JPH0696750B2 - 単結晶キャスティング製造に適した合金およびその製造法 - Google Patents
単結晶キャスティング製造に適した合金およびその製造法Info
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- JPH0696750B2 JPH0696750B2 JP59272717A JP27271784A JPH0696750B2 JP H0696750 B2 JPH0696750 B2 JP H0696750B2 JP 59272717 A JP59272717 A JP 59272717A JP 27271784 A JP27271784 A JP 27271784A JP H0696750 B2 JPH0696750 B2 JP H0696750B2
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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
- C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- 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
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
- C30B29/52—Alloys
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C30B33/00—After-treatment of single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、単結晶キヤステイングを製造するに適した合
金およびそのような合金からつくられたキヤステイング
に関する。
金およびそのような合金からつくられたキヤステイング
に関する。
鋳造ニツケル基合金、特に、いわゆるニツケル基スーパ
アロイは、高温に耐性が要求される応用分野における部
品に広く使用されている。そのような応用には、主にガ
スタービンエンジンの高熱部品がある。これらの極限状
態で運転される鋳造物品が、従来の多結晶形よりもむし
ろ単結晶のように対象物を鋳造することによって改良さ
れると、近年認識されてきた。一般に、単結晶キヤステ
イングは、等軸（equi−axed）多結晶対応物よりも良好
な高温寿命および強さを持っている。
アロイは、高温に耐性が要求される応用分野における部
品に広く使用されている。そのような応用には、主にガ
スタービンエンジンの高熱部品がある。これらの極限状
態で運転される鋳造物品が、従来の多結晶形よりもむし
ろ単結晶のように対象物を鋳造することによって改良さ
れると、近年認識されてきた。一般に、単結晶キヤステ
イングは、等軸（equi−axed）多結晶対応物よりも良好
な高温寿命および強さを持っている。
最近使用されているニツケル基スーパアロイは、用いら
れる等軸（equi−axed）多結晶鋳造形の最良のものをつ
くるために特別に設計された非常に進歩した組成に相当
する。単結晶キヤステイングを製造するために、それら
の材料を通常のやり方で用いると、多結晶構造の欠点を
大いに解消すべき多種の成分の存在および程度によって
キヤステイングの性質が損なわれる。しかし、単結晶用
により厳密に適合させた新しい合金を設計することは可
能である。
れる等軸（equi−axed）多結晶鋳造形の最良のものをつ
くるために特別に設計された非常に進歩した組成に相当
する。単結晶キヤステイングを製造するために、それら
の材料を通常のやり方で用いると、多結晶構造の欠点を
大いに解消すべき多種の成分の存在および程度によって
キヤステイングの性質が損なわれる。しかし、単結晶用
により厳密に適合させた新しい合金を設計することは可
