JPH0617171A

JPH0617171A - ガスタービン翼用合金

Info

Publication number: JPH0617171A
Application number: JP5082542A
Authority: JP
Inventors: Sastry Cheruvu Narayana; サストリイチェルビュナラヤナ
Original assignee: Westinghouse Electric Corp
Current assignee: CBS Corp
Priority date: 1992-03-18
Filing date: 1993-03-17
Publication date: 1994-01-25
Also published as: EP0561179A2; CN1076508A; KR930019844A; TW222017B; AU3380093A; MX9301280A; EP0561179A3; CA2091827A1

Abstract

(57)【要約】【目的】ガスタービンの回転翼鋳造に適し、異方性凝
固時の高い応力破壊強度と、優れた耐食性を得るための
少なくとも１５重量％のクロムと、長期の使用に耐える
安定性を有するニッケル系合金を提供する。【構成】ガスタービン翼用ニッケル系合金は下記重量
％の下記元素から成る：クロム１４．７５乃至１６．
０；コバルト８．０乃至８．５；アルミニウム３．４乃
至４．０；チタン３．４乃至４．３；アルミニウム＋チ
タン７．７乃至８．３；タンタル１．７５乃至２．７；
タングステン；２．０乃至４．０；炭素０．０５乃至
０．１２；ニッケル残余。この合金は他に不純物やニッ
ケル系合金に付随しがちな元素、例えば、重量％で０．
０６またはそれ以下のジルコニウムや０．０１５または
それ以下のホウ素を含有してもよい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、例えばガスタービンの
タービン部における回転翼のようなガスタービン部品の
製造に適した合金に係わる。特に、本発明は優れた耐食
性を具えるのに十分な量のクロムを含み、しかも方向性
を持つように凝固されたタービン翼の鋳造に使用される
と高い強度を維持するニッケル系合金に係わる。

【０００２】

【従来の技術】ガスタービンはそのタービン部に多数の
回転翼を用いる。この翼は１１００℃（２０００°Ｆ）
を超える温度のガスにさらされ、高い応力の作用下に置
かれる。したがって、このような翼の鋳造材料である合
金は適当な熱処理を施こすことにより極めて高い応力破
壊強度を持ち、またこの強度を数千時間の運転時間に亘
って維持するのに十分な金属安定性を具えなければなら
ない。このような合金はタービン翼に加わる大きい熱応
力に耐えるのに十分な延性をも具えていなければならな
い。また、燃料や燃焼空気中には不純物が含まれている
から、翼に作用するガスは硫化物や塩化物のような腐食
性化合物を含有していることになる。したがってこのよ
うな翼用合金は優れた耐高温腐食性と共に耐酸化性をも
具えねばならない。

【０００３】一般に、耐高温腐食性はタービン翼用合金
に多量のクロムを含ませることによって得られる。クロ
ム含有率を高くすれば、溶解し難く且つＮａ_２ＳＯ_４溶
解物から再沈降し難い切れ目のない酸化クロムのスケー
ルを形成して有効なバリヤーで合金を包むことによって
合金の塩基フラクシングを抑制することができる。ま
た、クロムが硫黄と結合して高融点硫化物を形成するこ
とによって硫化に起因する劣化を抑制する。Ｒ．Ｓｔｒ
ｅｉｆｆ及びＤ．Ｈ．ＢｏｏｎｅがＪｏｕｒｎａｌｏ
ｆＭａｔｅｒｉａｌｓＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１
９８８）に発表した論文“ＣｏｒｒｏｓｉｏｎＲｅｓ
ｉｓｔａｎｔＭｏｄｉｆｉｅｄＡｌｕｍｉｎｉｄｅ
Ｃｏａｔｉｎｇ”で述べているように、優れた耐高温
腐食性を得るには最低限１５％のクロムが必要であると
考えられる。

