JPH07138683A - ニッケルを基本とする単結晶超合金 - Google Patents
ニッケルを基本とする単結晶超合金Info
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- JPH07138683A JPH07138683A JP5202461A JP20246193A JPH07138683A JP H07138683 A JPH07138683 A JP H07138683A JP 5202461 A JP5202461 A JP 5202461A JP 20246193 A JP20246193 A JP 20246193A JP H07138683 A JPH07138683 A JP H07138683A
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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
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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
- 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】 （修正有）
【目的】大ストレス、高温に耐えるガスタービンエンジ
ンに使用可能な単結晶超合金を提供する。 【構成】約５．０〜約７．０重量％のレニウム、約１．
８〜約４．０重量％のクロム、約１．５〜約９．０重量
％のコバルト、約７．０〜約１０．０重量％のタンタ
ル、約３．５〜約７．５重量％のタングステン、約５．
０〜約７．０重量％のアルミニウム、約０．１〜約１．
２重量％のチタン、約０〜約０．５重量％のコロンビウ
ム、約０．２５〜約２．０重量％のモリブデン、約０〜
約０．１５重量％のハフニウムからなるニッケル基超合
金であって、この超合金は約２．１０より小さな相安定
数ＮＶ３Ｂを有する。
ンに使用可能な単結晶超合金を提供する。 【構成】約５．０〜約７．０重量％のレニウム、約１．
８〜約４．０重量％のクロム、約１．５〜約９．０重量
％のコバルト、約７．０〜約１０．０重量％のタンタ
ル、約３．５〜約７．５重量％のタングステン、約５．
０〜約７．０重量％のアルミニウム、約０．１〜約１．
２重量％のチタン、約０〜約０．５重量％のコロンビウ
ム、約０．２５〜約２．０重量％のモリブデン、約０〜
約０．１５重量％のハフニウムからなるニッケル基超合
金であって、この超合金は約２．１０より小さな相安定
数ＮＶ３Ｂを有する。
Description
【０００１】
１．発明の分野 この発明はニッケルを基本とする単結晶超合金に関し、
特にニッケルを基本とする単結晶超合金と、これから作
られた、大ストレス、高温条件下の高等ガスタービン・
エンジンに用いられる物品とに関する。
特にニッケルを基本とする単結晶超合金と、これから作
られた、大ストレス、高温条件下の高等ガスタービン・
エンジンに用いられる物品とに関する。
【０００２】２．従来の技術の説明 単結晶物品の金属温度及びストレス能力における近年の
進歩は、単結晶超合金の絶え間無い開発と、鋳造プロセ
ス及びエンジン応用技術における改良との結果である。
これらの単結晶超合金物品は、ガスタービン・エンジン
の高温部分に見出される回転する及び不動のタービン・
ブレード及びベーンを含む。しかし、ガスタービン・エ
ンジンの設計の目標は、過去数十年にわたって同じであ
った。これらの目標は、エンジンの作動温度、回転速
度、スラスト対重量比、燃料効率、及びエンジン部品の
耐久性及び信頼性を高めることを含む。
