JPH0593235A - ガリウムマイクロアロイされた延性改良ＮｉＡｌ金属間化合物 - Google Patents
ガリウムマイクロアロイされた延性改良ＮｉＡｌ金属間化合物Info
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- JPH0593235A JPH0593235A JP4041829A JP4182992A JPH0593235A JP H0593235 A JPH0593235 A JP H0593235A JP 4041829 A JP4041829 A JP 4041829A JP 4182992 A JP4182992 A JP 4182992A JP H0593235 A JPH0593235 A JP H0593235A
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- C22C19/007—Alloys based on nickel or cobalt with a light metal (alkali metal Li, Na, K, Rb, Cs; earth alkali metal Be, Mg, Ca, Sr, Ba, Al Ga, Ge, Ti) or B, Si, Zr, Hf, Sc, Y, lanthanides, actinides, as the next major constituent
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
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- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 航空機のガスタービンディスク等に使用され
る新規なアルミニウム化ニッケル合金を提供する。 【構成】 上述の合金は少なくとも約50原子％のニッケ
ル及び約0.01乃至約0.25原料％のガリウムを含むβ相ア
ルミニウム化ニッケル金属間化合物である。
る新規なアルミニウム化ニッケル合金を提供する。 【構成】 上述の合金は少なくとも約50原子％のニッケ
ル及び約0.01乃至約0.25原料％のガリウムを含むβ相ア
ルミニウム化ニッケル金属間化合物である。
Description
【０００１】本発明は航空機のガスタービンエンジンに
使用されるアルミニウム化ニッケル合金に係わり、特
に、性能及び効率を増すために高温で運転される翼及び
タービンディスクの用途に使用されるガリウム含有アル
ミニウム化ニッケル合金に係わる。
使用されるアルミニウム化ニッケル合金に係わり、特
に、性能及び効率を増すために高温で運転される翼及び
タービンディスクの用途に使用されるガリウム含有アル
ミニウム化ニッケル合金に係わる。
【０００２】
【発明の分野】本発明は、ガリウムマイクロアロイされ
たＮｉＡｌを基質とする金属間化合物に関する。
たＮｉＡｌを基質とする金属間化合物に関する。
【０００３】
【発明の背景】典型的には航空機に使われるガスタービ
ンエンジン内に使用する改良された軽量高温材料が、絶
えず要望されている。鉄、ニッケル及びコバルトを基質
とする超合金に対して、多大の努力が払われてきた。し
かし、多くの可能性が内在するもう１つの分野は、金属
間化合物の分野である。
ンエンジン内に使用する改良された軽量高温材料が、絶
えず要望されている。鉄、ニッケル及びコバルトを基質
とする超合金に対して、多大の努力が払われてきた。し
かし、多くの可能性が内在するもう１つの分野は、金属
間化合物の分野である。
【０００４】金属間化合物は、成分金属の結晶構造とは
異なる特定の結晶構造を有する金属化合物である。金属
間化合物は、整列された原子分布を有する。金属間化合
物の結合は依然主として金属結合であり、セラミックよ
りも脆くないが、それでも外界温度では脆い傾向にあ
る。これらの整列された構造は特定の組成範囲に亘って
存在し、高融点を示し、また外界温度における低い延性
又は破壊靱性を有するにも拘わらず、良好な強度を持つ
可能性がある。代表的な金属間化合物には、ＴｉＡｌ、
Ｔｉ3 Ａｌ、Ｎｉ3 Ａｌ及びＮｉＡｌが包含される。
異なる特定の結晶構造を有する金属化合物である。金属
間化合物は、整列された原子分布を有する。金属間化合
物の結合は依然主として金属結合であり、セラミックよ
りも脆くないが、それでも外界温度では脆い傾向にあ
る。これらの整列された構造は特定の組成範囲に亘って
存在し、高融点を示し、また外界温度における低い延性
又は破壊靱性を有するにも拘わらず、良好な強度を持つ
可能性がある。代表的な金属間化合物には、ＴｉＡｌ、
Ｔｉ3 Ａｌ、Ｎｉ3 Ａｌ及びＮｉＡｌが包含される。
【０００５】ＮｉＡｌ系が特に関心を引く。ＮｉＡｌ系
は、タービンの翼としての使用に特に魅力的である。こ
れらの翼は、典型的にはニッケル基超合金により製造さ
れている。しかし、ＮｉＡｌ金属間化合物は、ニッケル
基超合金と比べて最大３３％まで低い密度及び最大３０
０％までの高熱伝導率を与える。しかし、室温と約６０
０°Ｆとの間で１％以下のＮｉＡｌ金属間化合物の低い
延性が、ＮｉＡｌ金属間化合物のニッケル基超合金に対
する可能性ある代替材料としての適用を妨げてきた。
は、タービンの翼としての使用に特に魅力的である。こ
れらの翼は、典型的にはニッケル基超合金により製造さ
れている。しかし、ＮｉＡｌ金属間化合物は、ニッケル
基超合金と比べて最大３３％まで低い密度及び最大３０
０％までの高熱伝導率を与える。しかし、室温と約６０
０°Ｆとの間で１％以下のＮｉＡｌ金属間化合物の低い
延性が、ＮｉＡｌ金属間化合物のニッケル基超合金に対
する可能性ある代替材料としての適用を妨げてきた。
【０００６】多くの研究がＮｉ3 Ａｌの改良及び改質に
向けられてきたが、ＮｉＡｌの改良の研究は幾分限られ
ていた。例えば、リウらの米国特許第４，６１２，１６
５号及び同４，７３１，２２１号においては、有効な量
のホウ素の添加及び０．３５乃至１．５％のハフニウ