能である。
単結晶用に従来から組成された合金は、高強度によって
特徴付けられるが、その多くは、反対に耐衝撃性に長所
を持つ従来の等軸鋳造スーパアロイよりも低い延性とな
っている。さらに、それらは、しみ及び裂け目（sliver
s）などの鋳造欠陥を受けやすく、また効果的に熱処理
することが難かしい。単結晶キヤステイングから材料の
性質を最大限に引き出すために、冶金構造を精密化する
溶体化処理および均質化熱処理を行なう必要がある。こ
の熱処理を行なう温度は、合金のガンマ初晶の固体溶解
度曲線（gamma prime solvus）より高い温度および合金
固相線より低い温度でなくてはならない。この温度差は
一般に合金の温度窓（temperature window）と呼ばれて
いる。製造上の理由から温度窓は少なくとも20℃あるべ
きである。しかし、従来の単結晶合金は、この数値に近
ずくことが難しい温度窓を持ち、極めて少数のもので温
度窓が28℃を越すにすぎない。
特徴付けられるが、その多くは、反対に耐衝撃性に長所
を持つ従来の等軸鋳造スーパアロイよりも低い延性とな
っている。さらに、それらは、しみ及び裂け目（sliver
s）などの鋳造欠陥を受けやすく、また効果的に熱処理
することが難かしい。単結晶キヤステイングから材料の
性質を最大限に引き出すために、冶金構造を精密化する
溶体化処理および均質化熱処理を行なう必要がある。こ
の熱処理を行なう温度は、合金のガンマ初晶の固体溶解
度曲線（gamma prime solvus）より高い温度および合金
固相線より低い温度でなくてはならない。この温度差は
一般に合金の温度窓（temperature window）と呼ばれて
いる。製造上の理由から温度窓は少なくとも20℃あるべ
きである。しかし、従来の単結晶合金は、この数値に近
ずくことが難しい温度窓を持ち、極めて少数のもので温
度窓が28℃を越すにすぎない。
本発明の目的は、高強度、改善された鋳造性、良好な引
張り延性および広い熱処理窓（heat treatment windo
w）を持つ単結晶キヤステイングを製造するに適したニ
ツケル基スーパアロイを提供することである。
張り延性および広い熱処理窓（heat treatment windo
w）を持つ単結晶キヤステイングを製造するに適したニ
ツケル基スーパアロイを提供することである。
本発明による単結晶キヤステイング製造に適した合金
は、実質的に次の重量％の成分からなるものである。
は、実質的に次の重量％の成分からなるものである。
クロム 8〜15％ アルミニウム 5〜７％ チタン 2〜５％ ニオブ 0.1〜２％ モリブデン 0〜８％ タンタル 1〜８％ タングステン 0〜８％ コバルト 5〜15％ バナジウム 0〜２％ 炭素 0〜0.05％ ニッケル及び不純物 残部 （ただし、タングステン、モリブデンおよびタンタルの
合計重量が合金全体重量の2.5〜8.0重量％であり、アル
ミニウム、チタン、ニオブ、タンタルおよびバナジウム
の組み合せはガンマ初晶（Ni3(M)）の60〜75％の合金体
積分を与え、またガンマ／ガンマ初晶格子不整合が最少
になるように調整されたものである。式中、Ｍはアルミ
ニウム、チタン、ニオブ、タンタル、バナジウムであ
る） 本発明は、また、上記の範囲内にある合金からつくられ
た単結晶鋳造物を含む。
合計重量が合金全体重量の2.5〜8.0重量％であり、アル
ミニウム、チタン、ニオブ、タンタルおよびバナジウム
の組み合せはガンマ初晶（Ni3(M)）の60〜75％の合金体
積分を与え、またガンマ／ガンマ初晶格子不整合が最少
になるように調整されたものである。式中、Ｍはアルミ
ニウム、チタン、ニオブ、タンタル、バナジウムであ
る） 本発明は、また、上記の範囲内にある合金からつくられ
た単結晶鋳造物を含む。
本発明に従うニツケル基合金の例を後述の表にＣおよび
Ｄとして説明する。合金ＣおよびＤは、リストした成分