進歩は、単結晶超合金の絶え間無い開発と、鋳造プロセ
ス及びエンジン応用技術における改良との結果である。
これらの単結晶超合金物品は、ガスタービン・エンジン
の高温部分に見出される回転する及び不動のタービン・
ブレード及びベーンを含む。しかし、ガスタービン・エ
ンジンの設計の目標は、過去数十年にわたって同じであ
った。これらの目標は、エンジンの作動温度、回転速
度、スラスト対重量比、燃料効率、及びエンジン部品の
耐久性及び信頼性を高めることを含む。
【０００３】単結晶部品の鋳造のための合金の基本技術
が米国特許第３．４９４．７０９号、第４．１１６．７
２３号、及び第４．２０９．３４８号に記載されてい
る。開発努力の結果として第１世代ニッケルを基本とす
る超合金が得られたが、これは、前述の特許に記載され
ているものに比べて大いに改善されていた。しかし、こ
れらの第１世代のニッケルを基本とする超合金はレニウ
ムを全く含有していなかった。本出願の譲受人であるキ
ャノン・ムスケゴン・コーポレイションにより製造され
ているＣＭＳＸ−２合金及びＣＭＳＸ−３合金として商
業的に知られている、この第１世代のニッケルを基本と
する超合金の例が、米国特許第４．５８２．５４８号に
記載されている。更なる開発努力により、クリープ強度
／クリープ速度の向上した第２世代のニッケルを基本と
する超合金が得られた。これらの第２世代のニッケルを
基本とする超合金は第３重量％の適度のレニウム含有量
を持っている。このような第２世代のニッケルを基本と
する超合金の例が米国特許第４．６４３．７８２号に記
載されている。この特許は、ＣＭＳＸ−４合金として商
業的に知られている超合金を開示しており、これは、
２．８〜３．２重量％の範囲のレニウムを含有する特別
のニッケルを基本とする組成を有する。本発明は、耐火
性元素の含有総量（Ｗ＋Ｒｅ＋Ｍｏ＋Ｔａ）がより多く
て、機械的性質が改善されている次の世代のニッケルを
基本とする超合金を提供する。
が米国特許第３．４９４．７０９号、第４．１１６．７
２３号、及び第４．２０９．３４８号に記載されてい
る。開発努力の結果として第１世代ニッケルを基本とす
る超合金が得られたが、これは、前述の特許に記載され
ているものに比べて大いに改善されていた。しかし、こ
れらの第１世代のニッケルを基本とする超合金はレニウ
ムを全く含有していなかった。本出願の譲受人であるキ
ャノン・ムスケゴン・コーポレイションにより製造され
ているＣＭＳＸ−２合金及びＣＭＳＸ−３合金として商
業的に知られている、この第１世代のニッケルを基本と
する超合金の例が、米国特許第４．５８２．５４８号に
記載されている。更なる開発努力により、クリープ強度
／クリープ速度の向上した第２世代のニッケルを基本と
する超合金が得られた。これらの第２世代のニッケルを
基本とする超合金は第３重量％の適度のレニウム含有量
を持っている。このような第２世代のニッケルを基本と
する超合金の例が米国特許第４．６４３．７８２号に記
載されている。この特許は、ＣＭＳＸ−４合金として商
業的に知られている超合金を開示しており、これは、
２．８〜３．２重量％の範囲のレニウムを含有する特別
のニッケルを基本とする組成を有する。本発明は、耐火
性元素の含有総量（Ｗ＋Ｒｅ＋Ｍｏ＋Ｔａ）がより多く
て、機械的性質が改善されている次の世代のニッケルを
基本とする超合金を提供する。
【０００４】単結晶物品は、一般に、低係数（００１）
結晶方向を成分樹枝状成長パターン又はブレード積層欠
陥軸に平行にして製造される。（００１）方向に成長し
た面心立方（ＦＣＣ）超合金単結晶は、在来の方法で鋳
造された物品に比べると、熱疲労に対する抵抗力が極め
て良好である。これらの単結晶物品には結晶粒界が無い
