JPH0561337B2 - - Google Patents
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- JPH0561337B2 JPH0561337B2 JP59281918A JP28191884A JPH0561337B2 JP H0561337 B2 JPH0561337 B2 JP H0561337B2 JP 59281918 A JP59281918 A JP 59281918A JP 28191884 A JP28191884 A JP 28191884A JP H0561337 B2 JPH0561337 B2 JP H0561337B2
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Classifications
-
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-
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Description
本発明は母材をニツケルベースとする、炭素、
ホウ素又はジルコニウムを意図的に添加しない単
結晶性合金に係る。 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、極めて高い性能
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2503188号、第2512837号、第
2513269号及び欧州特許文書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に
関して有利な使用特性を有し(約8.6の密度をも
つ)前述タイプの新規合金類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
を提案する。 Co 5〜8% Cr 6.5〜10% Mo 0.5〜2.5% W 5〜9% Ta 6〜9% Al 4.5〜5.8% Ti 1〜2% Nb 0%または含有する場合には1.5%以下 C,Zr,B 各100ppm未満(不純物として) Ni 100%に対する残り 前記%は重量%である。また、Ta+Mo+1/
2Wの合計重量%は11.5〜13.5%,Ti+Al+Ta+
Nbの合計原子%は15.5〜17%,Ta+Nb+Mo+
1/2Wの合計原子%は4〜5.5%,Ti+Al+Ta
+Nb+Mo+1/2Wの合計原子%は17.5〜19%,
Ti+Alの合計原子%は12.8〜14.5%である。合金
特性及び機械的特性に特に影響を与えるのは、複
数元素間の相互関係であるので、上記5つの式
は、本発明にとつて特に重要である。 本発明の合金は本質的に2つの相、即ち母材γ
及び硬化相γ′からなる構造をもつ(Ni3Al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〔solvus〕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度の焼戻しによつて完
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′の割合が高く
(60%以上)、且つ相γとγ′の結晶パラメータに重
要な影響を及ぼすある種の元素がこれら両相に適
切に分布するような状態を、実現せしめる組成の
発見にあつた。このテストによつて合金の複数の
構成元素に関連する基準(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、これに従つ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。 このように、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
非限定的実施例を挙げて説明する。 本発明の合金にコバルトを添加すると該合金中
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
の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℃
〜1050℃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)。実験によつ
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℃,500MPa 点線:1050℃,120MPa 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+%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,Mo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)という事実とによつて制限される。この合計
値(%Ta+%Mo+1/2%W)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濃度に関しては高温
(900℃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%)。モリブデンはニツケ
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
相を沈殿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
る程多くなる。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。Ti+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Ni3型の組成
(Ti,Al,Nb,Ta)をもつて形成される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。従つて、特に高温での機械的耐性
を向上させるためにはアルミニウムに代えてチタ
ンを添加する。その結果アルミニウムは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′の体積分率を増加させると共に合
金全体を硬化させる。従つて少なくとも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。 これらの合金でニオブは存在しなくても良い
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。場合によつては最低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%値によつて補足さ
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つて補足
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12.8〜14.5%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+Ta+
Mo+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。 一例として、本発明による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+Ta+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+1/2Wの合計原子%値を、縦座標がTi+
Alの合計原子%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る元素の含有率Ta+Nb+
Mo+1/2Wとによつて表示されている。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
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。 SRR99(ロールスロイス) MAR M200:欧州特許EP−A第0052911号の合
金 ONERA B:ONERA名義仏国特許公開FR−A
第2503188号の合金 R.Q.H及びUTC705:ユナイテツド・テクノロジ
ー・コーポレーシヨン名義仏国特許公開FR
−A第2512837号の合金 これら公知合金はいずれも本発明の合金に関し
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。 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
1300℃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度の焼戻しによつて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℃,3〜10時間
から1050℃,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15〜25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℃で同テストにかけた。表3にまとめた結
果を第3図のLarson−Millerグラフに表わし、
単結晶構造の公知合金MARM200(長鎖曲線)及
び欧州特許ER−A第0052911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MARM200に比べて約45℃,
CANNON−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+logt).10-3の
変化を示すものであり、T及びtは夫々応力
(MPa)の関数としての絶対温度(〓)及び時間
(時)を表わす。
ホウ素又はジルコニウムを意図的に添加しない単
結晶性合金に係る。 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、極めて高い性能
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2503188号、第2512837号、第
2513269号及び欧州特許文書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に
関して有利な使用特性を有し(約8.6の密度をも
つ)前述タイプの新規合金類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
を提案する。 Co 5〜8% Cr 6.5〜10% Mo 0.5〜2.5% W 5〜9% Ta 6〜9% Al 4.5〜5.8% Ti 1〜2% Nb 0%または含有する場合には1.5%以下 C,Zr,B 各100ppm未満(不純物として) Ni 100%に対する残り 前記%は重量%である。また、Ta+Mo+1/
2Wの合計重量%は11.5〜13.5%,Ti+Al+Ta+
Nbの合計原子%は15.5〜17%,Ta+Nb+Mo+
1/2Wの合計原子%は4〜5.5%,Ti+Al+Ta
+Nb+Mo+1/2Wの合計原子%は17.5〜19%,
Ti+Alの合計原子%は12.8〜14.5%である。合金
特性及び機械的特性に特に影響を与えるのは、複
数元素間の相互関係であるので、上記5つの式