からなる装入物を融解させ、真空炉内で、適当な型内に
溶融物を注き入れ、そして単結晶部品を製造するように
凝固速度および鋳造条件を制御して作製される。本発明
の合金を用いる鋳造部品に採用することのできる単結晶
合金鋳造用の多数の公知方法がある。最終部品は、次表
で説明する組成を有していた。合金Ａは公知の高延性単
結晶ニツケル基スーパアロイであり、合金Ｂは公知の等
軸多結晶ニツケル基スーパアロイである。
Ｄとして説明する。合金ＣおよびＤは、リストした成分
からなる装入物を融解させ、真空炉内で、適当な型内に
溶融物を注き入れ、そして単結晶部品を製造するように
凝固速度および鋳造条件を制御して作製される。本発明
の合金を用いる鋳造部品に採用することのできる単結晶
合金鋳造用の多数の公知方法がある。最終部品は、次表
で説明する組成を有していた。合金Ａは公知の高延性単
結晶ニツケル基スーパアロイであり、合金Ｂは公知の等
軸多結晶ニツケル基スーパアロイである。
スーパアロイ鋳造物にその用途の所望の性質を発現させ
るように熱処理することが一般的に望ましいと考えられ
る。本発明に従った合金は例外がなく、適当な溶体化処
理および均質化熱処理が合金の冶金構造を精密化するの
に必要である。単結晶Ａ、ＣおよびＤの場合、合金のガ
ンマ初晶固体溶解度曲線を超える温度で合金を加熱する
溶体化処理工程および固相線未満の温度で合金を加熱す
る均質化処理工程が必要である。代表的にはこれは、12
50℃を超えるが、固相線未満の温度に合金を１〜５時間
加熱し、引き続き1100℃で１時間および850℃で16時間
加熱することを意味する。以下の試験ですべての合金
Ａ、ＣおよびＤの試料をそのように熱処理した。合金Ｂ
の場合の結果は、適切に熱処理された合金Ｂに関して公
表情報から引用する。
るように熱処理することが一般的に望ましいと考えられ
る。本発明に従った合金は例外がなく、適当な溶体化処
理および均質化熱処理が合金の冶金構造を精密化するの
に必要である。単結晶Ａ、ＣおよびＤの場合、合金のガ
ンマ初晶固体溶解度曲線を超える温度で合金を加熱する
溶体化処理工程および固相線未満の温度で合金を加熱す
る均質化処理工程が必要である。代表的にはこれは、12
50℃を超えるが、固相線未満の温度に合金を１〜５時間
加熱し、引き続き1100℃で１時間および850℃で16時間
加熱することを意味する。以下の試験ですべての合金
Ａ、ＣおよびＤの試料をそのように熱処理した。合金Ｂ
の場合の結果は、適切に熱処理された合金Ｂに関して公
表情報から引用する。
前述したように、単結晶ニッケル基スーパアロイの熱処
理窓は、通常の製造条件下で効果的な熱処理を確保する
ためにできるだけ広くあるべきである。単結晶合金Ｃの
場合、溶体化処理の窓は1245℃から1280℃まであり35℃
の熱処理窓となり、合金Ｄの場合、熱処理窓は1255℃か
ら1280℃であり25℃の熱処理窓となる。したがって、本
発明による単結晶スーパアロイＣおよびＤは、製造工程
で必要な最小値20℃より広い熱処理窓を持っていること
がわかる。合金ＣおよびＤの実際の溶体化熱処理温度は
各々1260℃および1265℃である。
理窓は、通常の製造条件下で効果的な熱処理を確保する
ためにできるだけ広くあるべきである。単結晶合金Ｃの
場合、溶体化処理の窓は1245℃から1280℃まであり35℃
の熱処理窓となり、合金Ｄの場合、熱処理窓は1255℃か
ら1280℃であり25℃の熱処理窓となる。したがって、本
発明による単結晶スーパアロイＣおよびＤは、製造工程
で必要な最小値20℃より広い熱処理窓を持っていること
がわかる。合金ＣおよびＤの実際の溶体化熱処理温度は
各々1260℃および1265℃である。
本発明による合金は、一般式（Ni3(M)）のガンマ初晶
（析出物）で硬化する。ここで、Ｍはアルミニウム、チ
タン、ニオブ、タンタル、バナジウムである。元素の組
合せは、60〜75％のガンマ初晶（Ni3(M)）合金体積画分