ので、炭素、硼素及びジルコニウムなどの結晶粒界強化
材を持たない合金デザインが可能である。これらの元素
は合金融点降下材であるので、指向性凝固（ＤＳ）柱状
粒子及び在来方法で鋳造された材料に比べると、ガンマ
一次溶解及び微細構造均一化をより完全にすることが出
来るから、これらを合金デザインから減少させると高温
機械強度達成の可能性が高まる。その減少により、溶融
開始温度（ｉｎｃｉｐｉｅｎｔ ｍｅｌｔｉｎｇ ｔｅ
ｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を高めることも可能である。
結晶方向を成分樹枝状成長パターン又はブレード積層欠
陥軸に平行にして製造される。（００１）方向に成長し
た面心立方（ＦＣＣ）超合金単結晶は、在来の方法で鋳
造された物品に比べると、熱疲労に対する抵抗力が極め
て良好である。これらの単結晶物品には結晶粒界が無い
ので、炭素、硼素及びジルコニウムなどの結晶粒界強化
材を持たない合金デザインが可能である。これらの元素
は合金融点降下材であるので、指向性凝固（ＤＳ）柱状
粒子及び在来方法で鋳造された材料に比べると、ガンマ
一次溶解及び微細構造均一化をより完全にすることが出
来るから、これらを合金デザインから減少させると高温
機械強度達成の可能性が高まる。その減少により、溶融
開始温度（ｉｎｃｉｐｉｅｎｔ ｍｅｌｔｉｎｇ ｔｅ
ｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を高めることも可能である。
【０００５】これらのプロセス利益は、多面合金デザイ
ン・アプローチを取らなければ、必ずそも実現されな
い。合金は、斑点、裂片、擬似粒子及び再結晶などの鋳
造欠陥が形成される傾向を回避するように設計されなけ
ればならない。また、合金は、ほぼ完全なガンマ一次溶
解を可能にするために充分な熱処理窓（合金のガンマ一
次ソルバス（ｇａｍｍａ ｐｒｉｍｅ ｓｏｌｖｕｓ）
と溶融開始温度との数値差）を提供しなければならな
い。同時に、合金組成バランスは、ガスタービン・エン
ジンにおける動作に必要な工学特性の充分な組み合わせ
を提供するように設計されるべきである。ガスタービン
・エンジン設計者が一般的に重要と考える選択された性
質としては、高温クリープ破断強度、熱−機械疲労抵抗
力、耐衝撃性、及び高温腐食酸化抵抗性がある。
ン・アプローチを取らなければ、必ずそも実現されな
い。合金は、斑点、裂片、擬似粒子及び再結晶などの鋳
造欠陥が形成される傾向を回避するように設計されなけ
ればならない。また、合金は、ほぼ完全なガンマ一次溶
解を可能にするために充分な熱処理窓（合金のガンマ一
次ソルバス（ｇａｍｍａ ｐｒｉｍｅ ｓｏｌｖｕｓ）
と溶融開始温度との数値差）を提供しなければならな
い。同時に、合金組成バランスは、ガスタービン・エン
ジンにおける動作に必要な工学特性の充分な組み合わせ
を提供するように設計されるべきである。ガスタービン
・エンジン設計者が一般的に重要と考える選択された性
質としては、高温クリープ破断強度、熱−機械疲労抵抗
力、耐衝撃性、及び高温腐食酸化抵抗性がある。
【０００６】合金設計者は、既知の超合金の組成バラン
スを調整することによって、これらの設計特性のうちの
１つないし２つを改善しょうと試みることが出来る。し
かし、残りの特性を顕著に或いは極度に犠牲にすること
無しに設計特性のうちの２つ以上を改善することは極め
て困難である。本発明の独特の超合金は、ガスタービン
・エンジン高温部で動作させる単結晶物品を製造するの
に用いるために必要な特性の優れた組み合わせを提供す
る。
スを調整することによって、これらの設計特性のうちの
１つないし２つを改善しょうと試みることが出来る。し
