時
間／2360〓（1293℃）加熱し、緩慢に冷却し、２
時間／2350〓（1288℃）＋２時間／2360〓（1293
℃）加熱し、次にGFQで熱処理した後の倍率
1000の顕微鏡写真である。第１１図はCMSX−
３合金と本発明の合金のクリープ特性の全範囲を
比較するグラフである。第１２図は、合金
CMSX−３の１％変形までのクリープ特性を、
本発明の合金の該クリープ特性と比較したグラフ
である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 本質的に、重量％で表わして Co 9.3−10.0 Cr 6.4−6.8 Mo 0.5−0.7 Ｗ 6.2−6.6 Ta 6.3−6.7 Al 5.45−5.75 Ti 0.8−1.2 Hf 0.07−0.12 Re 2.8−3.2 Ni 残り の元素より成る合金から鋳造された、高応力高温
   度条件下で増大したクリープ抵抗を持ち約35F゜
   （約19.4℃）の熱処理ウインドウを持つことを特
   徴とする、高応力高温度条件下に使用する単結晶
   鋳造物。 ２ 本質的に、重量％で表わして Co 9.6 Cr 6.6 Mo 0.6 Ｗ 6.4 Ta 6.5 Al 5.6 Ti 1.0 Hf 0.10 Re 3.0 Ni 残り の元素より成る合金から鋳造された、高力高温度
   条件下で増大したクリープ抵抗を持ち約35F゜（約
   19.4℃）の熱処理ウインドウを持つことを特徴と
   する、高応力高温度条件下に使用する特許請求の
   範囲第１項に記載の単結晶鋳造物。 ３ 前記合金が、初期溶融を示すことはく、一次
   γ¹相の完全な容体化を行うことができるものであ
   ることを特徴とする、特許請求の範囲第１、２項
   のいずれかに記載の単結晶鋳造物。 ４ 前記合金が、１％クリープを受けるまでに、
   1800F°（982℃）で36ksi（248MPa）の応力に平均
   80時間耐えることができることを更に特徴とす
   る、特許請求の範囲第３項記載の単結晶鋳造物。 ５ 単結晶鋳造物がガスタービン羽根であるとこ
   ろの特許請求の範囲第１項又は第２項に記載され
   た単結晶鋳造物。 ６ 単結晶鋳造物がガスタービンベーンであると
   ころの特許請求の範囲第１項又は第２項に記載さ
   れた単結晶鋳造物。 ７ 単結晶鋳造物がガスタービン機関の羽根であ
   るところの特許請求の範囲第３項記載の単結晶鋳
   造物。 ８ 単結晶鋳造物がガスタービン機関のベーンで
   あるところの特許請求の範囲第３項記載の単結晶
   鋳造物。 ９ 鋳造物を破断するに充分な温度と応力の下に
   試験した後にも相の不安定性がないことを更に特
   徴とする、特許請求の範囲第３項記載の単結晶鋳
   造物。 １０ γ¹相固体溶解度曲線温度の少なくとも30F゜
   （16.7℃）上に初期溶融温度を持ち、本質的に重
   量％でCr6.4−6.8、Co9.3−10.0、Mo0.5−0.7、
   W6.2−6.6、Ta6.3−6.7、Al5.45−5.75、Ti0.8−
   1.2、Hf0.07−0.12、Re2.8−3.2、Ni残りの元素
   より成る合金から単結晶として鋳造され、合金の
   すべての一次γ¹相を容体化するに充分な温度と時
   間熱処理された後は、１％のクリープを受けるま
   でに80時間1800F゜（982℃）で36Ksi（248MPa）の
   応力に耐えることができることを特徴とする、ガ
   スタービン機関に用いる特許請求の範囲第１項記
   載の単結晶鋳造物。