および最少のガンマ／ガンマ初晶格子不整合gamma/gamm
a primelattice mismatchを与えるように調節される。
合金Ｃは62％のガンマ初晶合金体積画分を持ち、合金Ｄ
は68％の体積画分を持つ。低い格子不整合は高温での安
定なガンマ初晶（析出物）を確保し、したがって高温強
度を提供する。高温強度が更に高められることが、耐火
元素の焼入れを限定することによって得られる。かくし
て、耐火元素タングステン、モリブデンおよびタンタル
の合計重量は、合金全体重量の2.5〜８重量％の範囲内
にあるべきである。安定な沈殿と共に高温強度を維持し
つつ耐火金属焼れ量を限定することにより、多くの従来
単結晶合金に等しい強度を持ちしかもより良好な延性を
有し、したがって優れた耐衝撃性を有する本発明の合金
が提供される。本発明の合金の耐腐蝕性は８〜15重量％
のクロムを存在させることにより与えられる。コバルト
は、位相的に密に充填した有害な相の形成を妨げまたマ
トリツクス強度をさらに与えるために５〜15重量％の範
囲内で添加される。
（析出物）で硬化する。ここで、Ｍはアルミニウム、チ
タン、ニオブ、タンタル、バナジウムである。元素の組
合せは、60〜75％のガンマ初晶（Ni3(M)）合金体積画分
および最少のガンマ／ガンマ初晶格子不整合gamma/gamm
a primelattice mismatchを与えるように調節される。
合金Ｃは62％のガンマ初晶合金体積画分を持ち、合金Ｄ
は68％の体積画分を持つ。低い格子不整合は高温での安
定なガンマ初晶（析出物）を確保し、したがって高温強
度を提供する。高温強度が更に高められることが、耐火
元素の焼入れを限定することによって得られる。かくし
て、耐火元素タングステン、モリブデンおよびタンタル
の合計重量は、合金全体重量の2.5〜８重量％の範囲内
にあるべきである。安定な沈殿と共に高温強度を維持し
つつ耐火金属焼れ量を限定することにより、多くの従来
単結晶合金に等しい強度を持ちしかもより良好な延性を
有し、したがって優れた耐衝撃性を有する本発明の合金
が提供される。本発明の合金の耐腐蝕性は８〜15重量％
のクロムを存在させることにより与えられる。コバルト
は、位相的に密に充填した有害な相の形成を妨げまたマ
トリツクス強度をさらに与えるために５〜15重量％の範
囲内で添加される。
バナジウムは、熱処理窓をコントロールするために２重
量％までの範囲で存在する。ガンマ初晶析出物の体積パ
ーセンテージを75％を越えないように確保することによ
って、熱処理窓をさらにコントロールすることができ
る。
量％までの範囲で存在する。ガンマ初晶析出物の体積パ
ーセンテージを75％を越えないように確保することによ
って、熱処理窓をさらにコントロールすることができ
る。
タングステン、モリブデンおよびタンタルは前記したと
おり耐火元素であり、タングステンとモリブデンがそれ
ぞれ８重量％まで、タンタルが１〜８重量％にあること
が、合金の基本的な高温強度を与える。また、アルミニ
ウムが５〜７重量％、チタンが２〜５重量％、ニオブが
0.1〜２重量％にあることが、析出による合金強度の増
強に寄与する。炭素はカーバイトの生成を最小とするた
め0.05重量％までとされる必要がある。
おり耐火元素であり、タングステンとモリブデンがそれ
ぞれ８重量％まで、タンタルが１〜８重量％にあること
が、合金の基本的な高温強度を与える。また、アルミニ
ウムが５〜７重量％、チタンが２〜５重量％、ニオブが
0.1〜２重量％にあることが、析出による合金強度の増
強に寄与する。炭素はカーバイトの生成を最小とするた
め0.05重量％までとされる必要がある。
本発明の合金の試験において、本発明の合金Ｃの試験片
を単結晶形につくり上げ、その種々の性質を測定し、公
知の単結晶合金Ａおよび公知等軸多結晶合金Ｂと対比し
た。それらの試験結果を添付図面に図示する。
を単結晶形につくり上げ、その種々の性質を測定し、公