ム、ジルコニウム、鉄及びこれらの混合物の添加によ
る、２４．５重量％以下のアルミニウムを含むＮｉ3 Ａ
ｌの延性の改良が研究されている。同様に、フアンらの
米国特許第４，４７８，７９１号においては、少量のホ
ウ素の添加によるＮｉ3 Ａｌ金属間化合物の延性の改良
が研究されている。
向けられてきたが、ＮｉＡｌの改良の研究は幾分限られ
ていた。例えば、リウらの米国特許第４，６１２，１６
５号及び同４，７３１，２２１号においては、有効な量
のホウ素の添加及び０．３５乃至１．５％のハフニウ
ム、ジルコニウム、鉄及びこれらの混合物の添加によ
る、２４．５重量％以下のアルミニウムを含むＮｉ3 Ａ
ｌの延性の改良が研究されている。同様に、フアンらの
米国特許第４，４７８，７９１号においては、少量のホ
ウ素の添加によるＮｉ3 Ａｌ金属間化合物の延性の改良
が研究されている。
【０００７】ＮｉＡｌ金属間化合物系も研究された。殆
どの研究は、ＮｉＡｌの外界温度延性の改良に向けられ
た。ローらの米国特許第４，９６１，９０５号において
は、Ｌ１0 マルテンサイト相の生成を起すための少なく
とも１０原子％のコバルトの添加による、前記金属間化
合物の低温における延性及び靱性の改良が研究されてい
る。ルディー（Ｒｕｄｙ）及びソーソフ（Ｓａｕｔｈｏ
ｆｆ）の論文である「秩序金属間（Ｆｅ，Ｎｉ）Ａｌ相
のクリープ挙動」、マテリアル・リサーチ・ソサェティ
・シンポジウム予稿集、３９巻（１９８５年）［”Ｃｒ
ｅｅｐ Ｂｅｈａｖｉｏｕｒ ｏｆ ｔｈｅ Ｏｒｄｅ
ｒｅｄ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ（Ｆｅ，Ｎｉ）Ａ
ｌ Ｐｈａｓｅ”，Ｍａｔ．Ｒｅｓ．Ｓｏｃ．Ｓｙｍ
ｐ．Ｐｒｏｃ．，Ｖｏｌ．３９（１９８５）］において
は、少なくとも１０原子％の鉄を含むＮｉＡｌ金属間化
合物のクリープ挙動が検討されており、そしてこれらの
脆性合金の耐クリープ性が鉄１０原子％で最大であるこ
とが結論されている。
どの研究は、ＮｉＡｌの外界温度延性の改良に向けられ
た。ローらの米国特許第４，９６１，９０５号において
は、Ｌ１0 マルテンサイト相の生成を起すための少なく
とも１０原子％のコバルトの添加による、前記金属間化
合物の低温における延性及び靱性の改良が研究されてい
る。ルディー（Ｒｕｄｙ）及びソーソフ（Ｓａｕｔｈｏ
ｆｆ）の論文である「秩序金属間（Ｆｅ，Ｎｉ）Ａｌ相
のクリープ挙動」、マテリアル・リサーチ・ソサェティ
・シンポジウム予稿集、３９巻（１９８５年）［”Ｃｒ
ｅｅｐ Ｂｅｈａｖｉｏｕｒ ｏｆ ｔｈｅ Ｏｒｄｅ
ｒｅｄ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ（Ｆｅ，Ｎｉ）Ａ
ｌ Ｐｈａｓｅ”，Ｍａｔ．Ｒｅｓ．Ｓｏｃ．Ｓｙｍ
ｐ．Ｐｒｏｃ．，Ｖｏｌ．３９（１９８５）］において
は、少なくとも１０原子％の鉄を含むＮｉＡｌ金属間化
合物のクリープ挙動が検討されており、そしてこれらの
脆性合金の耐クリープ性が鉄１０原子％で最大であるこ
とが結論されている。
【０００８】ロー（Ｌａｗ）及びブラックバーン（Ｂｌ
ａｃｋｂｕｒｎ）は、多結晶質ＮｉＡｌにおけるガリウ
ム添加効果を研究している。彼らの「急速凝固軽量耐久
性ディスク材料」（”Ｒａｐｉｄｌｙ Ｓｏｌｉｄｉｆ
ｉｅｄ ＬｉｇｈｔｗｅｉｇｈｔＤｕｒａｂｌｅ Ｄｉ
ｓｋ Ｍａｔｅｒｉａｌ”）と標題されたファイナル・
エア・フォース・レポート（Ｆｉｎａｌ Ａｉｒ Ｆｏ
ｒｃｅ Ｒｅｐｏｒｔ）ＡＦＷＡＬ−ＴＲ−８７−４１
０２（１９８７年１２月）においては、０．５％程の低
含量のガリウムがβ−ＮｉＡｌに添加され、多結晶質Ｎ
ｉＡｌにおいては延性の改良が見られなかった。
ａｃｋｂｕｒｎ）は、多結晶質ＮｉＡｌにおけるガリウ
ム添加効果を研究している。彼らの「急速凝固軽量耐久
性ディスク材料」（”Ｒａｐｉｄｌｙ Ｓｏｌｉｄｉｆ
ｉｅｄ ＬｉｇｈｔｗｅｉｇｈｔＤｕｒａｂｌｅ Ｄｉ
ｓｋ Ｍａｔｅｒｉａｌ”）と標題されたファイナル・
エア・フォース・レポート（Ｆｉｎａｌ Ａｉｒ Ｆｏ
ｒｃｅ Ｒｅｐｏｒｔ）ＡＦＷＡＬ−ＴＲ−８７−４１
０２（１９８７年１２月）においては、０．５％程の低
含量のガリウムがβ−ＮｉＡｌに添加され、多結晶質Ｎ
ｉＡｌにおいては延性の改良が見られなかった。
【０００９】バレットらの米国特許第４，６１０，７３
６号においては、ＮｉＡｌのコーティング材としての耐
繰返し酸化性を改良するために、０．０５乃至０．２５
重量％の少量のジルコニウムがＮｉＡｌに加えられた。
グララ（Ｇｒａｌａ）らは、「ＮｉＡｌ及びＮｉ3 Ａｌ
の研究」、金属間化合物の機械的性質（１９６０）［”
Ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｓ ｏｆＮｉＡｌ ａｎｄ
Ｎｉ3 Ａｌ”，Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅｒ
ｔｉｅｓ ｏｆ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ Ｃｏｍ
ｐｏｕｎｄｓ，（１９６０）］において、０．５重量％
のモリブデンの添加により多量の粒界析出物が生成する
が、しかしＮｉＡｌの脆性−延性転移温度が室温に下が
り、これによって延性が約１．９％まで改良されること
を報告ている。
６号においては、ＮｉＡｌのコーティング材としての耐
繰返し酸化性を改良するために、０．０５乃至０．２５
重量％の少量のジルコニウムがＮｉＡｌに加えられた。
グララ（Ｇｒａｌａ）らは、「ＮｉＡｌ及びＮｉ3 Ａｌ
の研究」、金属間化合物の機械的性質（１９６０）［”
Ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｓ ｏｆＮｉＡｌ ａｎｄ
Ｎｉ3 Ａｌ”，Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅｒ
ｔｉｅｓ ｏｆ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ Ｃｏｍ