【０００４】多年に亘ってガスタービン翼に使用してあ
る程度の成果を上げてきたニッケル系合金の１つはＩｎ
ｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＮｉｃｋｅｌＣｏｍｐａｎ
ｙによって製造され、商品名ＩＮ−７３８として知られ
ている。ＩＮ−７３８の典型的組成はＡｍｅｒｉｃａｎ
ＳｏｃｉｅｔｙｏｆＭｅｔａｌＨａｎｄｂｏｏ
ｋ，９ｔｈｅｄ．，Ｖｏｌｕｍｅ４，ｐａｇｅ２
４４に記載されているように重量％で下記の通りであ
る：ニッケル６１、クロム１６．０、コバルト８．５、
モリブデン１．７、タングステン２．６、タンタル１．
７、ニオブ（別名コロンビウム）０．９、アルミニウム
３．４、チタン３．４、炭素０．１７、ホウ素０．０
１、ジルコニウム０．１０。このメーカーはこの合金の
電子空位数が２．３６を超えないことが望ましいと指摘
している。この合金は参考のためその内容を本願明細書
に引用した米国特許第３，４５９，５４５号（Ｂｌｅｂ
ｅｒ）において開示されている。

【０００５】単軸結晶構造を生成させる方向性凝固が多
くのニッケル系合金の周期的熱応力に対する耐性だけで
なく応力破壊強度をも高めることは公知であり、例えば
米国特許第４，５１９，９７９号（Ｓｈａｗ）は商品名
ＩＮ−９３９で知られ、且つ重量％で炭素０．１５、ク
ロム２２．５、コバルト１９、タングステン２、チタン
３．７、アルミニウム１．９、タンタル１．４、ニオブ
１．０、ジルコニウム０．１、ホウ素０．０１、及び残
余のニッケルから成る合金の異方性凝固が８７０℃、２
００Ｎ／ｍｍ^２において合金の耐応力破壊寿命を約８５
０時間から１３７０時間に延ばすことを開示している。
しかし、発明者は異方性凝固がＩＮ−７３８合金の応力
破壊強度をほとんど増大させないことを確認した。図１
は従来の方法で鋳造された、即ち、等方性結晶構造を有
する試験サンプルと異方性凝固ＩＮ−７３８試験サンプ
ルについて３つの温度レベルにおける破壊時間と応力の
関係を示すグラフである。このグラフから明らかなよう
に、８７０℃（１６００°Ｆ）及び９２５℃（１７００
°Ｆ）温度レベルにおけるデータは異方性凝固サンプル
の耐破壊寿命が約２７５Ｎ／ｍｍ^２（４０ＫＳＩ）以上
の応力レベルでは従来の鋳造サンプルの耐破壊寿命に劣
ることを示唆している。

【０００６】一般に、改良の大部分を異方性凝固から得
る合金には３つの特性がある。即ち、（ｉ）比較的低い
クロム含有率、（ｉｉ）高γ´容積分率及び（ｉｉｉ）
高溶解温度。従って、ＩＮ−７３８のような合金におい
てはクロム含有率を減らすことによってのみ異方性凝固
の利点が得られるというのが従来の考え方であり、例え
ば、ＭｅｔａｌｓＳｏｃｉｅｔｙ，Ｌｏｎｄｏｎ
（１９８３）から刊行されたＭ．ＭｃＬｅａｎ著“Ｄｉ
ｒｅｃｔｉｏｎａｌｌｙＳｏｌｉｄｉｆｉｅｄＭｅｔ
ａｌｓｆｏｒＨｉｇｈＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ
Ｓｅｒｖｉｃｅ”の１５３ページにもそのように記載さ
れている。ＧＴＤ−１１１の商品名で知られる異方性凝
固翼に使用されている公知の合金の場合、Ａｍｅｒｉｃ
ａｎＳｏｃｉｅｔｙｏｆＭｅｔａｌｓ（１９８
９）刊“ＤａｍａｇｅＭｅｃｈａｎｉｓｍｓａｎｄ
ＬｉｆｅＡｓｓｅｓｓｍｅｎｔｏｆＨｉｇｈ−
ＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＣｏｍｐｏｎｅｎｔｓ”にお
いてＲ．Ｖｉｓｗａｎａｔｈａｎが開示しているよう
に、重量％でクロム１４．０、コバルト９．５、アルミ
ニウム３、チタン４．９、タンタル２．８、タングステ
ン３．８、モリブデン１．５、ホウ素０．０１、炭素
０．１、残余がニッケルという典型的な組成である。即
ち、ＧＴＤ−１１１の場合、異方性凝固の利点をＩＮ−
７３８に採用されたクロムレベル１６％を１４％まで下
げることによって実現している。しかし、すでに述べた
ように、クロム含有率が比較的低ければ十分な耐蝕性は
得られない。