知の単結晶合金Ａおよび公知等軸多結晶合金Ｂと対比し
た。それらの試験結果を添付図面に図示する。
第１図を参照しつつ、ラルソン−ミラー図として冶金分
野で知られた図面を示す。対数スケールの応力と、破損
時間“t"の対数と定数（この場合20）との和に試験温度
“T"を掛けた積であるラルソン−ミラーパラメータ“P"
との関係をグラフで示す。パラメータにスケールフアク
ター（この場合10-3）が掛けられる。
野で知られた図面を示す。対数スケールの応力と、破損
時間“t"の対数と定数（この場合20）との和に試験温度
“T"を掛けた積であるラルソン−ミラーパラメータ“P"
との関係をグラフで示す。パラメータにスケールフアク
ター（この場合10-3）が掛けられる。
この図は、所定の時間および応力レベルでの破壊と三種
の時間パラメータの関係を示す合金の応力破壊特性を説
明するのに便利である。
の時間パラメータの関係を示す合金の応力破壊特性を説
明するのに便利である。
パラメータＰに加えて、破壊に対する所定時間の温度の
実際値が第１図の別の縦座標として示されることがわか
る。これは、そのパラメータの物理的効果をより容易に
図示することができる。
実際値が第１図の別の縦座標として示されることがわか
る。これは、そのパラメータの物理的効果をより容易に
図示することができる。
第１図のグラフをつくるために、合金ＡおよびＢのデー
タが各々破線および実線によって示され、他方単結晶試
料Ｃに関する標準応力−破壊試験が円点によって示され
る個々の結果によって示される。合金ＡおよびＣの結果
は近接し、両方の合金は、試験条件のすべてで合金Ｂの
寿命を容易に越えている。合金Ｃの低温強度は合金Ａの
それと同様であるが、しかしながら、高温強度は改善さ
れる。事実、1050℃の平均は合金Ａよりも平均して温度
27℃高いものと等しい3.4×破壊寿命である。
タが各々破線および実線によって示され、他方単結晶試
料Ｃに関する標準応力−破壊試験が円点によって示され
る個々の結果によって示される。合金ＡおよびＣの結果
は近接し、両方の合金は、試験条件のすべてで合金Ｂの
寿命を容易に越えている。合金Ｃの低温強度は合金Ａの
それと同様であるが、しかしながら、高温強度は改善さ
れる。事実、1050℃の平均は合金Ａよりも平均して温度
27℃高いものと等しい3.4×破壊寿命である。
第２図の棒グラフは、合金Ａ、ＢおよびＣの0.2保証強
度（0.2％P.S.）の極限引張り強度（V.T.S）を示す。単
結晶合金ＡおよびＣの結果は等加工多結晶合金Ｂの結果
より優れており、本発明の合金Ｃは公知の単結晶合金Ａ
より優れた性質を持っている。実に合金Ｃは、0.2％保
証強度において合金Ａよりも30％程度改良されている。
度（0.2％P.S.）の極限引張り強度（V.T.S）を示す。単
結晶合金ＡおよびＣの結果は等加工多結晶合金Ｂの結果
より優れており、本発明の合金Ｃは公知の単結晶合金Ａ
より優れた性質を持っている。実に合金Ｃは、0.2％保
証強度において合金Ａよりも30％程度改良されている。
第３図において、標準試験片を折る際に吸収されるエネ
ルギーを測定する標準試験で測定された合金Ａ、Ｂおよ
びＣの各々の耐撃特性を示す。この試験は室温および高
温で行なわれ、室温試験には一定期間高温で均熱処理し
た試験片も含む。延性の長寿命から見て単結晶合金Ａお
よびＣは多結晶合金Ｂより優れた耐撃特性を持ってい
る。公知の合金Ａは本発明の合金Ｃよりも優れた耐撃特
性を持っている。しかしながら、合金Ａはその延性特性
で普通であり、また一般的な単結晶合金は多結晶合金Ｂ
のものと同等もしくは劣った延性水準を持つにすぎな
い。直径0.719cmの合金Ｃおよび従来の単結晶合金で行
なった900℃シヤルビー試験で、合金Ｃは60ジユールの
吸収エネルギー値を与え、他方従来の合金はたった25ジ
ユールのエネルギー値を与えるにすぎない。
ルギーを測定する標準試験で測定された合金Ａ、Ｂおよ
