JPH03197653A

JPH03197653A - 耐クリープ性の高い単結晶合金の製法

Info

Publication number: JPH03197653A
Application number: JP2341148A
Authority: JP
Inventors: James Henry Davidson; ジエイムズ・ヘンリー・デイヴイツドソン; Allan Fredholm; アラン・フレドルム; Tasadduq Khan; タサデユツク・カーン; Jean-Mare C F Theret; ジヤン―マルク・クレマン・フランシス・テレ
Original assignee: Association pour la Recherche et le Developpement des Methodes et Processus Industriels; Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA; Societe Nationale dEtude et de Construction de Moteurs dAviation SNECMA; TECPHY; SNECMA SAS
Current assignee: Association pour la Recherche et le Developpement des Methodes et Processus Industriels; Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA; Safran Aircraft Engines SAS; TECPHY
Priority date: 1983-12-29
Filing date: 1990-11-30
Publication date: 1991-08-29
Anticipated expiration: 2009-09-14
Also published as: JPH0672296B2; EP0149942A3; US4639280A; FR2557598A1; JPS60159143A; CA1260293A; JPH0561337B2; DE3478317D1; EP0149942B1; FR2557598B1; EP0149942A2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】本発明は母材をニッケルベースとする、炭素、ホウ素又
はジルコニウムを意図的に添加しな（１単結晶性合金の
製法に係る。

航空分野では何年もの間、例えばタービンエンジンの羽
根などの製造において、極めて高０性能を有し十分な耐
クリープ性を示すような合金類の開発が必要とされてき
た。これらの研究は仏国特許公開ＦＲ−Ａ第２．５０３
．１８８号、第２．５１２．８３７号、第２．５１３．
２６９号及び欧州特許文献ＥＰ−Ａ第００５２９１１号
等に著わされている。

本発明の目的は、特に高温での耐クリープ性Ｉこ関して
有利な使用特性を有し好ましくは約８６の密度をもつ前
述タイプの新規合金類の製法を提供することにある。

そのため、本発明では下記の組成を有する合金の製法を
提案する。

Ｃｏ　　　　５　　〜　　８％Ｃｒ　　　　６．５　　〜１０％Ｍｏ　　　　０．５　〜２．５％Ｗ　　　　　５　〜　　９％Ｔａ　　　　５　　〜　９％Ａｌ　　　　４．５　〜５．８％Ｔｉ　　　　　ｌ　　　　　　　２％Ｎｂ　　含まないか、１．５％以下Ｃ，Ｚｒ、Ｂ　　不純物として各１００　ｐｐｍ未満Ｎ　ｉ　　　　１００％に対する残り前記％は重量％である。また、Ｔ　ａ　＋Ｍｏ　＋　　
ｌ／２Ｗの合計重量％は１１，５〜１３．５％、Ｔｉ＋
Ａｌ＋Ｔａ＋Ｎｂの合計原子％は１５．５〜１７％、Ｔ
ａ（＋Ｎ　ｂ　）　＋　Ｍ　ｏ　＋　　ｌ／２Ｗの合計
原子％は４〜５．５％、Ｔ　ｉ　＋Ａ　Ｉ　＋Ｔ　ａ　
（＋Ｎｂ）　＋Ｍｏ　＋　　１／２Ｗの合計原子％は１
７．５〜１９％、Ｔｉ＋Ａｌの合計原子％は１２．８〜
１４．５％である。

本発明方法による合金は本質的に２つの相、即ち母材γ
及び硬化相γ′からなる構造をもつ（Ｎ　ｌ　ａ　Ａ　
ｌタイプの化合物）。この種の合金ではγ′を極めて高
温の処理により再溶解することができる。実際、γ′の
溶解終了時温度と合金自体の溶融開始温度との間には十
分な差が存在する。

