JPH06192803A - ニッケルベース単結晶超合金を用いて特にターボ機械の羽根を製造する方法 - Google Patents
ニッケルベース単結晶超合金を用いて特にターボ機械の羽根を製造する方法Info
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- JPH06192803A JPH06192803A JP4085044A JP8504492A JPH06192803A JP H06192803 A JPH06192803 A JP H06192803A JP 4085044 A JP4085044 A JP 4085044A JP 8504492 A JP8504492 A JP 8504492A JP H06192803 A JPH06192803 A JP H06192803A
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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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- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
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- C30—CRYSTAL GROWTH
- 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
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 密度が低く、機械的特性及びクリープ特性に
優れたターボ機械の羽根を製造すること。 【構成】 以下に示す重量比の組成物が使用される。 Ｃｏ ： ５．０ 乃至 ６．０％ Ｗ ： ４．８ 乃至 ５．２％ Ｃｒ ： ７．８ 乃至 ８．３％ Ａｌ ： ５．８ 乃至 ６．１％ Ｔａ ： ３．３ 乃至 ３．７％ Ｍｏ ： ２．１ 乃至 ２．４％ Ｔｉ ： １．８ 乃至 ２．２％ Ｂ ： ≦ １０ ppm Ｚｒ ： ≦ ５０ ppm Ｎｉ ： 残り１００％に達するまで 上記組成物からなるものを温度を充分に長い時間ガン
マ’相を溶解状態にするのに充分な高温まで上げ、その
後ガンマ’相を析出させるため1000℃を越える温度まで
上げて、部品、特に、ターボ機械の羽根が製造される。
優れたターボ機械の羽根を製造すること。 【構成】 以下に示す重量比の組成物が使用される。 Ｃｏ ： ５．０ 乃至 ６．０％ Ｗ ： ４．８ 乃至 ５．２％ Ｃｒ ： ７．８ 乃至 ８．３％ Ａｌ ： ５．８ 乃至 ６．１％ Ｔａ ： ３．３ 乃至 ３．７％ Ｍｏ ： ２．１ 乃至 ２．４％ Ｔｉ ： １．８ 乃至 ２．２％ Ｂ ： ≦ １０ ppm Ｚｒ ： ≦ ５０ ppm Ｎｉ ： 残り１００％に達するまで 上記組成物からなるものを温度を充分に長い時間ガン
マ’相を溶解状態にするのに充分な高温まで上げ、その
後ガンマ’相を析出させるため1000℃を越える温度まで
上げて、部品、特に、ターボ機械の羽根が製造される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、単結晶(monocrystalli
ne) の凝固 (solidification) に適したニッケルベース
の超合金(superalloy)を用いて、特にターボ機械の可動
羽根を製造する方法に関する。
ne) の凝固 (solidification) に適したニッケルベース
の超合金(superalloy)を用いて、特にターボ機械の可動
羽根を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】特別の組成物により特徴づけられるこの
ような合金は、ＯＮＥＲＡ（出願人の頭文字）のフラン
ス特許 2555204号（1982年３月29日付米国出願番号第36
3285号に相当）に記載されている。本発明の合金は、こ
れまで高温クリープ抵抗に関して知られている最高の超
合金と比較しても優れており、それよりかなり低い密度
を有している。
ような合金は、ＯＮＥＲＡ（出願人の頭文字）のフラン
ス特許 2555204号（1982年３月29日付米国出願番号第36
3285号に相当）に記載されている。本発明の合金は、こ
れまで高温クリープ抵抗に関して知られている最高の超
合金と比較しても優れており、それよりかなり低い密度
を有している。