かし、残りの特性を顕著に或いは極度に犠牲にすること
無しに設計特性のうちの２つ以上を改善することは極め
て困難である。本発明の独特の超合金は、ガスタービン
・エンジン高温部で動作させる単結晶物品を製造するの
に用いるために必要な特性の優れた組み合わせを提供す
る。
【０００７】この発明は、次の元素、即ち、約５．０〜
約７．０重量％のレニウム、約１．８〜約４．０重量％
のクロム、約１．５〜約９．０重量％のコバルト、約
７．０〜約１０．０重量％のタンタル、約３．５〜約
７．５重量％のタングステン、約５．０〜約７．０重量
％のアルミニウム、約０．１〜約１．２重量％のチタ
ン、約０〜約０．５重量％のコロンビウム、約０．２５
〜約２．０重量％のモリブデン、約０〜約０．１５重量
％のハフニウム、及び残余のニッケル及び偶発的不純
物、から成るニッケルを基本とする超合金に関し、この
超合金は約２．１０より小さい相安定数ＮＶ３Ｂを有す
る。
約７．０重量％のレニウム、約１．８〜約４．０重量％
のクロム、約１．５〜約９．０重量％のコバルト、約
７．０〜約１０．０重量％のタンタル、約３．５〜約
７．５重量％のタングステン、約５．０〜約７．０重量
％のアルミニウム、約０．１〜約１．２重量％のチタ
ン、約０〜約０．５重量％のコロンビウム、約０．２５
〜約２．０重量％のモリブデン、約０〜約０．１５重量
％のハフニウム、及び残余のニッケル及び偶発的不純
物、から成るニッケルを基本とする超合金に関し、この
超合金は約２．１０より小さい相安定数ＮＶ３Ｂを有す
る。
【０００８】有利なことには、この超合金組成は、約０
〜約０．０４重量％の炭素、約０〜約０．０１重量％の
硼素、約０〜約０．０１重量％のイットリウム、約０〜
０．０１重量％のセリウム、及び約０〜０．０１重量％
のランタンを更に含むことが出来る。偶発的な不純物は
なるべく少なくするべきであるけれども、この超合金
は、約０〜約０．０４％のマンガン、約０〜約０．０５
％のシリコン、約０〜０．０１％のジルコニウム、約０
〜約０．００１％の硫黄、及び約０〜約０．１０％のバ
ナジウムをも含むことが出来る。全ての場合に、基本元
素はニッケルである。更に、この超合金は、有利なこと
に、約１．８５より小さな相安定数ＮＶ３Ｂと、約１．
８〜約３．０％のクロム含有物と、約５．５〜約６．５
％のレニウム含有物と、約２．０〜約５．０％のコバル
ト含有物とを持つことが出来る。この発明は、大ストレ
ス、そして特に約１９７５゜Ｆに及ぶ高温の条件下での
クリープに対する抵抗力が向上した超合金を提供する。
〜約０．０４重量％の炭素、約０〜約０．０１重量％の
硼素、約０〜約０．０１重量％のイットリウム、約０〜
０．０１重量％のセリウム、及び約０〜０．０１重量％
のランタンを更に含むことが出来る。偶発的な不純物は
なるべく少なくするべきであるけれども、この超合金
は、約０〜約０．０４％のマンガン、約０〜約０．０５
％のシリコン、約０〜０．０１％のジルコニウム、約０
〜約０．００１％の硫黄、及び約０〜約０．１０％のバ
ナジウムをも含むことが出来る。全ての場合に、基本元
素はニッケルである。更に、この超合金は、有利なこと
に、約１．８５より小さな相安定数ＮＶ３Ｂと、約１．
８〜約３．０％のクロム含有物と、約５．５〜約６．５
％のレニウム含有物と、約２．０〜約５．０％のコバル
ト含有物とを持つことが出来る。この発明は、大ストレ
ス、そして特に約１９７５゜Ｆに及ぶ高温の条件下での
クリープに対する抵抗力が向上した超合金を提供する。
【０００９】単結晶物品を、この発明の超合金から適宣
作ることが出来る。その物品は、タービンエンジンの部
品であることが出来、そして特に、その部品はガスター
ビン・ブレード又はガスタービン・ベーンであることが