【０００７】従って、異方性凝固に際して高い強度を有
し、しかも十分な耐食性を達成するのに必要なクロムを
含有する翼用合金の実現が望まれる。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的はガスタ
ービンの回転翼鋳造に適し、異方性凝固時の高い応力破
壊強度と、優れた耐食性を得るための少なくとも１５重
量％のクロムと、長期の使用に耐える安定性を有するニ
ッケル系合金を提供することにある。

【０００９】本発明は下記重量％の下記元素から成るガ
スタービン翼用ニッケル系合金によって上記目的を達成
する：クロム１４．７５乃至１６．０コバルト８．０乃至８．５アルミニウム３．４乃至４．０チタン３．４乃至４．３アルミニウム＋チタン７．７乃至８．３タンタル１．７５乃至２．７タングステン２．０乃至４．０炭素０．０５乃至０．１２ニッケル残余添付の図面に沿って本発明の好ましい実施例を以下に説
明する。

【００１０】

【実施例】ガスタービンのタービン部に使用する回転翼
１を図２に示す。本発明は特に異方性凝固鋳造法を利用
して前記タービンを鋳造するための材料である合金ＯＭ
２００に係わる。一般的には、本発明は重量％で下記元
素から成る合金に係わる：クロム１４．７５乃至１６．
０、コバルト８．０乃至８．５、アルミニウム３．４乃
至４．０、チタン３．４乃至４．３、アルミニウム＋チ
タン７．７乃至８．３、タンタル１．７５乃至２．７、
タングステン２．０乃至４．０、炭素０．０５乃至０．
１２、コロンビウム０．５またはそれ以下、モリブデン
２．０またはそれ以下、及び残余のニッケル。本発明の
合金は他に不純物やニッケル系合金に付随しがちな元
素、例えば、重量％で０．０６またはそれ以下のジルコ
ニウムや０．０１５またはそれ以下のホウ素を含有して
もよい。しかし本質的には重量％で下記元素から組成さ
れていることが好ましい：クロム約１５．５、コバルト
約８．０、アルミニウム約４．０、チタン約３．８、ア
ルミニウム＋チタン約７．８、タンタル約２．７、タン
グステン約２．６、モリブデン０．５、炭素約０．０８
及び残余のニッケル。

【００１１】すでに述べたように、翼用合金にとっては
耐食性も強度も重要な性質である。ニッケル系合金の耐
食性は主としてクロムによって与えられる。ガスタービ
ン部品に使用されるニッケル系合金は３つのメカニズム
によって強化される。即ち、（ｉ）固溶体強化、（ｉ
ｉ）炭化物の存在による強化及び（ｉｉｉ）γ´強化で
ある。固溶体強化はモリブデン、クロム及びタングステ
ンによって達成され、さらに軽微ながらコバルト、鉄及
びバナジウムも寄与する。γ´強化は、Ｎｉ_３（Ａｌ及
び／またはＴｉ）の沈殿を介してオーステナイト地を強
化するアルミニウム及びチタンと、ｆｃｃ金属間化合物
によって主として達成される。なお、γ´中のアルミニ
ウムの代わりにタンタル及びコロンビウムを使用しても
よい。

【００１２】ニッケル系超合金の強度はγ´容積分率が
約６０％まで増大するのにしたがって増大するから、本
発明の合金では、γ´容積分率を増大させるアルミニウ
ム、チタン、タンタル及びコロンビウムの含有率を高γ
´容積比率が達成されるように制御した。合金中のγ´
量は電子空位数Ｎｖの測定に関連して後述するように測
定すればよい。表Ｉに示す４ヒートの本発明合金におけ
るγ´量は重量％でそれぞれ約５２，５４，５６及び５
４である。本発明の合金の上記好ましい組成は約５６％
のγ´を含有する。これに対してＩＮ−７３８における
γ´量は約５０重量％である。（なお、本発明の合金に
おけるγ´量が上述のようにヒートごとに異なっても耐
食性または安定性に悪影響はなかった。）高温下で運転
されるから、ニッケル合金にはミクロ構造変化が現われ
る。この変化には合金の強度を損なうγ´粗化やγ´の
例えば板または針状σ、ηなどのような望ましくない位
相幾何学的な稠密第２相への変態が含まれる。このよう
な板状相の形成は強度だけでなく靭性をも損なう。した
がって、高温下での数千時間にも及ぶ運転にも高い強度
と靭性が維持されるようにするためには、合金がある程
度のミクロ構造安定性を具えるように後述する要領で強
化元素の組成を注意深く調和させねばならない。