【０００３】上記特許は、特に、当時生産され、参照番
号PWA1422（DS200＋Hf）で知られ且つ8.55ｇ／立方セン
チメートルの密度を有する最高性能の超合金について記
載している。この合金は、方向性凝固(directed solidi
fication)によって得られる柱(column)状の粒体を有
し、粒子間の境界に平行な方向に作用する力に対する高
い強度を有する合金である。
号PWA1422（DS200＋Hf）で知られ且つ8.55ｇ／立方セン
チメートルの密度を有する最高性能の超合金について記
載している。この合金は、方向性凝固(directed solidi
fication)によって得られる柱(column)状の粒体を有
し、粒子間の境界に平行な方向に作用する力に対する高
い強度を有する合金である。
【０００４】前記特許は、方向性凝固によって単結晶性
羽根を作るのに適した新規な組成物の最近の開発作業か
ら生まれた合金に言及している。参照番号PWA 1480（又
は合金 454）で知られるこの合金は、8.7ｇ／立方セン
チメートルの密度を有している。
羽根を作るのに適した新規な組成物の最近の開発作業か
ら生まれた合金に言及している。参照番号PWA 1480（又
は合金 454）で知られるこの合金は、8.7ｇ／立方セン
チメートルの密度を有している。
【０００５】熱間におけるクリープに対するこれらの従
来の合金の抵抗は、Ｔａ，Ｗ，ＭｏあるいはＲｅのよう
な耐熱性元素を大量に添加することによる従来の方法で
得られる。かくして、合金 454は12％のＴａと４％のＷ
を含み、そして、合金 DS200＋Hfは12％のＷを含む。こ
れらの耐熱性元素は、クリープ速度を少くするのに重要
な役割をしている。これにより、寿命が比例して増大す
る。高温においても、これらの元素は大変低い拡散率を
有しているために、熱間クリープ抵抗を支配する焼入、
あるいはガンマ’（γ’）相 (gamma prime phase)
来の合金の抵抗は、Ｔａ，Ｗ，ＭｏあるいはＲｅのよう
な耐熱性元素を大量に添加することによる従来の方法で
得られる。かくして、合金 454は12％のＴａと４％のＷ
を含み、そして、合金 DS200＋Hfは12％のＷを含む。こ
れらの耐熱性元素は、クリープ速度を少くするのに重要
な役割をしている。これにより、寿命が比例して増大す
る。高温においても、これらの元素は大変低い拡散率を
有しているために、熱間クリープ抵抗を支配する焼入、
あるいはガンマ’（γ’）相 (gamma prime phase)
【化１】 の凝結速度を遅らせる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの耐熱
性元素は大変重く、たとえ熱間クリープ抵抗が増大して
も、合金の比重が同時に増加するという欠点がある。合
金の密度は、特にアルミニウムのような軽い元素の大量
添加によって下げられる。しかしながら、これはガン
マ’相の一次析出 (primary precipitation)を引き起こ
し、合金は必要なクリープ特性を有しなくなる性質があ
る。
性元素は大変重く、たとえ熱間クリープ抵抗が増大して
も、合金の比重が同時に増加するという欠点がある。合
金の密度は、特にアルミニウムのような軽い元素の大量
添加によって下げられる。しかしながら、これはガン
マ’相の一次析出 (primary precipitation)を引き起こ
し、合金は必要なクリープ特性を有しなくなる性質があ
る。
【０００７】密度とクリープ抵抗に関する矛盾した要求
を調整するために、ターボ機械の羽根用超合金に関する
出願人の開発作業によって、耐熱性元素と、硬化ガン
マ’相の形成に関与する元素の各比率に夫々関連した２
つのパラメータＳ１，Ｓ２の最適化ができるようになっ
た。即ち、 Ｓ１＝０．５Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ 式中、化学記号は対応元素の重量パーセントを表わす。
そして、 Ｓ２＝Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｖ 式中、化学記号は元素の原子の数のパーセントを表わ
す。前記特許は、Ｓ１が４〜９重量％範囲にあり、Ｓ２
が原子数で14.9％と20.6％の間にある合金組成物を提案
している。Ｓ２全体のバナジウムの量は、熱処理窓、即
ち、溶融物になりつつあるガンマ’相の終りと、合金の
溶融開始点との間の温度範囲を拡大するのに役立ち、工
業的に熱処理を実施するとき有利である。
を調整するために、ターボ機械の羽根用超合金に関する
出願人の開発作業によって、耐熱性元素と、硬化ガン