ｐｏｕｎｄｓ，（１９６０）］において、０．５重量％
のモリブデンの添加により多量の粒界析出物が生成する
が、しかしＮｉＡｌの脆性−延性転移温度が室温に下が
り、これによって延性が約１．９％まで改良されること
を報告ている。
【００１０】高温引張強さ、高融点及び優れた熱伝導率
などの望ましい特性に寄与する金属間化合物の整列され
た原子構造を維持しながら、ＮｉＡｌ金属間化合物の室
温延性を改良する様に金属間化合物を合金化できたら望
ましかろう。
などの望ましい特性に寄与する金属間化合物の整列され
た原子構造を維持しながら、ＮｉＡｌ金属間化合物の室
温延性を改良する様に金属間化合物を合金化できたら望
ましかろう。
【００１１】
【発明の概要】本発明の合金は、ガリウム含有ＮｉＡｌ
アルミニウム化ニッケル合金である。該合金はβ相金属
間化合物であり、そしてガリウムは略等しい原子的量の
アルミニウムとニッケルとを含むＮｉＡｌ金属間化合物
へのマイクロアロイ化添加物として含まれる。約４５原
子％乃至約５９原子％のＮｉを含むＮｉＡｌが、β相と
して言及される単相金属間化合物を形成する。ニッケル
及びアルミニウムの組成限界は温度に応じて僅かに変動
すものの、この相領域は約２９５０°Ｆ乃至３０００°
Ｆの融点まで存在する。最も広義の態様において、本発
明の合金は約４８乃至約５７原子％のニッケル、約０．
０１乃至約０．２５原子％のガリウム及び本質的に残部
のアルミニウムから本質的に成る。ニッケル含量は好ま
しくは約５０原子％乃至約５３原子％であり、そしてガ
リウムは約０．０１原子％乃至約０．２５原子％、好ま
しくは約０．０５原子％乃至約０．２原子％の量で含ま
れ、残部は本質的にアルミニウムである。本発明のマイ
クロアロイされたガリウムを含有するＮｉＡｌは、改良
された室温延性及び塑性ひずみを示す。
アルミニウム化ニッケル合金である。該合金はβ相金属
間化合物であり、そしてガリウムは略等しい原子的量の
アルミニウムとニッケルとを含むＮｉＡｌ金属間化合物
へのマイクロアロイ化添加物として含まれる。約４５原
子％乃至約５９原子％のＮｉを含むＮｉＡｌが、β相と
して言及される単相金属間化合物を形成する。ニッケル
及びアルミニウムの組成限界は温度に応じて僅かに変動
すものの、この相領域は約２９５０°Ｆ乃至３０００°
Ｆの融点まで存在する。最も広義の態様において、本発
明の合金は約４８乃至約５７原子％のニッケル、約０．
０１乃至約０．２５原子％のガリウム及び本質的に残部
のアルミニウムから本質的に成る。ニッケル含量は好ま
しくは約５０原子％乃至約５３原子％であり、そしてガ
リウムは約０．０１原子％乃至約０．２５原子％、好ま
しくは約０．０５原子％乃至約０．２原子％の量で含ま
れ、残部は本質的にアルミニウムである。本発明のマイ
クロアロイされたガリウムを含有するＮｉＡｌは、改良
された室温延性及び塑性ひずみを示す。
【００１２】本発明の利点は、これらガリウムのマイク
ロ添加物を含まないか、又は本発明で意図しているより
も大きな原子％で存在するガリウムを含む従来のＮｉＡ
ｌ合金よりも可成り改良された室温延性を有することで
ある。本発明合金のもう１つの利点は、約０．２１０ポ
ンド／（インチ）3 の低密度を有し、現に使用されてい
る合金よりも密度が可成り低いために、タービンエンジ
ンの翼又はタービンディスクとして使用するのに極めて
適切なことである。
ロ添加物を含まないか、又は本発明で意図しているより
も大きな原子％で存在するガリウムを含む従来のＮｉＡ
ｌ合金よりも可成り改良された室温延性を有することで
ある。本発明合金のもう１つの利点は、約０．２１０ポ
ンド／（インチ）3 の低密度を有し、現に使用されてい
る合金よりも密度が可成り低いために、タービンエンジ
ンの翼又はタービンディスクとして使用するのに極めて
適切なことである。
【００１３】他の利点には、優れた耐酸化性及び単純な
整列された結晶構造が含まれ、該結晶構造は、他の金属
間化合物と比べて潜在的に容易な塑性変形を持つＣｓＣ
ｌ型の体心立方結晶構造である。例えば０．１原子％な
ど少量のジルコニウムの添加により、耐酸化性を更に高
めることができる。本明細書中で使用する「本質的に残
部のアルミニウム」という用語には、前記合金の残部中
のアルミニウムのほかに、特性及び／又は量において前
記合金の特長に悪影響を及ぼさない少量の不純物及び混
入元素が包含される。これらの不純物は、通常夫々１０
０ｐｐｍ以下の量で存在する。代表的な不純物には、１
５乃至６０ｐｐｍの炭素、４０乃至１００ｐｐｍの酸
素、約１乃至約２ｐｐｍの硫黄、約５乃至約６ｐｐｍの
ホウ素及び約１乃至約３ｐｐｍの窒素が包含される。他
の不純物には、ケイ素、銅及びコバルトが含まれ得る。
整列された結晶構造が含まれ、該結晶構造は、他の金属
間化合物と比べて潜在的に容易な塑性変形を持つＣｓＣ
ｌ型の体心立方結晶構造である。例えば０．１原子％な
ど少量のジルコニウムの添加により、耐酸化性を更に高
めることができる。本明細書中で使用する「本質的に残
部のアルミニウム」という用語には、前記合金の残部中
のアルミニウムのほかに、特性及び／又は量において前
記合金の特長に悪影響を及ぼさない少量の不純物及び混
入元素が包含される。これらの不純物は、通常夫々１０
０ｐｐｍ以下の量で存在する。代表的な不純物には、１
５乃至６０ｐｐｍの炭素、４０乃至１００ｐｐｍの酸
素、約１乃至約２ｐｐｍの硫黄、約５乃至約６ｐｐｍの
ホウ素及び約１乃至約３ｐｐｍの窒素が包含される。他
の不純物には、ケイ素、銅及びコバルトが含まれ得る。
【００１４】本明細書中で使用する「降伏強さ」は、Ａ
ＳＴＭ仕様書Ｅ８［「金属材料の引張試験の標準法」、
ＡＳＴＭ標準年刊書、０３．０１巻１３０乃至１５０
頁、１９８４年（”Ｓｔａｎｄａｒｄ Ｍｅｔｈｏｄｓ
ｏｆ Ｔｅｎｓｉｏｎ Ｔｅｓｔｉｎｇ ｏｆ Ｍｅ
ｔａｌｌｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，”ＡｎｎｕａｌＢ