出来る。
作ることが出来る。その物品は、タービンエンジンの部
品であることが出来、そして特に、その部品はガスター
ビン・ブレード又はガスタービン・ベーンであることが
出来る。
【００１０】この発明の超合金組成は、望ましい特性の
独特の組み合わせを与える、きわどく均衡した合金化学
を提供する。それらの特性は、適度の大きさのブレード
及びベーン部品についての優れた単結晶部品鋳造性、充
分な鋳造部品溶解性、単結晶鋳造部品再結晶に対する優
れた抵抗性、約１９７５゜Ｆまでの極めて高いクリープ
−破断強度、極めて良好な低サイクル疲れ強さ、極めて
良好な高サイクル疲れ強さ、大きな衝撃強さ、非常に良
好な裸高温腐食抵抗性、非常に良好な裸酸化抵抗性、及
びトポロジー的稠密充填相（ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａｌｌ
ｙ ｃｌｏｓｅ−ｐａｃｋｅｄ（ＴＣＰ）ｐｈａｓｅ
ｓ）と呼ばれる、望ましくない脆い相に対する抵抗性な
どの、充分な微細構造安定性を含む。
独特の組み合わせを与える、きわどく均衡した合金化学
を提供する。それらの特性は、適度の大きさのブレード
及びベーン部品についての優れた単結晶部品鋳造性、充
分な鋳造部品溶解性、単結晶鋳造部品再結晶に対する優
れた抵抗性、約１９７５゜Ｆまでの極めて高いクリープ
−破断強度、極めて良好な低サイクル疲れ強さ、極めて
良好な高サイクル疲れ強さ、大きな衝撃強さ、非常に良
好な裸高温腐食抵抗性、非常に良好な裸酸化抵抗性、及
びトポロジー的稠密充填相（ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａｌｌ
ｙ ｃｌｏｓｅ−ｐａｃｋｅｄ（ＴＣＰ）ｐｈａｓｅ
ｓ）と呼ばれる、望ましくない脆い相に対する抵抗性な
どの、充分な微細構造安定性を含む。
【００１１】従って、本発明の目的は、望ましい特性の
独特の組み合わせを有する、超合金組成と、それから作
られる単結晶物品とを提供することである。本発明の他
の目的は、大ストレスと、例えば約１９７５゜Ｆに及ぶ
高温との条件下で高等ガスタービン・エンジンに用いら
れる超合金及びそれから作られる単結晶物品とを提供す
ることである。本発明のこれらの及びその他の目的及び
利点は、当業者にとっては、好ましい実施例に関する以
下の記述を参照することにより明らかとなろう。
独特の組み合わせを有する、超合金組成と、それから作
られる単結晶物品とを提供することである。本発明の他
の目的は、大ストレスと、例えば約１９７５゜Ｆに及ぶ
高温との条件下で高等ガスタービン・エンジンに用いら
れる超合金及びそれから作られる単結晶物品とを提供す
ることである。本発明のこれらの及びその他の目的及び
利点は、当業者にとっては、好ましい実施例に関する以
下の記述を参照することにより明らかとなろう。
【００１２】
【好ましい実施例の説明】本発明のニッケルを基本とす
る超合金は、重量％で以下の元素から成る： レニウム 約５．０〜７．０ クロム 約１．８〜４．０ コバルト 約１．５〜９．０ タンタル 約７．０〜１０．０ タングステン 約３．５〜７．５ アルミニウム 約５．０〜７．０ チタン 約０．１〜１．２ コロンビウム 約０〜０．５ モリブデン 約０．２５〜２．０ ハフニウム 約０〜０．１５ ニッケル＋偶発的不純物 残り
る超合金は、重量％で以下の元素から成る： レニウム 約５．０〜７．０ クロム 約１．８〜４．０ コバルト 約１．５〜９．０ タンタル 約７．０〜１０．０ タングステン 約３．５〜７．５ アルミニウム 約５．０〜７．０ チタン 約０．１〜１．２ コロンビウム 約０〜０．５ モリブデン 約０．２５〜２．０ ハフニウム 約０〜０．１５ ニッケル＋偶発的不純物 残り