マ’相の形成に関与する元素の各比率に夫々関連した２
つのパラメータＳ１，Ｓ２の最適化ができるようになっ
た。即ち、 Ｓ１＝０．５Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ 式中、化学記号は対応元素の重量パーセントを表わす。
そして、 Ｓ２＝Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｖ 式中、化学記号は元素の原子の数のパーセントを表わ
す。前記特許は、Ｓ１が４〜９重量％範囲にあり、Ｓ２
が原子数で14.9％と20.6％の間にある合金組成物を提案
している。Ｓ２全体のバナジウムの量は、熱処理窓、即
ち、溶融物になりつつあるガンマ’相の終りと、合金の
溶融開始点との間の温度範囲を拡大するのに役立ち、工
業的に熱処理を実施するとき有利である。
【０００８】合金の溶融開始点を低くすることを避けそ
れによりガンマ’相を実質的にすべてのガンマ／ガン
マ’共晶物とともに溶解状態に帰すのに充分高い温度ま
で熱処理中に部品温度をあげるため、Ｃ，Ｂ及びＺｒは
これらの合金に加えられない。この組成は、冷却中に微
細なガンマ’粒子の形で析出する。
れによりガンマ’相を実質的にすべてのガンマ／ガン
マ’共晶物とともに溶解状態に帰すのに充分高い温度ま
で熱処理中に部品温度をあげるため、Ｃ，Ｂ及びＺｒは
これらの合金に加えられない。この組成は、冷却中に微
細なガンマ’粒子の形で析出する。
【０００９】特許第 2555204号は、次の組成物を提案し
ている。パーセントは重量パーセントを表わす。 Ｃｏ ： ５ 乃至 ７ ％ Ｃｒ ： ５ 乃至 １０ ％ Ｍｏ ： ６ 乃至 ２．５ ％ Ｗ ： ０ 乃至 ３ ％ Ａｌ ： ６ 乃至 ７．５ ％ Ｔｉ ： １．５ 乃至 ２．２５ ％ Ｎｂ ： ５ 乃至 ０．５ ％ Ｔａ ： ２ 乃至 １０ ％ Ｖ ： ０．３ 乃至 ０．６ ％ Ｎｉ ： 残部１００％に達するまで。Ｂ，Ｃ，Ｚｒは
添加しない。
ている。パーセントは重量パーセントを表わす。 Ｃｏ ： ５ 乃至 ７ ％ Ｃｒ ： ５ 乃至 １０ ％ Ｍｏ ： ６ 乃至 ２．５ ％ Ｗ ： ０ 乃至 ３ ％ Ａｌ ： ６ 乃至 ７．５ ％ Ｔｉ ： １．５ 乃至 ２．２５ ％ Ｎｂ ： ５ 乃至 ０．５ ％ Ｔａ ： ２ 乃至 １０ ％ Ｖ ： ０．３ 乃至 ０．６ ％ Ｎｉ ： 残部１００％に達するまで。Ｂ，Ｃ，Ｚｒは
添加しない。
【００１０】合金を単結晶の羽根に製作した後、羽根は
ガンマ’相を溶融状態にするため熱処理される。この処
理は、その組成物によるが、30分から４時間の間、1290
℃から1325℃の間の温度に部品温度を上げることからな
る。部品は、それから空気中で冷却される。1981年４月
３日出願のフランス特許番号 2503188号（1980年６月20
日出願の米国継続出願番号第878401号に相当）に定義さ
れている熱処理が、ガンマ’相を析出させるために適用
される。
ガンマ’相を溶融状態にするため熱処理される。この処
理は、その組成物によるが、30分から４時間の間、1290
℃から1325℃の間の温度に部品温度を上げることからな
る。部品は、それから空気中で冷却される。1981年４月
３日出願のフランス特許番号 2503188号（1980年６月20
日出願の米国継続出願番号第878401号に相当）に定義さ
れている熱処理が、ガンマ’相を析出させるために適用
される。
【００１１】この析出は1000℃を越える温度で起こる。
平均寸法 0.5ミクロンのガンマ’粒子の正規分布がこの
ようにして得られる。析出物は＜１００＞タイプの結晶
図の方向に沿って並んでいる。このような合金の相対的
密度は約 8.2である。少くとも0．3％のバナジウムを含
み特許第 2555204号に従って作られた合金は、周期的な
酸化(cyclic oxidation)に充分耐えられないことが観察
された。
平均寸法 0.5ミクロンのガンマ’粒子の正規分布がこの
ようにして得られる。析出物は＜１００＞タイプの結晶
図の方向に沿って並んでいる。このような合金の相対的
密度は約 8.2である。少くとも0．3％のバナジウムを含
み特許第 2555204号に従って作られた合金は、周期的な
酸化(cyclic oxidation)に充分耐えられないことが観察
された。
【００１２】実際には、殆んど常にタービン羽根の合金
は腐食や酸化に対する保護膜で被覆されるけれども、裸
の材料も、また、仮に皮膜に傷がついても合金の劣化に
充分耐えられることが重要である。
は腐食や酸化に対する保護膜で被覆されるけれども、裸
の材料も、また、仮に皮膜に傷がついても合金の劣化に