ｏｏｋ ｏｆ ＡＳＴＭ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ，Ｖｏ
ｌ．０３．０１，ｐｐ．１３０−１５０，１９８４）］
又は同様の方法に準拠して試験した引張試験片におい
て、０．２％の塑性ひずみを生起させるのに必要な応力
に対応する０．２％耐力である。ｋｓｉという用語は、
１，０００ポンド／（インチ）2に等しい応力の単位を
表わす。塑性ひずみは、ＡＳＴＭ仕様書Ｅ８に準拠して
試験した場合の室温での引張における破損前の非弾性ひ
ずみとして定義される。
ＳＴＭ仕様書Ｅ８［「金属材料の引張試験の標準法」、
ＡＳＴＭ標準年刊書、０３．０１巻１３０乃至１５０
頁、１９８４年（”Ｓｔａｎｄａｒｄ Ｍｅｔｈｏｄｓ
ｏｆ Ｔｅｎｓｉｏｎ Ｔｅｓｔｉｎｇ ｏｆ Ｍｅ
ｔａｌｌｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，”ＡｎｎｕａｌＢ
ｏｏｋ ｏｆ ＡＳＴＭ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ，Ｖｏ
ｌ．０３．０１，ｐｐ．１３０−１５０，１９８４）］
又は同様の方法に準拠して試験した引張試験片におい
て、０．２％の塑性ひずみを生起させるのに必要な応力
に対応する０．２％耐力である。ｋｓｉという用語は、
１，０００ポンド／（インチ）2に等しい応力の単位を
表わす。塑性ひずみは、ＡＳＴＭ仕様書Ｅ８に準拠して
試験した場合の室温での引張における破損前の非弾性ひ
ずみとして定義される。
【００１５】本発明の金属間化合物は、機械的性質に影
響を与える過剰の不純物を生じさせない任意適宜の単結
晶成長方法により製造することができる。本発明の金属
間化合物は、ガスタービンエンジン内で使用する翼の製
作に使用することができる。これらの翼には、回転圧縮
機翼及びタービンディスクに装着されたタービン羽根の
両方、並びに静翼が包含される。
響を与える過剰の不純物を生じさせない任意適宜の単結
晶成長方法により製造することができる。本発明の金属
間化合物は、ガスタービンエンジン内で使用する翼の製
作に使用することができる。これらの翼には、回転圧縮
機翼及びタービンディスクに装着されたタービン羽根の
両方、並びに静翼が包含される。
【００１６】本発明の他の特徴及び利点は、添付図面と
関連付けて記載し、本発明の構成を例示した以下の好適
な態様の一層詳細な説明により明らかとなろう。
関連付けて記載し、本発明の構成を例示した以下の好適
な態様の一層詳細な説明により明らかとなろう。
【００１７】
【発明の詳述】本発明により、改良された室温延性を有
する、ガリウムでマイクロアロイされたβ相ＮｉＡｌ金
属間化合物が開示される。好適なβ相金属間化合物は、
少なくとも約５０原子％のニッケル及び約０．０１原子
％乃至約０．２５原子％のガリウムを含む単結晶であ
る。これらのβ相金属間化合物及び該金属間化合物から
成長させた単結晶物品は、少なくとも約１．５％の室温
塑性ひずみを有する。
する、ガリウムでマイクロアロイされたβ相ＮｉＡｌ金
属間化合物が開示される。好適なβ相金属間化合物は、
少なくとも約５０原子％のニッケル及び約０．０１原子
％乃至約０．２５原子％のガリウムを含む単結晶であ
る。これらのβ相金属間化合物及び該金属間化合物から
成長させた単結晶物品は、少なくとも約１．５％の室温
塑性ひずみを有する。
【００１８】本発明の金属間化合物の１つの可能な用途
は、ガスタービンエンジン用の翼である。ＮｉＡｌの利
点には、低密度が含まれる。本発明のＮｉＡｌ金属間化
合物は、０．２１０ポンド／（インチ）3 の密度を有す
る。この密度は、現に使用されているニッケル基超合金
の密度の約２／３である。この低密度が、軽量部品を生
み出す。例えば、翼が回転タービン羽根である場合、Ｎ
ｉＡｌ金属間化合物の使用により、タービン羽根の重量
が低減されるばかりでなく、ディスクへの応力の低下に
よりタービンディスクの重量も低減される。
は、ガスタービンエンジン用の翼である。ＮｉＡｌの利
点には、低密度が含まれる。本発明のＮｉＡｌ金属間化
合物は、０．２１０ポンド／（インチ）3 の密度を有す
る。この密度は、現に使用されているニッケル基超合金
の密度の約２／３である。この低密度が、軽量部品を生
み出す。例えば、翼が回転タービン羽根である場合、Ｎ
ｉＡｌ金属間化合物の使用により、タービン羽根の重量
が低減されるばかりでなく、ディスクへの応力の低下に
よりタービンディスクの重量も低減される。
【００１９】更に、本発明のＮｉＡｌの熱伝導率は、現
に使用されている超合金の熱伝導率からの改良を示す。
例えば高圧タービン羽根として使用するなど、部品を高
温で使用する場合に、この性質が重要である。この改良
された熱伝導率は、一層良好な熱分布を可能にし、そし
て潜在的な寿命を短縮するホットスポットを取り去る。
に使用されている超合金の熱伝導率からの改良を示す。
例えば高圧タービン羽根として使用するなど、部品を高
温で使用する場合に、この性質が重要である。この改良
された熱伝導率は、一層良好な熱分布を可能にし、そし
て潜在的な寿命を短縮するホットスポットを取り去る。
【００２０】本発明のβ相アルミニウム化ニッケル金属
間化合物は、体心立方（ｂｃｃ）構造に基づく単純な整
列構造であり、ニッケルが頂点に配置され、そしてアル
ミニウムが体心部位に配置される。本発明の金属間化合
物に関しては、ガリウムは通常アルミニウムを置換す
る。即ち、化学量論的ＮｉＡｌに対して、ガリウムによ
るアルミニウムの置換が、構造中でのＡｌの置換をもた
らすものと確信する。
間化合物は、体心立方（ｂｃｃ）構造に基づく単純な整
列構造であり、ニッケルが頂点に配置され、そしてアル
ミニウムが体心部位に配置される。本発明の金属間化合
物に関しては、ガリウムは通常アルミニウムを置換す
る。即ち、化学量論的ＮｉＡｌに対して、ガリウムによ
るアルミニウムの置換が、構造中でのＡｌの置換をもた
らすものと確信する。
【００２１】本発明の合金は、適切な量の高純度元素物
質を混合し、そしてアルゴン雰囲気下で誘導溶融するこ