このγ′再溶解の温度差（溶解度曲線［ｓｏｌマｕｓ］
及び固相線間の温度差）は本発明では３０度である。

この熱処理はγ′相を所望の形態で再析出させる２度の
焼戻しによって完了する。

硬化相を制御する元素全ての相乗作用を規定すべく、元
素の影響を個々に調べて相γ及びγ　のパラメータを調
整する代りに、組成物全体をテストにかけた。このテス
トの目的はγ′の割合が高り（６０％以上）、且つ相γ
及びγ′の結晶パラメータに重大な影響を及ぼす成る種
の元素がこれら両相に適切に分布されるような状態を、
実現せしめる組成の発見にあった。このテストで合金の
複数の構成成分に関連する基準（関係）を規定した。

このような基準は結局組成の個々の含有率範囲より重要
であり、これに従って製造した合金では特に耐クリープ
性に関してより良い結果が得られるという事実がその正
当性を立証している。

このような、各元素毎に保持すべき含有率を調べること
は組成全体の相乗作用を解明する上では適当ではないが
、主要元素の選択もやはり重要であることは否めない。

これを、添付図面に基づき非限定的な実施例を挙げて説
明する。

本発明方法による合金にコバルトが添加されていれば、
該合金中の硬化作用元素（Ｗ、Ｍｏ。

Ｔａ）の溶解度が向上し、その結果より高い耐クリープ
性が得られる。コバルトの存在が高温における合金の安
定性を保証するのである。類似の合金でもコバルトを含
まないものでは高温に維持した時にαＷ、αＣｒ又はβ
の如き析出物が生じることが判明した。本発明方法によ
る合金では前記欠点を回避せしめるコバルト含量が５〜
８％、好ましくは６〜８％である。

ここで取り上げる合金のクロム含量は、８５０℃〜１０
５０℃で合金を延伸処理する時の耐クリープ性を最適化
すべく６．５〜１０％、好ましくは６，５〜８％でなけ
ればならない（第１図参照）。実験によって得た第１図
の曲線は、合金の耐熱性はクロム含量の増加と共に向上
するが、この含量が約１０重量％を越えるとクロムの影
響が逆に有害になることを示している。尚、第１図のグ
ラフでは横座標Ｘ及びＸ′　がクロムの原子％゛及び重
量％を表わし、縦座標Ｙが次の条件下で試料を１％変形
させるのに必要な時間（単位−時）を示している。

実線：８５０℃、５００１ＰＩ点線：　１０００℃、１２０　Ｍ？モリブデン、タングステン及びタンタルは合金を硬化さ
せる、即ちあらゆる温度における耐クリープ性を向上さ
せる役割を果たす。％Ｔａ十％ＭＯ＋１／２％Ｗの合計
値は硬化作用評価の基準となる。これら元素の合計含量
ができるだけ高い合金を検討したが、この合計含量は９
より８．５に近い密度を得る必要があることと、Ｗ、Ｍ
ｏ又はＴａの含量が極めて高い場合には合金が冶金学的
に安定性を失う（例えばＴａ又はＷを大量に含む相の出
現）という事実とによって制限される。この合計値（％
Ｔａ＋％Ｍｏ＋１／２Ｗ）は１１．５〜１３．５重量％
の範囲に含まれるよう選択するのが好ましい。この範囲
は実験に基づき決定したものである。

前述の如き硬化作用元素の温度に関しては高温（９Ｈ℃
以上）での耐クリープ性を向上させる一定量のモリブデ
ンを加えると有利である（０．５〜２．５％、好ましく
は１〜２．５％）。モリブデンはニッケルをベースとす
る母材中で好ましく偏析して該母材の耐性を向上させる
。

また、タングステンも前述のγ′相を安定させるという
理由から必ず添加する。この元素はこのように合金の特
性を向上させるが、合金に有害なαＷ相を析出させる危
険があるためその含量は５〜９％、好ましくは５〜８％
に制限する。