は、本発明にとつて特に重要である。 本発明の合金は本質的に2つの相、即ち母材γ
及び硬化相γ′からなる構造をもつ(Ni3Al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〔solvus〕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度の焼戻しによつて完
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′の割合が高く
(60%以上)、且つ相γとγ′の結晶パラメータに重
要な影響を及ぼすある種の元素がこれら両相に適
切に分布するような状態を、実現せしめる組成の
発見にあつた。このテストによつて合金の複数の
構成元素に関連する基準(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、これに従つ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。 このように、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
非限定的実施例を挙げて説明する。 本発明の合金にコバルトを添加すると該合金中
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
の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℃
〜1050℃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)。実験によつ
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℃,500MPa 点線:1050℃,120MPa 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+%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,Mo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)という事実とによつて制限される。この合計
値(%Ta+%Mo+1/2%W)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濃度に関しては高温
(900℃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%)。モリブデンはニツケ
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
相を沈殿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
る程多くなる。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。Ti+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Ni3型の組成
(Ti,Al,Nb,Ta)をもつて形成される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。従つて、特に高温での機械的耐性
を向上させるためにはアルミニウムに代えてチタ
ンを添加する。その結果アルミニウムは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′の体積分率を増加させると共に合
金全体を硬化させる。従つて少なくとも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。 これらの合金でニオブは存在しなくても良い
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。場合によつては最低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%値によつて補足さ
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つて補足
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12.8〜14.5%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+Ta+
Mo+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。 一例として、本発明による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+Ta+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+1/2Wの合計原子%値を、縦座標がTi+
Alの合計原子%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る元素の含有率Ta+Nb+
Mo+1/2Wとによつて表示されている。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
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。 SRR99(ロールスロイス) MAR M200:欧州特許EP−A第0052911号の合
金 ONERA B:ONERA名義仏国特許公開FR−A
第2503188号の合金 R.Q.H及びUTC705:ユナイテツド・テクノロジ
ー・コーポレーシヨン名義仏国特許公開FR
−A第2512837号の合金 これら公知合金はいずれも本発明の合金に関し
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。 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
1300℃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度の焼戻しによつて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℃,3〜10時間
から1050℃,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15〜25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℃で同テストにかけた。表3にまとめた結
果を第3図のLarson−Millerグラフに表わし、
単結晶構造の公知合金MARM200(長鎖曲線)及
び欧州特許ER−A第0052911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MARM200に比べて約45℃,
CANNON−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+logt).10-3の
変化を示すものであり、T及びtは夫々応力
(MPa)の関数としての絶対温度(〓)及び時間
(時)を表わす。
【表】
【表】
【表】
第1図はニツ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図は本発明の合金が占める特定平面領
域を示す本発明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
Larson−Millerグラフである。
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図は本発明の合金が占める特定平面領
域を示す本発明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
Larson−Millerグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 耐クリープ性の高い単結晶合金であつて、母
材がニツケルをベースとし、組成が重量%で示す
と、 Co 5〜8% Cr 6.5〜10% Mo 0.5〜2.5% W 5〜9% Ta 6〜9% Al 4.5〜5.8% Ti 1〜2% Nb 1.5%以下 C,Zr,Bは、不純物として各100ppm未満 Ni 100%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%であることを
特徴とする耐クリープ性の高い単結晶合金。 2 Co 6〜8重量% Cr 6.5〜8重量% Mo 1〜2.5重量% W 5〜8重量% Ta 6〜8重量% Al 5〜5.5重量% Ti 1.1〜2重量% Nb 1重量%以下 である特許請求の範囲第1項記載の合金。 3 Co 8重量% Cr 7重量% Mo 2重量% W 5重量% Ta 8重量% Al 5重量% Ti 1.8重量% Nb 1重量% Ta+Mo+1/2W :12.5重量% Ti+Al+Ta+Nb :16.7原子% Ta+Nb+Mo+1/2W :5.4原子% Ti+Al+Ta+Nb+Mo+1/2W
:18.85原子% Ti+Al :13.45原子% である特許請求の範囲第1項または第2項に記載
の合金。 4 耐クリープ性の高い単結晶合金であつて、母
材がニツケルをベースとし、組成が重量%で示す
と、 Co 5〜8% Cr 6.5〜10% Mo 0.5〜2.5% W 5〜9% Ta 6〜9% Al 4.5〜5.8% Ti 1〜2% C,Zr,Bは、不純物として各100ppm未満 Ni 100%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%であることを特徴とする耐
クリープ性の高い単結晶合金。 5 Co 6〜8重量% Cr 6.5〜8重量% Mo 1〜2.5重量% W 5〜8重量% Ta 6〜8重量% Al 5〜5.5重量% Ti 1.1〜2重量% である特許請求の範囲第4項に記載の合金。 6 Co 7.5重量% Cr 7重量% Mo 2重量% W 8重量% Ta 6重量% Al 5.3重量% Ti 1.5重量% Ta+Mo+1/2W :12重量% Ti+Al+Ta :15.8原子% Ta+Mo+1/2W :4.60原子% Ti+Al+Ta+Mo+1/2W :18.35原子% Ti+Al :13.75原子% である特許請求の範囲第4項または第5項に記載
の合金。 7 Co 6.5重量% Cr 7.5重量% Mo 1.5重量% W 7重量% Ta 6.5重量% Al 5.3重量% Ti 1.8重量% Ta+Mo+1/2W :11.5重量% Ti+Al+Ta :16.2原子% Ta+Mo+1/2W :4.25原子% Ti+Al+Ta+Mo+1/2W :18.30原子% Ti+Al :14.05原子% である特許請求の範囲第4項または第5項に記載
の合金。 8 Co 5重量% Cr 10重量% Mo 0.5重量% W 6重量% Ta 9重量% Al 5.25重量% Ti 1.25重量% Ta+Mo+1/2W :12.5重量% Ti+Al+Ta :16.25原子% Ta+Mo+1/2W :4.30原子% Ti+Al+Ta+Mo+1/2W :17.60原子% Ti+Al :13.30原子% である特許請求の範囲第4項または第5項に記載
の合金。
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