【００１３】電子空位数Ｎｖが合金のミクロ構造安定性
の目安であることは公知である。Ｎｖ値が高ければ上記
位相幾何学的稠密第２相が形成される傾向が大きくな
り、例えば、ＡｍｅｒｉｃａｎＳｏｃｉｅｔｙｏｆ
ＭｅｔａｌＨａｎｄｂｏｏｋ，９ｔｈｅｄ．，ｖ
ｏｌｕｍｅ４，ｐ．２７８に記載されている。Ｔｈｅ
ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＮｉｃｋｅｌＣｏｍｐ
ａｎｙから刊行され、参考のためその内容を本願明細書
にも引用したパンフレット“ＡｌｌｏｙＩＮ−７３
８，ＴｅｃｈｎｉｃａｌＤａｔａ”に開示されている
ように、電子空位数は方程式：Ｎｖ＝０．６６Ｎｉ＋
１．７１Ｃｏ＋２．６６Ｆｅ＋４．６６（Ｃｒ＋Ｍｏ＋
Ｗ）＋６．６６Ｚｒから計算することができる。この方
程式に代入される地の各元素の原子％は組成を重量％か
ら原子％に換算し、（ｉ）炭素の１／２がＴａＣ、Ｃｂ
Ｃ、ＴｉＣの順にＭＣを形成し、（ｉｉ）残りの炭素が
２３個のＣｒ原子から成るＭとＭ_２３Ｃ_６を形成し、
（ｉｉｉ）ホウ素がＭｏ_３Ｂ_２として結合し、（ｉｖ）
γ´がＮｉ_３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｃｂ）であり、
（ｖ）残留地が原子％−炭化物、ホウ化物及びγ´反応
に含まれる原子から成ると想定し、残る原子％の合計が
地における原子濃度を表わすようにすることで測定され
る。合計が１００％となるように原子％換算を行なうこ
とにより上記方程式に代入すべき各元素の原子％が得ら
れる。Ｎｖ値を低く維持することが望ましいから、本発
明の合金では高強度を得るだけでなく、合金の電子空位
数が約２．４を超えないように組成を調整する。合金の
望ましい組成においては電子空位数が約２．４である。

【００１４】すでに述べたように、γ´中のアルミニウ
ムの代わりにコロンビウム及び／またはタンタルのほ
か、チタンも使用できる。ただし、Ｎｉ_３Ａｌにおいて
Ａｌの代わりにＴｉ、ＣｂまたはＴａを使用するとオー
ステナイト地とγ´粒子との間のミスフィットを促進す
るから、Ｎｉ_３Ａｌ、Ｎｉ_３Ｔｉ及びＮｉ_３Ｃｂ（また
はＴａ）の順序で化合物の安定性が失われる。その結
果、チタン／アルニミウム比がγ´粗化に重要な役割を
果たす。チタン／アルミニウム比はγ´から上記望まし
くない板状相への変態にも重要な役割を果たす。したが
って、γ´の粗化を極力小さくし、γ´相の安定性を高
めるため、チタン／アルミニウム比を（重量比で）２：
１以下に維持するのが普通である。γ´から望ましくな
い針状または板状相への変態はタングステン添加によっ
ても遅らせることができる。

【００１５】本発明の合金の安定性を８７１℃（１６０
０°Ｆ）及び２０６．９Ｎ／ｍｍ^２（３０ＫＳＩ）にお
いて試験されるクリープ破壊サンプルの肩部及びグリッ
プ部をσ、η及びμ相について金属組織学的に検討し
た。これらのサンプルを８７１℃で応力下に最長４００
０時間に亘って時効硬化処理しても望ましくない相は生
成せず、本発明の合金の安定性が示唆された。