びＣの各々の耐撃特性を示す。この試験は室温および高
温で行なわれ、室温試験には一定期間高温で均熱処理し
た試験片も含む。延性の長寿命から見て単結晶合金Ａお
よびＣは多結晶合金Ｂより優れた耐撃特性を持ってい
る。公知の合金Ａは本発明の合金Ｃよりも優れた耐撃特
性を持っている。しかしながら、合金Ａはその延性特性
で普通であり、また一般的な単結晶合金は多結晶合金Ｂ
のものと同等もしくは劣った延性水準を持つにすぎな
い。直径0.719cmの合金Ｃおよび従来の単結晶合金で行
なった900℃シヤルビー試験で、合金Ｃは60ジユールの
吸収エネルギー値を与え、他方従来の合金はたった25ジ
ユールのエネルギー値を与えるにすぎない。
第４図は合金Ａ、ＢおよびＣの高繰返し疲労特性を測定
する試験の結果を示す。この試験は、800℃の温度に試
験片を保持しながら、最大と最少の応力レベルの間で試
験片についての応力を繰り返し循環させることからな
る。これらの結果から、106，107および108サイクルの
寿命を与える応力水準を測定した。本発明の合金Ｃの性
能は合金ＡおよびＢの結果と顕著に異なっていない。し
かしながら、その結果は合金Ｃが合金ＡおよびＢに少な
くとも釣り合っていることを示している。
する試験の結果を示す。この試験は、800℃の温度に試
験片を保持しながら、最大と最少の応力レベルの間で試
験片についての応力を繰り返し循環させることからな
る。これらの結果から、106，107および108サイクルの
寿命を与える応力水準を測定した。本発明の合金Ｃの性
能は合金ＡおよびＢの結果と顕著に異なっていない。し
かしながら、その結果は合金Ｃが合金ＡおよびＢに少な
くとも釣り合っていることを示している。
第５図において、温度1050℃での裸の合金試料に関する
静止空気酸化試験の結果を示す。この試験は、本発明の
合金Ｃが公知の合金ＡおよびＢより優れた耐酸化性を有
していることを明瞭に示している。最後に、第６図は塩
促進炉内腐食試験の結果を示す。その結果は、公知の単
結晶合金Ａが公知の等軸多結晶合金Ｂよりも優れた耐腐
食性を有していることを示している。しかし、本発明の
合金Ｃはそれらの合金の両方より優れた耐腐食性を有し
ている。
静止空気酸化試験の結果を示す。この試験は、本発明の
合金Ｃが公知の合金ＡおよびＢより優れた耐酸化性を有
していることを明瞭に示している。最後に、第６図は塩
促進炉内腐食試験の結果を示す。その結果は、公知の単
結晶合金Ａが公知の等軸多結晶合金Ｂよりも優れた耐腐
食性を有していることを示している。しかし、本発明の
合金Ｃはそれらの合金の両方より優れた耐腐食性を有し
ている。
上記のように試験が行なわれる前に本発明の合金Ｃの鋳
造試験片を検査すると、しみや裂け目（slivers）など
と知られている鋳造欠陥に対してそれらの試験片が耐性
を持っていることがわかった。これは合金中の耐火元素
の存在が低水準にあることによるものと考えられる。
造試験片を検査すると、しみや裂け目（slivers）など
と知られている鋳造欠陥に対してそれらの試験片が耐性
を持っていることがわかった。これは合金中の耐火元素
の存在が低水準にあることによるものと考えられる。
従って、本発明の合金は、良好な鋳造性、広い熱処理窓
を有し、現存のニツケル基単結晶スーパアロイと比較し
て良好な耐衝撃性および引張り延性を有していることが
わかる。さらに本発明の合金により、腐食および酸化に
対する抵抗力が改良される。
を有し、現存のニツケル基単結晶スーパアロイと比較し
て良好な耐衝撃性および引張り延性を有していることが
わかる。さらに本発明の合金により、腐食および酸化に
対する抵抗力が改良される。
第１図は応力−破壊性質を示すラルソン−ミラー図、第
２図は引張り性を示す棒グラフ、第３図は種々の前処理
後の耐撃性を示す棒グラフ、第４図は高繰返し疲労を示
す棒グラフ、第５図は静止空気酸化試験の結果を示すグ
ラフ、第６図は塩促進炉内試験の結果を示す棒グラフで
ある。