【００１３】この超合金組成は、約２．１０より小さい
相安定数ＮＶ３Ｂをも有する。更に、この発明は、望ま
しい特性の独特の組み合わせを生じさせる、きわどく均
衡した合金化学特性を有する。これらの特性は、従来技
術の単結晶超合金に比べて改善されたクリープ−破断強
度、単結晶部品鋳造性、鋳造部品溶解性、再結晶に対す
る単結晶部品抵抗性、疲れ強さ衝撃強さ、裸高温腐食抵
抗性、裸酸化抵抗性、及び、大ストレス、高温条件下で
のＴＣＰ相形成に対する抵抗性を含む微細構造安定性を
含む。
相安定数ＮＶ３Ｂをも有する。更に、この発明は、望ま
しい特性の独特の組み合わせを生じさせる、きわどく均
衡した合金化学特性を有する。これらの特性は、従来技
術の単結晶超合金に比べて改善されたクリープ−破断強
度、単結晶部品鋳造性、鋳造部品溶解性、再結晶に対す
る単結晶部品抵抗性、疲れ強さ衝撃強さ、裸高温腐食抵
抗性、裸酸化抵抗性、及び、大ストレス、高温条件下で
のＴＣＰ相形成に対する抵抗性を含む微細構造安定性を
含む。
【００１４】当該技術分野で知られている従来技術のニ
ッケルを基本とする超合金とは異なって、本発明の超合
金はのクロム、コバルト及びレニウムの含有量は少な
い。クロムは約１．８〜４．０重量％である。クロム含
有量は約１．８〜３．０重量％であるのが有利である。
このクロム含有量は、従来技術のニッケルを基本とする
単結晶超合金に典型的に見出される含有量よりは著しく
少ない。本超合金では、クロムは高温腐食抵抗性を与え
るが、それは該合金の酸化能力をも助ける。チタン及び
レニウムは高温腐食特性達成に向けても役立ち、アルミ
ニウムは充分な酸化抵抗性を与えるのに充分なレベルで
存在するので、この合金では割合に少量のクロムを添加
することも許容される。合金のガンマ一次ソルバスを低
下させるだけでなく、クロムはＣｒ，Ｒｅ，Ｗに富むＴ
ＣＰ相の形成に寄与し、従ってこれらの組成で釣合いが
保たれなければならない。
ッケルを基本とする超合金とは異なって、本発明の超合
金はのクロム、コバルト及びレニウムの含有量は少な
い。クロムは約１．８〜４．０重量％である。クロム含
有量は約１．８〜３．０重量％であるのが有利である。
このクロム含有量は、従来技術のニッケルを基本とする
単結晶超合金に典型的に見出される含有量よりは著しく
少ない。本超合金では、クロムは高温腐食抵抗性を与え
るが、それは該合金の酸化能力をも助ける。チタン及び
レニウムは高温腐食特性達成に向けても役立ち、アルミ
ニウムは充分な酸化抵抗性を与えるのに充分なレベルで
存在するので、この合金では割合に少量のクロムを添加
することも許容される。合金のガンマ一次ソルバスを低
下させるだけでなく、クロムはＣｒ，Ｒｅ，Ｗに富むＴ
ＣＰ相の形成に寄与し、従ってこれらの組成で釣合いが
保たれなければならない。
【００１５】コバルト含有量は約１．５〜９．０重量％
である。コバルト含有量は、約２．０〜５．０重量％で
るのが有利である。このコバルト含有量は、従来技術の
ニッケルを基本とする単結晶超合金に典型的に見出され
る含有量よりは少ない。本合金では、コバルトは、一般
的にその溶融開始温度に影響を与えずに本合金のガンマ
一次ソルバスを低下させる効果を有するので、適切な熱
処理窓を与えるのに役立つ。固体溶解性及び相安定性を
高める目的で、レニウム含有合金は一般に本発明より遥
かに多いコバルト含有量をもって設計される。しかし、
本発明の超合金は、ＴＣＰ相形成の制御を含む、最適の
相安定性を与えることに向けて、遥かに少ないコバルト
含有量が可能であり且つ望ましいことを思いがけなく示
している。
である。コバルト含有量は、約２．０〜５．０重量％で
るのが有利である。このコバルト含有量は、従来技術の