とにより製造する。誘導溶融チャージを、その後一方向
凝固炉内で、Ａｌの蒸発を防止するためにアルゴン雰囲
気下で再溶融し、そして、他の任意の単結晶成長法を使
用することもできるが、周知のブリッジマン法を用いて
単結晶として凝固させる。
質を混合し、そしてアルゴン雰囲気下で誘導溶融するこ
とにより製造する。誘導溶融チャージを、その後一方向
凝固炉内で、Ａｌの蒸発を防止するためにアルゴン雰囲
気下で再溶融し、そして、他の任意の単結晶成長法を使
用することもできるが、周知のブリッジマン法を用いて
単結晶として凝固させる。
【００２２】不純物の存在が痕跡量と特徴づけられるよ
うに、不純物を百万分率（ｐｐｍ）で測定される低い濃
度に維持する。これらの痕跡元素は、通常酸素、窒素、
炭素、硫黄及びホウ素等の格子間元素であり、そして各
不純物について１００重量ｐｐｍ以下の量で存在する。
ケイ素は、約１０００ｐｐｍまでの量で存在する。本発
明の単結晶アルミニウム化ニッケルの好適な態様は、約
５０乃至約５３原子％のＮｉ、約０．０１乃至約０．２
５原子％のガリウム及び本質的に残部のアルミニウムか
ら本質的に成る。最大の延性を得るためには、必要に応
じてガリウムの量を約０．０５原子％乃至約０．２原子
％の範囲に維持する。
うに、不純物を百万分率（ｐｐｍ）で測定される低い濃
度に維持する。これらの痕跡元素は、通常酸素、窒素、
炭素、硫黄及びホウ素等の格子間元素であり、そして各
不純物について１００重量ｐｐｍ以下の量で存在する。
ケイ素は、約１０００ｐｐｍまでの量で存在する。本発
明の単結晶アルミニウム化ニッケルの好適な態様は、約
５０乃至約５３原子％のＮｉ、約０．０１乃至約０．２
５原子％のガリウム及び本質的に残部のアルミニウムか
ら本質的に成る。最大の延性を得るためには、必要に応
じてガリウムの量を約０．０５原子％乃至約０．２原子
％の範囲に維持する。
【００２３】最も好適な態様においては、本発明の単結
晶アルミニウム化ニッケルは、約５０乃至約５１原子％
のニッケル、公称約０．１原子％のガリウム及び本質的
に残部のアルミニウムから本質的に成る。この最も好適
な態様の公称ガリウム組成は、約０．０５乃至約０．１
５原子％ガリウムの溶融許容範囲を有する。この好適な
組成を有する単結晶物品は最良の延性を有し、引張にお
ける少なくとも約２％の室温塑性ひずみを示すことが期
待される。
晶アルミニウム化ニッケルは、約５０乃至約５１原子％
のニッケル、公称約０．１原子％のガリウム及び本質的
に残部のアルミニウムから本質的に成る。この最も好適
な態様の公称ガリウム組成は、約０．０５乃至約０．１
５原子％ガリウムの溶融許容範囲を有する。この好適な
組成を有する単結晶物品は最良の延性を有し、引張にお
ける少なくとも約２％の室温塑性ひずみを示すことが期
待される。
【００２４】予期せぬことに、本発明により製造され
る、ガリウムでマイクロアロイされた単結晶金属間Ｎｉ
Ａｌ合金は、約０．２５原子％以下のガリウム含量にお
いて非常に高い＜１１０＞方位での室温塑性ひずみを示
す。破壊までの塑性ひずみ対ガリウム含量のプロット
を、図１に示した。ガリウム約０．２％以下において、
室温塑性伸びが約４．５％まで急激に上昇する。ガリウ
ム約０．２５％において、塑性ひずみは許容し得るレベ
ルである１．５％まで低下し、そして０．５％以下のガ
リウム含量では塑性ひずみは１％以上であるが、しかし
ガリウム含量が増すに連れて急激に低下し、約２原子％
のガリウムを含む単結晶合金は約０．８％の室温塑性ひ
ずみを有する。
る、ガリウムでマイクロアロイされた単結晶金属間Ｎｉ
Ａｌ合金は、約０．２５原子％以下のガリウム含量にお
いて非常に高い＜１１０＞方位での室温塑性ひずみを示
す。破壊までの塑性ひずみ対ガリウム含量のプロット
を、図１に示した。ガリウム約０．２％以下において、
室温塑性伸びが約４．５％まで急激に上昇する。ガリウ
ム約０．２５％において、塑性ひずみは許容し得るレベ
ルである１．５％まで低下し、そして０．５％以下のガ
リウム含量では塑性ひずみは１％以上であるが、しかし
ガリウム含量が増すに連れて急激に低下し、約２原子％
のガリウムを含む単結晶合金は約０．８％の室温塑性ひ
ずみを有する。
【００２５】例証のため、本発明の金属間ＮｉＡｌ化合
物及び他のＮｉＡｌ化合物の組成を下記表１に示した。
＜１１０＞結晶方向が試験片の応力軸に平行に配置され
る様に表１の組成物を室温において引張試験して得られ
た、これら合金の夫々の対応する機械的性質を、下記表
２に示した。 表１ 化学組成1 合金 Ｎｉ Ａｌ Ｇａ Ｄ５ ５０．００ ５０．００ ０．０ Ｄ１８５ ５０．００ ４９．９９ ０．０１ Ｄ１２８ ５０．００ ４９．９５ ０．０５ Ｄ１８４ ５０．００ ４９．９０ ０．１０ Ｄ１２９ ５０．００ ４９．８０ ０．２０ Ｄ７３ ５０．０３ ４９．４８ ０．４９ Ｄ７１ ５０．０７ ４８．９３ １．００ Ｄ３６ ５０．５２ ４７．４７ ２．０１ Ｄ７２ ５０．０３ ４５．００ ４．９７ Ｄ７４ ４９．００ ５０．００ １．００ 注１） 組成は原子％単位による。 表２ 機械的性質 1,2 合金 引張強さ ０．２％耐力 塑性ひずみ Ｄ５ ３１．２７ ２８．５８ ０．８６％ Ｄ１８５ ４６．２２ ３７．０９ ３．４７％ Ｄ１２８ ３５．１３ ２７．７５ ２．１８％ Ｄ１８４ ４２．５７ ２８．６３ ４．４６％ Ｄ１２９ ４７．５５ ４３．８０ １．６８％ Ｄ７３ ３４．９８ ３１．２７ １．１３％ Ｄ７１ ４４．７４ ４２．１５ ０．９８％ Ｄ３６ ７０．３５ ６８．２６ ０．８０％ Ｄ７２ ５０．２４ ４９．１８ ０．７４％ Ｄ７４ ６９．９６ ６８．７０ ０．２４％ 注１） 室温試験結果。
物及び他のＮｉＡｌ化合物の組成を下記表１に示した。
＜１１０＞結晶方向が試験片の応力軸に平行に配置され
る様に表１の組成物を室温において引張試験して得られ
た、これら合金の夫々の対応する機械的性質を、下記表