充分耐えられることが重要である。
【００１３】この発明は、ある種の、バナジウムを含ま
ない合金は、前記特許（組成を下記表１に示してある合
金１，２）の実施例１，２に記載された合金よりも相当
高いクリープ抵抗特性を有するのみではなく、前記合金
１，２よりも1100℃での周期的酸化に対して優れた抵抗
を有するという驚くべき観察に基づく。さらに驚くべき
ことは、これらの、バナジウムを含まない合金の熱処理
窓は約20℃であり、即ち、ほとんど合金１と２と同じで
ある。この結果は、この発明によれば合金中の硼素の比
率が大変低いことに主として起因する（10 ppm以下）と
考えられ、このことはバナジウムを無くすることの欠点
とは到底ならないものである。
ない合金は、前記特許（組成を下記表１に示してある合
金１，２）の実施例１，２に記載された合金よりも相当
高いクリープ抵抗特性を有するのみではなく、前記合金
１，２よりも1100℃での周期的酸化に対して優れた抵抗
を有するという驚くべき観察に基づく。さらに驚くべき
ことは、これらの、バナジウムを含まない合金の熱処理
窓は約20℃であり、即ち、ほとんど合金１と２と同じで
ある。この結果は、この発明によれば合金中の硼素の比
率が大変低いことに主として起因する（10 ppm以下）と
考えられ、このことはバナジウムを無くすることの欠点
とは到底ならないものである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】この発明は、上記に特徴
づけられたパラメータＳ１が重量パーセントで 7.8％と
8.5％の間で、パラメータＳ１が、原子数で 15.6％と1
6.88％の間である合金組成物に関する。
づけられたパラメータＳ１が重量パーセントで 7.8％と
8.5％の間で、パラメータＳ１が、原子数で 15.6％と1
6.88％の間である合金組成物に関する。
【００１５】より正確にいうと、この発明は、重量比で
以下の組成物の合金を使用し、 Ｃｏ ： ５．０ 乃至 ６．０％ Ｗ ： ４．８ 乃至 ５．２％ Ｃｒ ： ７．８ 乃至 ８．３％ Ａｌ ： ５．８ 乃至 ６．１％ Ｔａ ： ３．３ 乃至 ３．７％ Ｍｏ ： ２．１ 乃至 ２．４％ Ｔｉ ： １．８ 乃至 ２．２％ Ｂ ： ≦ １０ ppm Ｚｒ ： ≦ ５０ ppm Ｎｉ ： 残り１００％に達するまで 温度を充分に長い時間ガンマ’相を溶解状態にするのに
充分な高温まで上げ、その後ガンマ’相を析出させるた
め1000℃を越える温度まで上げて、部品、特にターボ機
械の羽根を製造する方法を提供する。
以下の組成物の合金を使用し、 Ｃｏ ： ５．０ 乃至 ６．０％ Ｗ ： ４．８ 乃至 ５．２％ Ｃｒ ： ７．８ 乃至 ８．３％ Ａｌ ： ５．８ 乃至 ６．１％ Ｔａ ： ３．３ 乃至 ３．７％ Ｍｏ ： ２．１ 乃至 ２．４％ Ｔｉ ： １．８ 乃至 ２．２％ Ｂ ： ≦ １０ ppm Ｚｒ ： ≦ ５０ ppm Ｎｉ ： 残り１００％に達するまで 温度を充分に長い時間ガンマ’相を溶解状態にするのに
充分な高温まで上げ、その後ガンマ’相を析出させるた
め1000℃を越える温度まで上げて、部品、特にターボ機
械の羽根を製造する方法を提供する。
【００１６】好ましくは、この組成物は実質的に次のと
おりである。 Ｃｏ ： ５．５ ％ Ｗ ： ５．０ ％ Ｃｒ ： ８．１ ％ Ａｌ ： ６．１ ％ Ｔａ ： ３．４ ％ Ｍｏ ： ２．２ ％ Ｔｉ ： ２．０ ％ Ｂ ： ≦ １０ ppm Ｚｒ ： ≦ ５０ ppm Ｎｉ ： 残り１００％に達するまで
おりである。 Ｃｏ ： ５．５ ％ Ｗ ： ５．０ ％ Ｃｒ ： ８．１ ％ Ａｌ ： ６．１ ％ Ｔａ ： ３．４ ％ Ｍｏ ： ２．２ ％ Ｔｉ ： ２．０ ％ Ｂ ： ≦ １０ ppm Ｚｒ ： ≦ ５０ ppm Ｎｉ ： 残り１００％に達するまで
【００１７】前記組成の合金からなる部品は前記特許第
2555204号の合金に関して特徴づけられた熱処理を受け
る。本発明は、前記方法で得られる部品も提供する。
2555204号の合金に関して特徴づけられた熱処理を受け
る。本発明は、前記方法で得られる部品も提供する。
【００１８】合金中の各元素の添加及びその範囲の理由
は以下のとおりである。
は以下のとおりである。
【００１９】コバルトは共晶片(eutectic fraction) を
制限するために添加される。多量に添加されると、σ相
やμ相のような寄生相であるトポロジー的最密相の形成
をもたらす。
制限するために添加される。多量に添加されると、σ相
やμ相のような寄生相であるトポロジー的最密相の形成
をもたらす。