テストした合金の有利な性質はγ′相の析出量に関連し
ている。この析出相の量はγ′発生元素たるＡｌ、Ｔｉ
、Ｔａ及びＮｂの合計含量が増加すればする程多（なる
。この合計含量の値は一定の値を越えてはならない。さ
もないと合金の凝固に変化が生じることになる。即ち凝
固終了時点でより多くの共晶γ／γ′が形成されること
になり、熱処理によるγ′相の溶解が不十分になる。Ｔ
ｉ＋Ａｌ＋Ｔａ＋Ｎｂの原子％合計値は最小１５．５％
、最大１７％の範囲内で選択する。この原子％値はＮ　
ｈ　ａ型の組成（Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔａ）をもって形
成されるＮｉγ′相分を制御する必要がある限り前記範
囲に保持する。

前述の如きγ′発生元素の含有率に関しては、チタン含
量を最低１重量％（好ましくは最低１．１％）、最高２
重量％にすることが肝要である。実際、チタンの代りに
アルミニウムを使用した合金では７５０℃〜１０５０℃
での耐クリープ性が低下することが判明した。従って、
特に高温での機械的耐性向上させるためにはアルミニウ
ムに換えてチタンを添加する。その結集アルミニウムは
４，５〜５．８重量％、好ましくは５〜５，５重量％を
占めることになる。

タンタルはγ　は体積分率を増加させると共に合金全体
を硬化させる。従って少なくとも６重量％を添加すると
有利である。但しこの含量は合金の密度が過度に増大し
ないよう９％、好ましくは８％までに制限しなければな
らない。

これらの合金にニオブが存在すると高温での特性を損う
ことなく比較的低温の７５０〜８５０℃での延伸におけ
る耐クリープ性が特に向上する。ニオブは　１．５重量
％までの範囲で添加するのが望ましく、好ましくはこの
含量を１％までに制限する。

場合によっては最低０．５％の含量が適切である。

硬化作用元素に関する前述の如き基準はニオブの影響も
含めた補助基準、即ち％Ｔａ＋％Ｎｂ＋％Ｍｏ＋１／２
％Ｗの合計原子％値によって補足される。この合計値は
４〜５．５％の範囲で選択する。

γ′発生元素の合計含量に関する基準も、軽金属元素の
影響を特定する別の補助基準によって補足される。この
補助基準はＴｉ＋Ａｌの原子％合計値で示され、その範
囲は１ｚ、８〜１４．５％である。

結局、前述の基準に係る全ての元素の原子％で示される
含量合計値、即ちＡｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔ　ａ　＋　Ｍ　
ｏ　＋　１／２Ｗの値は実験の結果１７．５〜１９％の
範囲で選択し得ることが判明した。

−例として、本発明方法による４種の特定合金Ａ、Ｂ、
Ｃ及びＤをテストした。これら合金の組成は表１に示さ
れている。元素含量は重量％で表わし、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｔ
ａ＋Ｎｂの合計値は原子％で表わした。

第２図は最後に説明した３つの値範囲をグラフで示して
いる。このグラフは横座標がＴａ＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋ｌ／２
Ｗの合計原子％値を、縦座標がＴｉ＋Ａｌ合計原子％値
を表わし、前記合金がγ′　発生軽金属元素Ａｌ＋Ｔｉ
の含有率と硬化相γ′の析出に直接的又は間接的に係わ
る元素の含有率Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋　　１／２Ｗとによ
って表示されている。実験に基づき決定された対応値範
囲はこのグラフ上に斜線の領域Ｅを規定している。規定
された３つの値範囲に従う本発明の合金に対応する前記
領域Ｅ内には本発明による前記４種の合金Ａ。

Ｂ、Ｃ及びＤに該当する点が存在している。これらの点
に対応する合計原子％の値を表２に示した。

本発明方法の合金との比較を行なうべく、第２図のグラ
フには公知合金に該当する次の如き点も示した。

５ＲＲ９９（ロールスロイス）ＭＡＲＭ２Ｏ０：欧州特許Ｅｌ’−Ａ第０１１５２９１
１号の合金０ＮＥＲＡ　　Ｂ：０ＮＥＲＡ名義仏国特許公開ＦＲ−
Ａ第２．５Ｇ３．　ＩＨ号の合金Ｒ，Ｑ、　）Ｉ及びＵ
ＴＣ７０５：ユナイテッド・テクノロジー・コーポレー
ション名義仏閣特許公開ＦＲ−へ第２．５１２．８３’
１号の合金これら公知合金はいずれも本発明方法による合金に関し
て求められた領域Ｅの外側にある。後で詳述するように
この状態はテスト結果からも確実である。