２に示した。 表１ 化学組成1 合金 Ｎｉ Ａｌ Ｇａ Ｄ５ ５０．００ ５０．００ ０．０ Ｄ１８５ ５０．００ ４９．９９ ０．０１ Ｄ１２８ ５０．００ ４９．９５ ０．０５ Ｄ１８４ ５０．００ ４９．９０ ０．１０ Ｄ１２９ ５０．００ ４９．８０ ０．２０ Ｄ７３ ５０．０３ ４９．４８ ０．４９ Ｄ７１ ５０．０７ ４８．９３ １．００ Ｄ３６ ５０．５２ ４７．４７ ２．０１ Ｄ７２ ５０．０３ ４５．００ ４．９７ Ｄ７４ ４９．００ ５０．００ １．００ 注１） 組成は原子％単位による。 表２ 機械的性質 1,2 合金 引張強さ ０．２％耐力 塑性ひずみ Ｄ５ ３１．２７ ２８．５８ ０．８６％ Ｄ１８５ ４６．２２ ３７．０９ ３．４７％ Ｄ１２８ ３５．１３ ２７．７５ ２．１８％ Ｄ１８４ ４２．５７ ２８．６３ ４．４６％ Ｄ１２９ ４７．５５ ４３．８０ １．６８％ Ｄ７３ ３４．９８ ３１．２７ １．１３％ Ｄ７１ ４４．７４ ４２．１５ ０．９８％ Ｄ３６ ７０．３５ ６８．２６ ０．８０％ Ｄ７２ ５０．２４ ４９．１８ ０．７４％ Ｄ７４ ６９．９６ ６８．７０ ０．２４％ 注１） 室温試験結果。
【００２６】注２） 応力はｋｓｉ単位による。 延性の改良に加えて、本発明の金属間化合物の破壊靱性
も改良される。更に、破壊靱性は異方性であり、更に、
生長するき裂の先端での塑性の増大に起因して温度上昇
と共に高まる。
も改良される。更に、破壊靱性は異方性であり、更に、
生長するき裂の先端での塑性の増大に起因して温度上昇
と共に高まる。
【００２７】本発明のガリウムでマイクロアロイしたＮ
ｉＡｌ金属間化合物の、特に好適な組成範囲及び最も好
適な組成範囲での、改良された室温延性は、この金属間
化合物を、ディスク、多結晶形での強化金属間化合物複
合材料用の延性マトリックス及びタービン用途用の単結
晶翼等の物品におけるニッケル基超合金の魅力的な代替
材料とする。
ｉＡｌ金属間化合物の、特に好適な組成範囲及び最も好
適な組成範囲での、改良された室温延性は、この金属間
化合物を、ディスク、多結晶形での強化金属間化合物複
合材料用の延性マトリックス及びタービン用途用の単結
晶翼等の物品におけるニッケル基超合金の魅力的な代替
材料とする。
【００２８】以上の記載に鑑み、本発明が本明細書中に
記載した態様及び組成に限定されないことは当業者に明
らかである。全て本発明の意図する範囲内である多数の
変形例、変更例、置換例及び等価例が当業者に明らかで
あろう。
記載した態様及び組成に限定されないことは当業者に明
らかである。全て本発明の意図する範囲内である多数の
変形例、変更例、置換例及び等価例が当業者に明らかで
あろう。
【図１】ＮｉＡｌ金属間化合物における塑性ひずみ％対
ガリウム原子％のプロット図表である。
ガリウム原子％のプロット図表である。
Claims (10)
- 【請求項１】 少なくとも約５０原子％のニッケル及び
約０．０１乃至約０．２５原子％のガリウムを含むβ相
アルミニウム化ニッケル金属間化合物。 - 【請求項２】 約４８乃至約５７原子％のニッケル、約
０．０１乃至約０．２５原子％のガリウム及び本質的に
残部のアルミニウムから本質的に成るβ相アルミニウム
化ニッケル合金。 - 【請求項３】 約５０乃至約５３原子％のニッケル、約
０．０１乃至約０．２５原子％のガリウム及び本質的に
残部のアルミニウムから本質的に成る単結晶β相アルミ
ニウム化ニッケル合金。 - 【請求項４】 ガリウムの原子％が約０．０５乃至約
０．２％である請求項３記載の単結晶β相アルミニウム
化ニッケル合金。 - 【請求項５】 約５０乃至約５１原子％のニッケル、約
０．０５乃至約０．１５原子％のガリウム及び本質的に
残部のアルミニウムから本質的に成る単結晶β相アルミ
ニウム化ニッケル合金。 - 【請求項６】 約５０乃至約５３原子％のニッケル、約
０．０１乃至約０．２５原子％のガリウム及び本質的に
残部のアルミニウムから本質的に成るアルミニウム化ニ
ッケル物品。 - 【請求項７】 物品がタービンディスクである請求項６
記載の物品。 - 【請求項８】 金属間化合物マトリックスに内包された
繊維から成る強化金属間化合物マトリックス複合材料物
品であって、前記金属間化合物マトリックスが約５０乃
至約５３原子％のニッケル、約０．０１乃至約０．２５
原子％のガリウム及び本質的に残部のアルミニウムから
本質的に成り、そして少なくとも１．５％の室温塑性ひ
ずみにより特徴づけられる強化金属間化合物マトリック
ス複合材料物品。 - 【請求項９】 約５０乃至約５３原子％のニッケル、約
０．０１乃至約０．２５原子％のガリウム及び本質的に
残部のアルミニウムから本質的に成る単結晶β相アルミ
ニウム化ニッケル物品。 - 【請求項１０】 物品が翼である請求項９記載の物品。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US664246 | 1991-03-04 | ||
| US07/664,246 US5116438A (en) | 1991-03-04 | 1991-03-04 | Ductility NiAl intermetallic compounds microalloyed with gallium |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0593235A true JPH0593235A (ja) | 1993-04-16 |
| JPH0726170B2 JPH0726170B2 (ja) | 1995-03-22 |
Family
ID=24665225
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4041829A Expired - Lifetime JPH0726170B2 (ja) | 1991-03-04 | 1992-02-28 | ガリウムマイクロアロイされた延性改良ＮｉＡｌ金属間化合物 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5116438A (ja) |