【００１６】本発明の合金では、合金の異方性凝固によ
って高い強度に達し、しかも良好なミクロ構造安定性を
維持するようにアルミニウム、チタン、タンタル、コロ
ンビウム及びモリブデンの量を制御した。重要な事実と
して、この成果はクロム含有率を低下させることなく、
したがって、当業者が従来は不可避と考えてきたように
耐食性を損なうことなく達成された。同じく重要な事実
として、本発明の合金では、アルミニウム及びチタンの
量をＩＮ−７３８よりも多くしてそれぞれの最少量を
３．４％として、アルミニウム＋チタンの最少量を７．
７％とした。アルミニウム及びチタンの最大量をそれぞ
れ４．０％及び４．３％とし、アルミニウム＋チタンの
最大量を８．３％とした。また、最適組成がコロンビウ
ム及びモリブデンの量を減少させた。本発明の合金では
最大限でもコロンビウムは０．５％、モリブデンは２．
０％までである。しかし、十分な耐蝕性が確保されるよ
うにクロムは１４．７５％乃至１６％の範囲に維持す
る。タングステンは２．０％乃至４．０％の範囲に、タ
ンタルは１．７５％乃至２．７％の範囲に維持する。ジ
ルコニウム及びホウ素はそれぞれ０．０６％及び０．０
１５％に制限するが、最も好ましい組成ではこれらの元
素のいずれも含まない。炭素は０．０５％乃至０．１２
％の範囲に維持する。また、すでに述べた通り、本発明
の合金では、電子空位数が約２．４を超えないように各
元素を上記範囲内で調整することにより、十分なミクロ
構造安定性を維持する。

【００１７】以上に述べたように組成したから、クロム
含有率が比較的高いにもかかわらず、異方性凝固法によ
る鋳造の結果本発明の合金は高い強度を示す。重要な事
実として、本発明の合金の良好なミクロ構造安定性はコ
ロンビウム及びモリブデンのレベルをＩＮ−７３８より
もかなり低下させることによって達成されたものであ
り、したがって、電子空位数を許容限度以上に増大させ
ることなくアルミニウム及びチタンの量を増大させるこ
とができる。表１に重量％で示す組成を採用して本発
明の合金を４ヒート、即ち、ＳＡＳ１乃至ＳＡＳ４だけ
製造した。これらのヒートから異方性凝固が起こるよう
にサンプルを鋳造し、ＩＮ−７３８の場合に行なわれる
標準的な熱処理を施した。即ち、２時間に亘る１１２１
℃（２０５０°Ｆ）溶体化処理に続いて２４時間に亘る
８４３℃（１５５０°Ｆ）時効化処理を施した。これら
のサンプルで種々の試験を行ない、その結果を通常の方
法で鋳造されたＩＮ−７３８及び異方性凝固ＩＮ−６２
０３と比較した。ＩＮ−６２０３は公称組成が重量％で
クロム２２．０、コバルト１９．０、アルミニウム２．
３、チタン３．５、タンタル１．１０、コロンビウム
０．８０、タングステン２．００、ホウ素０．０１、炭
素０．１５、ジルコニウム０．１０、ハフニウム０．７
５及び残余がニッケルというニッケル系合金である。

【００１８】

【表１】ヒートＳＡＳ１、ＳＡＳ３及びＳＡＳ４から鋳造したサ
ンプルを８７１℃（１６００°Ｆ）で低疲労試験した結
果は表２に示す通りであり、本発明の合金の周期寿命が
ＩＮ−７３８よりも優れていることを示唆している。ヒ
ートＳＡＳ１から鋳造し、その先端部、中間部及び底部
から採取した３つのサンプルの衝撃試験結果は表３に示
した通りであり、本発明の合金の衝撃強度がＩＮ−７３
８のそれと同等であることは明白である。なお、ＩＮ−
７３８には低炭素含有率のものと高炭素含有率のものが
あり、それぞれのデータは必要に応じて明らかにする。
低炭素含有率のＩＮ−７３８では通常の高炭素含有ＩＮ
−７３８と比較して炭素含有率が０．１７％から０．１
１％に減らされ、ジルコニウム含有率が０．１０％から
０．０５％に減らされる。