単結晶形態に製造した合金は特性を最適化すべく一連の
熱処理にかけなければならない。これら処理の目的は平
均直径約０．４〜０．６μｍのγ′　析出物を均等に分
布させることにある。本発明者等は耐クリープ性の損失
を回避する上で超えてはならないγ′の最大寸法の重要
性を発見した。

本発明方法では、前記熱処理はγ′　の溶解から始める
。この溶解はできるだけ完全でなければならない。この
処理は溶解開始温度よりやや低い温度で行なう。前記４
種の合金に関しては通常、合金Ａ及びＤを１２８０℃で
６時間、合金Ｂを１３１０℃で４時間、合金Ｃを１３０
０℃で４時間処理する。この溶解処理の最後には粒径０
．３μｍを超えるγ′の形成を回避すべく急冷処理を行
なう。この冷却処理は部材のどの点でも最低約１０度／
秒の速度で温度が降下するよう実施する必要がある。

２度の焼戻しによってγ′　を析出させる。最初の焼戻
しは平均粒径約０．５μｍのγ′が均等に分布されるよ
う調整して行なう。そのためには様々な時間−温度条件
が用いられ、特に１１００℃、３〜ｌＧ時間から１０５
０℃、１０〜２４時間の範囲で行なわれるが、焼戻し温
度が比較的高い時並びに温度が比較的低くて焼戻し時間
がかなり長くなる時に析出物の形状が不規則になるよう
な場合は１１００℃で５時間が最も適切な処理条件と思
われる。２度目の焼戻し析出処理は８５０℃で１５〜２
５時間行なう。

前記合金のうちＡ、Ｂ及びＣを７６０℃、９５０℃及び
１０５０℃でクリープテストにかけ、Ｄを７６０℃及び
９５０℃で銅テストにかけた。表３にまとめた結果を第
３図のＬｓ＋５ｏｎ−ＩＪｉｌｌｅ＋　グラフに表わし
、単結晶構造の公知合金ＭＡＲ１２００（長鎖曲線）及
び欧州特許ＥＲ−Ａ第ＱＱＱ５２Ｑｌ１号の単結晶構造
合金（短鎖曲線、ＣＡＮＮＯＮ−ＭＵＳＫＥＧＯＮ　）
と比較した。このグラフは本発明の合金（中実曲線）の
利点、即ちＩＩＡＲｌ　２０口に比べて約４５℃、ＣＡ
ＮＩ１０Ｎ−ＭＵＳＫＥＧＯＮ合金に比べて約３５℃の
ゲインが得られることを明示している。尚、このグラフ
はパラメータＰ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇ＋）　　−Ｈ”の変
化を示すもノテあり、Ｔ及びｔは夫々応力（ＭＰａ）の
関数としての絶対温度（６Ｋ）及び時間（時）を表わす
。

【図面の簡単な説明】

第１図はニッケルをベースとする単結晶合金の耐クリー
プ性に関するクロム含量の影響を示すグラフ、第２図は
本発明方法による合金が占める特定平面領域を示す本発
明方法による合金と公知合金との比較グラフ、第３図は
クリープ比較テストの結果を示すＬａｚｏｎ−Ｍｉｌｌ
ｅｒグラフである。と層り人−キ２７４ＦＩＧ、２