| EP (1) | EP0502655B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0726170B2 (ja) |
| DE (1) | DE69215931T2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6150328A (en) * | 1986-07-01 | 2000-11-21 | Genetics Institute, Inc. | BMP products |
| US5215831A (en) * | 1991-03-04 | 1993-06-01 | General Electric Company | Ductility ni-al intermetallic compounds microalloyed with iron |
| US5312584A (en) * | 1992-02-18 | 1994-05-17 | General Motors Corporation | Moldless/coreless single crystal castings of nickel-aluminide |
| TW232079B (ja) * | 1992-03-17 | 1994-10-11 | Wisconsin Alumni Res Found | |
| US5516380A (en) * | 1994-10-14 | 1996-05-14 | General Electric Company | NiAl intermetallic alloy and article with improved high temperature strength |
| EP0834587A1 (en) * | 1996-10-01 | 1998-04-08 | Siemens Aktiengesellschaft | Nickel-base alloy and article manufactured thereof |
| US6153313A (en) * | 1998-10-06 | 2000-11-28 | General Electric Company | Nickel aluminide coating and coating systems formed therewith |
| US6291084B1 (en) | 1998-10-06 | 2001-09-18 | General Electric Company | Nickel aluminide coating and coating systems formed therewith |
| DE19926669A1 (de) * | 1999-06-08 | 2000-12-14 | Abb Alstom Power Ch Ag | NiAl-beta-Phase enthaltende Beschichtung |
| US7344675B2 (en) * | 2003-03-12 | 2008-03-18 | The Boeing Company | Method for preparing nanostructured metal alloys having increased nitride content |
| EP1536026A1 (de) * | 2003-11-27 | 2005-06-01 | Siemens Aktiengesellschaft | Hochtemperaturbeständiges Bauteil |
| CH699930A1 (de) | 2008-11-26 | 2010-05-31 | Alstom Technology Ltd | Hochtemperatur- und oxidationsbeständiges Material. |
Family Cites Families (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2910356A (en) * | 1956-07-19 | 1959-10-27 | Edward M Grala | Cast nickel alloy of high aluminum content |
| US2884688A (en) * | 1956-12-28 | 1959-05-05 | Borolite Corp | Sintered ni-al-zr compositions |
| GB1165115A (en) * | 1968-05-17 | 1969-09-24 | Int Nickel Ltd | Production of Nickel-Aluminium Alloys and Resistance Elements made therefrom |
| US4328045A (en) * | 1978-12-26 | 1982-05-04 | United Technologies Corporation | Heat treated single crystal articles and process |
| US4478791A (en) * | 1982-11-29 | 1984-10-23 | General Electric Company | Method for imparting strength and ductility to intermetallic phases |
| US4610736A (en) * | 1983-03-23 | 1986-09-09 | The United States Of America As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration | Nickel base coating alloy |
| US4612165A (en) * | 1983-12-21 | 1986-09-16 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Ductile aluminide alloys for high temperature applications |