【００２０】タングステンはマトリックス及びγ粒子の
硬度向上のために添加される。タングステンは密度の大
きい元素であるから、合金の密度を低くするためには、
比較的少量に保つことが肝要である。
硬度向上のために添加される。タングステンは密度の大
きい元素であるから、合金の密度を低くするためには、
比較的少量に保つことが肝要である。
【００２１】クロムはマトリックスの硬度向上のために
添加される。また合金の腐食抵抗を改善する。しかし、
クロムを多量に添加すると、γ’相の容積率を減じ、合
金の強度を低下させる。
添加される。また合金の腐食抵抗を改善する。しかし、
クロムを多量に添加すると、γ’相の容積率を減じ、合
金の強度を低下させる。
【００２２】アルミニウムは軽い元素であり、酸化腐食
抵抗を改善し、γ’相の容積率を改善する。γ’相は基
本的に
抵抗を改善し、γ’相の容積率を改善する。γ’相は基
本的に
【化２】 で表わされ、ここに、Ａｌは 部分的にＴｉ，Ｔａ及び
Ｎｂで置換されている。Ａｌが多くなると、γ’相のＡ
ｌ原子の置換が不充分となり、合金の強度が減少するこ
とになる。
Ｎｂで置換されている。Ａｌが多くなると、γ’相のＡ
ｌ原子の置換が不充分となり、合金の強度が減少するこ
とになる。
【００２３】タンタルは、重い元素で、実質的にγ’相
に入り、強度を改善する。その最低量を限定する理由
は、γ’析出物の積層欠陥(stacking fault)エネルギー
を増大せしめて強度を改善するためである。しかし、そ
の量が多くなりすぎると、合金の密度が大きくなりすぎ
る。
に入り、強度を改善する。その最低量を限定する理由
は、γ’析出物の積層欠陥(stacking fault)エネルギー
を増大せしめて強度を改善するためである。しかし、そ
の量が多くなりすぎると、合金の密度が大きくなりすぎ
る。
【００２４】モリブデンは、特に、高温における強度改
善のために重要である。最少量が必要とされるのはこの
ためである。しかし、これを多量に添加すると、γ相に
入り、μ相の形成によって合金の安定性を損なうことに
なる。10％以下のクロムとともに 2.4％を越える量で添
加されると、腐食抵抗が改良される。しかし、クロムの
量が約１５％であると、このようなことはない。
善のために重要である。最少量が必要とされるのはこの
ためである。しかし、これを多量に添加すると、γ相に
入り、μ相の形成によって合金の安定性を損なうことに
なる。10％以下のクロムとともに 2.4％を越える量で添
加されると、腐食抵抗が改良される。しかし、クロムの
量が約１５％であると、このようなことはない。
【００２５】チタンはγ’相に入る軽い元素である。特
に、比較的多いＡｌとともに存在すると、共晶片を増加
させやすいのであまり多くしてはならない。
に、比較的多いＡｌとともに存在すると、共晶片を増加
させやすいのであまり多くしてはならない。
【００２６】硼素とジルコニウムは、不純物として合金
にはいってくるものであり、その含有量が上記の値を越
えないようにすることが、充分な熱処理窓を得るために
肝要である。何故なら、これらの元素は、合金の溶融開
始温度を低めることによって熱処理窓（すなわち、合金
の溶融を始めさせないでγ’相が固溶体になされ得る温
度間隔）を狭めてしまうからである。
にはいってくるものであり、その含有量が上記の値を越
えないようにすることが、充分な熱処理窓を得るために
肝要である。何故なら、これらの元素は、合金の溶融開
始温度を低めることによって熱処理窓（すなわち、合金
の溶融を始めさせないでγ’相が固溶体になされ得る温
度間隔）を狭めてしまうからである。
【００２７】
【実施例】その組成を表１に重量比で示したＯＮＥＲＡ
３と呼ばれる合金は、溶解に続く単結晶の凝固によって
作られた。表１には、特許第2555204号の合金ＯＮＥＲ
Ａ１とＯＮＥＲＡ２とともに、前記合金 454の組成物が
示してある。
３と呼ばれる合金は、溶解に続く単結晶の凝固によって
作られた。表１には、特許第2555204号の合金ＯＮＥＲ
Ａ１とＯＮＥＲＡ２とともに、前記合金 454の組成物が
示してある。
【００２８】合金ＯＮＥＲＡ３の相対的密度は、大体8.
25ｇ／立方センチメートルに等しい。
25ｇ／立方センチメートルに等しい。
【表１】
【００２９】表１において、０は、表示した元素を意識
的に入れていないことを意味する。
的に入れていないことを意味する。
【００３０】合金３のクリープ特性は、この合金の前述
の熱処理後判定されるとともに、合金１と２を同じ熱処
理した後のクリープ特性と比較された。そして、また、
合金454とDS200＋Hfの特性とも比較された。