【００１９】応力破壊試験の結果は表４、表５及び図３
に示す通りであり、この試験では４ヒートのそれぞれか
ら得たサンプルの破壊寿命を通常の鋳造によるＩＮ−７
３８及び異方性凝固ＩＮ−６２０３の破壊寿命と比較し
た。これらの表と図３に示すデータから明らかなよう
に、異方性凝固させた場合、本発明の合金の応力破壊寿
命はＩＮ−７３８及びＩＮ−６２０３の応力破壊寿命よ
りもはるかに優れている。例えば、６９Ｎ／ｍｍ^２（１
０ＫＳＩ）において、本発明の合金は約５６℃（１００
°Ｆ）以上の温度においてＩＮ−７３８及びＩＮ−６２
０３と同じ破壊寿命を可能にする。ガスタービン翼に利
用すれば、このように高められた金属の耐熱性はタービ
ンが高いガス温度下で動作することを可能にし、その性
能を著しく向上させる。

【００２０】

【表２】

【００２１】

【表３】

【００２２】

【表４】

【００２３】

【表５】本発明の合金から鋳造されるタービン翼は異方性凝固法
を利用する真空溶解及び真空鋳造によって製造するのが
有利である。異方性凝固によって結晶粒界が翼の主応力
軸とほぼ平行となり、主応力軸と直交する方向の結晶粒
界はほとんど存在しなくなる。異方性凝固法は公知であ
り、例えば、その内容を参考のため本願明細書に引用し
た米国特許第３，２６０，５０５号（ＶｅｒＳｎｙｄ
ｅｒ）、第３，４９４，７０９号（Ｐｉｅａｒｃｅｙ）
及び第３，８９７，８１５号（Ｓｍａｓｈｅｙ）に開示
されている。

【００２４】γ´分布は熱処理や組成に応じて異なる。
ＩＮ−７３８のようなニッケル系合金の標準的熱処理、
即ち、溶体化処理及びこれに続く時効化処理によってほ
ぼ等量の粗い立方形の１次γ´及び細かい球状のγ´か
ら成る２相γ´が生成する。粗いγ´は不溶性のγ´で
あり、溶体化処理の過程で溶解しなかった。したがっ
て、合金中に存在する粗いγ´の量は溶体化温度がγ´
ソルバス温度、即ちγ´のすべてが溶解する温度よりも
どの程度低いかに応じて異なる。即ち、溶体化温度が低
ければ低いほど粗γ´の量が多くなる。細かいγ´は時
効化処理の過程で形成され、その量は溶体化処理中に溶
解しなかったγ´の量に応じて異なる。

【００２５】異方性凝固させた部品は通常の鋳造部品よ
りもゆっくりと冷却する。その結果、異方性凝固は比較
的粗い１次γ´を生成させるから、通常の鋳造部品と比
較して立方体γ´の容積分率は高く、球形γ´の容積分
率は低くなる。残念ながら粗γ´の高い容積分率は強度
に有害な影響を及ぼす。γ´分布のこのようなばらつき
はいずれも合金組成に応じて異なるγ´ソルバス及び初
期融解温度に基づいて熱処理、特に溶体化処理を最適化
することによって最少限に抑制することができる。一般
に、熱処理はソルバス温度と初期融解温度の間の温度で
行なうことが望ましい。したがって、熱処理の効果を完
全に活用するためにはソルバス温度が初期融解温度より
もかなり低くなければならない。残念ながらアルミニウ
ム、チタン、タンタル及びコロンビウムはγ´容積分率
を高め、したがって強度を高めるが、すでに述べた通
り、ソルバス温度を上昇させ、初期融解温度を低下させ
る作用をも有するから、熱処理の幅が狭くなる。

【００２６】本発明の合金の３つのヒートについてγ´
ソルバス温度及び初期融解温度を表６に示す。これらの
温度は示差熱分析、及びサンプル棒を１０６６℃（１９
５０°Ｆ）乃至１４２７℃（２３００°Ｆ）の温度範囲
内の種々の温度下に４時間おいてからファンで冷却する
グラディエント・バー法、即ち、金属組織学的な方法を
利用して測定した。表６から明らかなように、ソルバス
温度は１２１１℃から１２２９℃まで変化する。ちなみ
に、ＩＮ−７３８のソルバス温度は約１２０４℃（２２
００°Ｆ）である。すでに述べたように、ＩＮ−７３８
に対しては１１２１℃（２０５０°Ｆ）で２時間に亘っ
て溶体化熱処理を施してから、２４時間に亘る８４３℃
（１５５０°Ｆ）で時効化処理を施すのが普通である。
初期融解温度及びソルバス温度に基づき本発明の合金に
対して行なう種々の熱処理法について以下に説明する。