Claims

【特許請求の範囲】

（１）耐クリープ性の高い単結晶合金であって母材がニ
ッケルをベースとし、組成が重量％で示すとＣｏ５〜８％Ｃｒ６．５〜１０％Ｍｏ０．５〜２．５％Ｗ５〜９％Ｔａ６〜９％Ａｌ４．５〜５．８％Ｔｉ１〜２％Ｎｂ１．５％以下Ｃ、Ｚｒ、Ｂは不純物として各１００ｐｐｍ未満、Ｎｉ１００％に対する残りであり、Ｔａ＋Ｍｏ＋１／２Ｗの合計値が重量％で１１．５％〜
１３．５％、Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｔａ＋Ｎｂの合計値が原子％
で１５．５〜１７％、Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋１／２Ｗの合
計値が原子％で４〜５．５％、Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｔａ＋Ｎｂ
＋Ｍｏ＋１／２Ｗの合計値が原子％で１７．５〜１９％
、Ｔｉ＋Ａｌの合計値が原子％で１２．８〜１４．５％
である合金の製法であって、γ′相を完全に溶解するた
めの高温熱処理にかけ、次いで０．３μｍを越える大き
さのγ′相の形成を回避する一方でγ′相を析出させる
ための急冷処理にかけ、更に２度焼戻し処理する耐クリ
ープ性の高い単結晶合金の製法。
（２）γ′相を完全に溶解するための熱処理に１２８０
℃で６時間かけることを特徴とする特許請求の範囲第１
項に記載の合金の製法。
（３）γ′相を完全に溶解するための熱処理に１３１０
℃で４時間かけることを特徴とする特許請求の範囲第１
項に記載の合金の製法。
（４）γ′相を完全に溶解するための熱処理に１３００
℃で４時間かけることを特徴とする特許請求の範囲第１
項に記載の合金の製法。
（５）最初の焼戻し処理を約１１００℃で３〜１０時間
行なうことを特徴とする特許請求の範囲第１項乃至４項
のいずれかに記載の合金の製法。
（６）第２焼戻し処理を８５０℃で１５〜２５時間行な
うことを特徴とする特許請求の範囲第１項乃至第５項の
いずれかに記載の合金の製法。
（７）耐クリープ性の高い単結晶合金であって母材がニ
ッケルをベースとし、組成が重量％で示すとＣｏ５〜８％Ｃｒ６．５〜１０％Ｍｏ０．５〜２．５％Ｗ５〜９％Ｔａ６〜９％Ａｌ４．５〜５．８％Ｔｉ１〜２％Ｃ、Ｚｒ、Ｂは不純物として各１００、ｐｐｍ未満、Ｎｉ１００％に対する残りであり、Ｔａ＋Ｍｏ＋１／２Ｗの合計値が重量％で１１．５％〜
１３．５％、Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｔａの合計値が原子％で１５
．５〜１７％、Ｔａ＋Ｍｏ＋１／２Ｗの合計値が原子％
で４〜５．５％、Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋１／２Ｗの
合計値が原子％で１７．５〜１９％、Ｔｉ＋Ａｌの合計
値が原子％で１２．８〜１４．５％である合金の製法で
あって、γ′相を完全に溶解するための高温熱処理にか
け、次いで０．３μｍを越える大きさのγ′相の形成を
回避する一方でγ′相を析出させるための急冷処理にか
け、更に２度焼戻し処理する耐クリープ性の高い単結晶
合金の製法。
（８）γ′相を完全に溶解するための熱処理に１２８０
℃で６時間かけることを特徴とする特許請求の範囲第７
項に記載の合金の製法。
（９）γ′相を完全に溶解するための熱処理に１３１０
℃で４時間かけることを特徴とする特許請求の範囲第７
項に記載の合金の製法。
（１０）γ′相を完全に溶解するための熱処理に１３０
０℃で４時間かけることを特徴とする特許請求の範囲第
７項に記載の合金の製法。
（１１）最初の焼戻し処理を約１１００℃で３〜１０時
間行なうことを特徴とする特許請求の範囲第７項乃至第
１０項のいずれかに記載の合金の製法。
（１２）第２焼戻し処理を８５０℃で１５〜２５時間行
なうことを特徴とする特許請求の範囲第７項乃至第１１
項のいずれかに記載の合金の製法。