の熱処理後判定されるとともに、合金１と２を同じ熱処
理した後のクリープ特性と比較された。そして、また、
合金454とDS200＋Hfの特性とも比較された。
【００３１】表２は５つの合金の夫々が、１％歪、ある
いは温度及び応力が異った条件のもとで破壊に至るのに
要した時間を時間単位で示してある。合金ＯＮＥＲＡ３
に関する数値のすべては、他の合金の対応数値より優れ
ており、最高試験温度、すなわち1050℃において特に顕
著な違いが見られる。
いは温度及び応力が異った条件のもとで破壊に至るのに
要した時間を時間単位で示してある。合金ＯＮＥＲＡ３
に関する数値のすべては、他の合金の対応数値より優れ
ており、最高試験温度、すなわち1050℃において特に顕
著な違いが見られる。
【００３２】
【表２】
【００３３】図１の曲線は、１％の伸びが1000時間にお
いて得られる比応力（応力の密度に対する比）が温度の
関数として如何に変化するかを示している。図２は、10
00時間における破壊に対する比応力の関係を同様な曲線
で示している。これらの曲線は、前記合金より合金ＯＮ
ＥＲＡ３が特に高温において優れていることを実証して
いる。
いて得られる比応力（応力の密度に対する比）が温度の
関数として如何に変化するかを示している。図２は、10
00時間における破壊に対する比応力の関係を同様な曲線
で示している。これらの曲線は、前記合金より合金ＯＮ
ＥＲＡ３が特に高温において優れていることを実証して
いる。
【００３４】1100℃における周期酸化テストが、次の条
件のもとで合金ＯＮＥＲＡ１乃至３について行われた。
炉の中が1100℃の雰囲気で１時間維持、４分間で約 200
℃に冷却、そして、８分間再度炉の中で加熱。サンプル
は、ユニット面積当りの質量の変化を判定するために10
サイクル毎に計量された。この結果は、図３に示されて
おり、特許第 2555204号による合金の平凡な特性と、こ
の発明によるこの点における著しい改良が見られる。
件のもとで合金ＯＮＥＲＡ１乃至３について行われた。
炉の中が1100℃の雰囲気で１時間維持、４分間で約 200
℃に冷却、そして、８分間再度炉の中で加熱。サンプル
は、ユニット面積当りの質量の変化を判定するために10
サイクル毎に計量された。この結果は、図３に示されて
おり、特許第 2555204号による合金の平凡な特性と、こ
の発明によるこの点における著しい改良が見られる。
【００３５】
【発明の効果】本発明は以上の構成であるから、密度が
低く、しかも、機械的特性に優れたターボ機械の羽根を
製造することができる。そして、このターボ機械の羽根
は、クリープ特性に優れたものである。
低く、しかも、機械的特性に優れたターボ機械の羽根を
製造することができる。そして、このターボ機械の羽根
は、クリープ特性に優れたものである。
【図１】各種合金の熱間クリープ特性を示すグラフであ
る。
る。
【図２】各種合金の熱間クリープ特性を示すグラフであ
る。
る。
【図３】1100℃における各種合金の周期的酸化に対する
抵抗を示すグラフである。
抵抗を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ジャン−ルイ・ラフステイン フランス国 レ・ウリ 91940 レジドン ス・デュ・ボア・デュ・ロイ 10
Claims (3)
- 【請求項１】 以下に示す重量比の組成物を使用し、 Ｃｏ ： ５．０ 乃至 ６．０％ Ｗ ： ４．８ 乃至 ５．２％ Ｃｒ ： ７．８ 乃至 ８．３％ Ａｌ ： ５．８ 乃至 ６．１％ Ｔａ ： ３．３ 乃至 ３．７％ Ｍｏ ： ２．１ 乃至 ２．４％ Ｔｉ ： １．８ 乃至 ２．２％ Ｂ ： ≦ １０ ppm Ｚｒ ： ≦ ５０ ppm Ｎｉ ： 残り１００％に達するまで 温度を充分に長い時間ガンマ’相を溶解状態にするのに
充分な高温まで上げ、その後ガンマ’相を析出させるた
め1000℃を越える温度まで上げることを特徴とする、部
品、特にターボ機械の羽根を製造する方法。 - 【請求項２】 ガンマ’相は1290℃から1325℃の間の温
度範囲において溶解状態にされる、特許請求の範囲第１
項記載の製造方法。 - 【請求項３】 前記部品は、前記再溶解処理の前に溶融
とそれに引き続く単結晶凝固によって得られる、特許請
求の範囲第１項記載の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR8608068A FR2599757B1 (fr) | 1986-06-04 | 1986-06-04 | Superalliage monocristallin a base de nickel, notamment pour aubes de turbomachine |