【００２７】

【表６】本発明では、鋳放しの翼を次に挙げる４通りの方法のい
ずれかで熱処理すればよい。即ち、（ｉ）１１２１℃
（２０５０°Ｆ）で２時間に亘って溶体化処理してから
８４３℃（１５５０°Ｆ）で２４時間に亘って時効化処
理する、（ｉｉ）１１４９℃（２１００°Ｆ）で４時間
に亘って溶体化処理してから８４３℃で２４時間に亘っ
て時効化処理する、（ｉｉｉ）１２０４℃（２２００°
Ｆ）で４時間に亘って溶体化処理し、１１２１℃（２０
５０°Ｆ）で２時間に亘って再溶体化処理してから８４
３℃（１５５０°Ｆ）で２４時間に亘って時効化処理す
る、及び（ｉｖ）１２０４℃（２２００°Ｆ）で４時間
に亘って溶体化処理し、１１４９℃（２１００°Ｆ）で
４時間に亘って再溶体化処理してから８４３℃（１５５
０°Ｆ）で２４時間に亘って時効化処理する。これらの
熱処理はγ地及び不連続なクロム炭化物の結晶粒界に２
相γ´構造を形成することによって機械的強度を最適化
する。比較的高い溶体化温度を採用すると粗γ´の量が
減少し、細かいγ´の量が増大して合金の強度がさらに
高くなる。

【００２８】タービン翼鋳造用の合金に関連して以上に
本発明を説明したが、本発明の合金は高温における高い
強度と優れた耐蝕性を必要とするタービン翼以外の部品
の形成にも利用できる。したがって、本発明はその思想
及び本質的属性から逸脱することなく上記以外の態様で
実施することが可能であり、本発明の範囲は以上の説明
よりはむしろ頭書した特許請求によって限定される。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、ＩＮ−７３８の普通鋳造（ＣＣ）サン
プルと異方性凝固（ＤＳ）サンプルにおける破壊時間ｔ
（時）と応力σ（ＫＳＩ（Ｎ／ｍｍ２））との関係によ
ってＩＮ−７３８の応力破壊強度に対する異方性凝固の
効果を示すグラフである。

【図２】図２は、ガスタービン回転翼の斜視図である。

【図３】１０００時間を単位とする破壊時間ｔとＫＳＩ
（Ｎ／ｍｍ^２）を単位とする応力σとの関係によって
（ｉ）異方性凝固鋳造された本発明合金の４ヒートＳＡ
Ｓ１−ＳＡＳ４、（ｉｉ）普通鋳造ＩＮ−７３８及び
（ｉｉｉ）異方性凝固鋳造ＩＮ−６２０３の８７０℃
（１６００°Ｆ）における応力破壊寿命及び４通りの応
力レベルを示す棒グラフである。

【符号の説明】

１タービン回転翼

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】下記重量％の下記元素から成ることを特
徴とするガスタービン翼用のニッケル系合金：クロム１４．７５乃至１６．０コバルト８．０乃至８．５アルミニウム３．４乃至４．０チタン３．４乃至４．３アルミニウム＋チタン７．７乃至８．３タンタル１．７５乃至２．７タングステン２．０乃至４．０炭素０．０５乃至０．１２ニッケル残余
【請求項２】請求項１に記載の合金において、前記合
金の電子空位数が約２．４以上でないことを特徴とする
合金。
【請求項３】請求項１に記載の合金において、タング
ステン及び炭素の重量％がそれぞれ約２．６及び約０．
０９であることを特徴とする合金。
【請求項４】請求項１に記載の合金において、下記重
量％の下記元素をも含むことを特徴とする合金：コロンビウム０．０乃至０．５モリブデン０．０乃至２．０ジルコニウム０．０乃至０．０６ホウ素０．０乃至０．０１５
【請求項５】請求項４に記載の合金において、重量％
でタングステンが約２．６、炭素が約０．０９、モリブ
デンが０．６０乃至１．７５、ジルコニウムが約０．０
４、ホウ素が約０．０１であることを特徴とする合金。
【請求項６】請求項１に記載の合金において、下記重
量％の下記元素から成ることを特徴とする合金：クロム約１５．５コバルト約８．０アルミニウム約４．０チタン約３．８アルミニウム＋チタン約７．８タンタル約２．６タングステン約２．６炭素約０．０８モリブデン約０．５ニッケル残余