| US4743315A (en) * | 1984-09-04 | 1988-05-10 | General Electric Company | Ni3 Al alloy of improved ductility based on iron substituent |
| US4606888A (en) * | 1984-09-04 | 1986-08-19 | General Electric Company | Inhibition of grain growth in Ni3 Al base alloys |
| US4710247A (en) * | 1984-09-04 | 1987-12-01 | General Electric Company | Rapidly solidified tri-nickel aluminide base alloy |
| US4668311A (en) * | 1984-09-04 | 1987-05-26 | General Electric Company | Rapidly solidified nickel aluminide alloy |
| US4731221A (en) * | 1985-05-06 | 1988-03-15 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Nickel aluminides and nickel-iron aluminides for use in oxidizing environments |
| US4676829A (en) * | 1985-10-03 | 1987-06-30 | General Electric Company | Cold worked tri-nickel aluminide alloy compositions |
| US4613480A (en) * | 1985-10-03 | 1986-09-23 | General Electric Company | Tri-nickel aluminide composition processing to increase strength |
| US4609528A (en) * | 1985-10-03 | 1986-09-02 | General Electric Company | Tri-nickel aluminide compositions ductile at hot-short temperatures |
| US4613368A (en) * | 1985-10-03 | 1986-09-23 | General Electric Company | Tri-nickel aluminide compositions alloyed to overcome hot-short phenomena |
| US4743316A (en) * | 1985-10-03 | 1988-05-10 | General Electric Company | Rapidly solidified zirconium modified nickel aluminide of improved strength |
| US4764226A (en) * | 1985-10-03 | 1988-08-16 | General Electric Company | Ni3 A1 alloy of improved ductility based on iron and niobium substituent |
| US4725322A (en) * | 1985-10-03 | 1988-02-16 | General Electric Company | Carbon containing boron doped tri-nickel aluminide |
| US4961905A (en) * | 1988-12-13 | 1990-10-09 | United Technologies Corporation | Nickel aluminide materials having toughness and ductility at low temperatures |
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1991
- 1991-03-04 US US07/664,246 patent/US5116438A/en not_active Expired - Fee Related
-
1992
- 1992-02-28 EP EP92301691A patent/EP0502655B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1992-02-28 JP JP4041829A patent/JPH0726170B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1992-02-28 DE DE69215931T patent/DE69215931T2/de not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
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| EP0502655A1 (en) | 1992-09-09 |
| DE69215931D1 (de) | 1997-01-30 |
| US5116438A (en) | 1992-05-26 |
| EP0502655B1 (en) | 1996-12-18 |
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|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
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