| FR8608068 | 1986-06-04 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62139067A Division JPS62294146A (ja) | 1986-06-04 | 1987-06-04 | 特にタ−ボ機械の羽根用のニッケルベ−ス単結晶超合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06192803A true JPH06192803A (ja) | 1994-07-12 |
| JPH0768606B2 JPH0768606B2 (ja) | 1995-07-26 |
Family
ID=9336004
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62139067A Granted JPS62294146A (ja) | 1986-06-04 | 1987-06-04 | 特にタ−ボ機械の羽根用のニッケルベ−ス単結晶超合金 |
| JP4085044A Expired - Lifetime JPH0768606B2 (ja) | 1986-06-04 | 1992-03-09 | ニッケルベース単結晶超合金を用いて機械部品を製造する方法 |
Family Applications Before (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62139067A Granted JPS62294146A (ja) | 1986-06-04 | 1987-06-04 | 特にタ−ボ機械の羽根用のニッケルベ−ス単結晶超合金 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US4837384A (ja) |
| EP (1) | EP0252775B1 (ja) |
| JP (2) | JPS62294146A (ja) |
| DE (1) | DE3763432D1 (ja) |
| FR (1) | FR2599757B1 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2599757B1 (fr) * | 1986-06-04 | 1988-09-02 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Superalliage monocristallin a base de nickel, notamment pour aubes de turbomachine |
| JPH07509287A (ja) * | 1993-02-05 | 1995-10-12 | イソベール・サン ー ゴバン | 溶融無機材料の遠心により繊維を製造するための，単結晶コーティングとして造型されたスピンナおよびその製造方法 |
| CN1041642C (zh) * | 1994-06-17 | 1999-01-13 | 株式会社日立制作所 | 高韧性13Cr5Ni系不锈钢及其用途 |
| US6730264B2 (en) | 2002-05-13 | 2004-05-04 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloy |
| US7156932B2 (en) * | 2003-10-06 | 2007-01-02 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and methods of heat treating nickel-base alloys |
| US7531054B2 (en) * | 2005-08-24 | 2009-05-12 | Ati Properties, Inc. | Nickel alloy and method including direct aging |
| US7985304B2 (en) * | 2007-04-19 | 2011-07-26 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
| US8216509B2 (en) * | 2009-02-05 | 2012-07-10 | Honeywell International Inc. | Nickel-base superalloys |