２図は引張り性を示す棒グラフ、第３図は種々の前処理
後の耐撃性を示す棒グラフ、第４図は高繰返し疲労を示
す棒グラフ、第５図は静止空気酸化試験の結果を示すグ
ラフ、第６図は塩促進炉内試験の結果を示す棒グラフで
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 アンソニー、デイビット、ヒル イギリス国ブリストル、ブリスリントン、 ガーンジー、アベニユ、14 (72)発明者 イアン、ロバート、パシビー イギリス国ブリストル、ストーク、ビシヨ ツプ、サブリナ、ウエイ、26 (56)参考文献 特開 昭58−64331（ＪＰ，Ａ)
Claims (6)
- 【請求項１】実質的に次の重量％の成分からなる単結晶
キヤステイング製造に適した合金。 クロム ９〜10％ アルミニウム 5.8〜6.0％ チタン 2.5％ ニオブ 0.8〜1.0％ モリブデン 1.5〜1.6％ タンタル 1.6〜2.0％ タングステン 3.0〜3.3％ コバルト 10％ バナジウム 0.8〜1.0％ 炭素 ０〜0.01％ ニッケル及び不純物 残部 （ただし、アルミニウム、チタン、ニオブ、タンタルお
よびバナジウムの組み合わせは、ガンマ初晶（Ni3(M)）
の62〜68％の合金体積分を与えるように調節されたもの
である（式中、Ｍはアルミニウム、チタン、ニオブ、タ
ンタルおよびバナジウムから選択されるものであ
る）。） - 【請求項２】実質的に次の重量％の成分からなる特許請
求の範囲第１項記載の合金。 クロム 10.0％ アルミニウム 5.8％ チタン 2.5％ ニオブ 0.8％ モリブデン 1.6％ タンタル 1.6％ タングステン 3.3％ コバルト 10.0％ バナジウム 0.8％ 炭素 0.01％ ニッケル及び不純物 残部 - 【請求項３】実質的に次の重量％の成分からなる特許請
求の範囲第１項記載の合金。 クロム 9.0％ アルミニウム 6.0％ チタン 2.5％ ニオブ 1.0％ モリブデン 1.5％ タンタル 2.0％ タングステン 3.0％ コバルト 10.0％ バナジウム 1.0％ 炭素 0.01％ ニッケル及び不純物 残部 - 【請求項４】実質的に次の重量％の成分： クロム ９〜10％ アルミニウム 5.8〜6.0％ チタン 2.5％ ニオブ 0.8〜1.0％ モリブデン 1.5〜1.6％ タンタル 1.6〜2.0％ タングステン 3.0〜3.3％ コバルト 10％ バナジウム 0.8〜1.0％ 炭素 0.01％ ニッケル及び不純物 残部 （ただし、アルミニウム、チタン、ニオブ、タンタルお
よびバナジウムの組み合わせは、ガンマ初晶（Ni3(M)）
の62〜68％の合金体積分を与えるように調節されたもの
である（式中、Ｍはアルミニウム、チタン、ニオブ、タ
ンタル、バナジウムである）。） からなる単結晶キヤステイング製造に適した合金の製造
法であって、凝固合金を1250℃と合金固相線との間の温
度で１〜５時間加熱し、引き続いて1100℃で１時間およ
び850℃で16時間加熱して熱処理する行程を含んでな
る、方法。 - 【請求項５】合金が実質的に次の重量％の成分からなる
特許請求の範囲第４項記載の合金の製造法。 クロム 10.0％ アルミニウム 5.8％ チタン 2.5％ ニオブ 0.8％ モリブデン 1.6％ タンタル 1.6％ タングステン 3.3％ コバルト 10.0％ バナジウム 0.8％ 炭素 0.01％ ニッケル及び不純物 残部 - 【請求項６】合金が実質的に次の重量％の成分からなる
特許請求の範囲第４項記載の合金の製造法。 クロム 9.0％ アルミニウム 6.0％ チタン 2.5％ ニオブ 1.0％ モリブデン 1.5％ タンタル 2.0％ タングステン 3.0％ コバルト 10.0％ バナジウム 1.0％ 炭素 0.01％ ニッケル及び不純物 残部
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