| JP6460336B2 (ja) * | 2015-07-09 | 2019-01-30 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | Ｎｉ基高強度耐熱合金部材、その製造方法、及びガスタービン翼 |
| US10563293B2 (en) | 2015-12-07 | 2020-02-18 | Ati Properties Llc | Methods for processing nickel-base alloys |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2071695A (en) * | 1980-03-13 | 1981-09-23 | Rolls Royce | An alloy suitable for making single-crystal castings and a casting made thereof |
| DE3234264A1 (de) * | 1981-09-19 | 1983-04-07 | Rolls-Royce Ltd., London | Legierung fuer den einkristallguss |
| FR2555204B1 (fr) * | 1983-11-18 | 1986-04-11 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Superalliage monocristallin a base de nickel, a faible masse volumetrique, pour aubes de turbomachine |
| US4677035A (en) * | 1984-12-06 | 1987-06-30 | Avco Corp. | High strength nickel base single crystal alloys |
| FR2599757B1 (fr) * | 1986-06-04 | 1988-09-02 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Superalliage monocristallin a base de nickel, notamment pour aubes de turbomachine |
-
1986
- 1986-06-04 FR FR8608068A patent/FR2599757B1/fr not_active Expired
-
1987
- 1987-05-20 EP EP87401134A patent/EP0252775B1/fr not_active Expired - Lifetime
- 1987-05-20 DE DE8787401134T patent/DE3763432D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1987-05-28 US US07/055,465 patent/US4837384A/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-06-04 JP JP62139067A patent/JPS62294146A/ja active Granted
-
1988
- 1988-12-06 US US07/280,616 patent/US4900511A/en not_active Expired - Lifetime
-
1992
- 1992-03-09 JP JP4085044A patent/JPH0768606B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0252775B1 (fr) | 1990-06-27 |
| FR2599757A1 (fr) | 1987-12-11 |
| JPS62294146A (ja) | 1987-12-21 |
| JPH0768606B2 (ja) | 1995-07-26 |
| US4900511A (en) | 1990-02-13 |
| US4837384A (en) | 1989-06-06 |
| FR2599757B1 (fr) | 1988-09-02 |
| EP0252775A1 (fr) | 1988-01-13 |
| DE3763432D1 (de) | 1990-08-02 |
| JPH0456099B2 (ja) | 1992-09-07 |
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