ニッケルを基本とする単結晶超合金に典型的に見出され
る含有量よりは少ない。本合金では、コバルトは、一般
的にその溶融開始温度に影響を与えずに本合金のガンマ
一次ソルバスを低下させる効果を有するので、適切な熱
処理窓を与えるのに役立つ。固体溶解性及び相安定性を
高める目的で、レニウム含有合金は一般に本発明より遥
かに多いコバルト含有量をもって設計される。しかし、
本発明の超合金は、ＴＣＰ相形成の制御を含む、最適の
相安定性を与えることに向けて、遥かに少ないコバルト
含有量が可能であり且つ望ましいことを思いがけなく示
している。
【００１６】レニウム含有量は約５．０〜７．０重量％
であり、そして、レニウムは５．５〜６．５重量％の量
で存在しているのが有利である。本発明の超合金におけ
るレニウムの量は、従来技術のニッケルを基本とする単
結晶超合金のテニウム含有量よりは著しく多い。更に、
この発明の超合金は、一般に、例えばＷ＋Ｒｅ＋Ｍｏ＋
Ｔａなどの耐火性元素含有量のレベルを高めて設計され
る。タングステン含有量は約３．５〜７．５重量％であ
り、そして、タングステンの量は約３．５〜６．５重量
％であるのが有利である。タングステンは、効果のある
固溶体強化材であり、またガンマ一次を強化するのに寄
与するので、添加される。また、タングステンは合金の
溶融開始温度を高めるのに効果がある。これらの超合金
に加えられるタングステンの量は、添加されるレニウム
の量と釣り合わされるが、その理由は、この両方が単結
晶焼き流し精密鋳造プロセス中の『斑点』欠陥の形成に
寄与するからである。また、これらは、共に、ＴＣＰ相
形成の傾向を強くもたらす。
であり、そして、レニウムは５．５〜６．５重量％の量
で存在しているのが有利である。本発明の超合金におけ
るレニウムの量は、従来技術のニッケルを基本とする単
結晶超合金のテニウム含有量よりは著しく多い。更に、
この発明の超合金は、一般に、例えばＷ＋Ｒｅ＋Ｍｏ＋
Ｔａなどの耐火性元素含有量のレベルを高めて設計され
る。タングステン含有量は約３．５〜７．５重量％であ
り、そして、タングステンの量は約３．５〜６．５重量
％であるのが有利である。タングステンは、効果のある
固溶体強化材であり、またガンマ一次を強化するのに寄
与するので、添加される。また、タングステンは合金の
溶融開始温度を高めるのに効果がある。これらの超合金
に加えられるタングステンの量は、添加されるレニウム
の量と釣り合わされるが、その理由は、この両方が単結
晶焼き流し精密鋳造プロセス中の『斑点』欠陥の形成に
寄与するからである。また、これらは、共に、ＴＣＰ相
形成の傾向を強くもたらす。
【００１７】タングステンと類似して、レニウムは合金
の溶融開始温度を高めるのに効果がある。しかし、レニ
ウムは、高温クリープ−破断に関してはタングステン、
モリブデン及びタンタルよりは効果のある強化材である
ので、レニウムが適宜添加される。また、レニウムは、
この合金の高温腐食抵抗性に決定的な影響を有する。そ
の上、レニウムは主としてガンマ・マトリックスに分割
し、また高温大ストレス条件時にガンマ一次粒子成長を
遅らせるのに効果がある。鋳造性に関する理由からレニ
ウムをタングスてんと釣り合わせる必要があるほかに、
Ｗ＋Ｒｅは、ＴＣＰ相形成を最小にすること矛盾しない
レベルに設定されなければならない。概して、このよう
な材料において生じるＴＣＰ相はクロム、タングステ
ン、及びレニウム含有量に富んでおり、レニウムが最大
の割合で存在する。よって、ＴＣＰ相形成の傾向を制御
するために、この合金ではＲｅ／Ｗ比を慎重に制御する
必要がある。
の溶融開始温度を高めるのに効果がある。しかし、レニ
ウムは、高温クリープ−破断に関してはタングステン、
モリブデン及びタンタルよりは効果のある強化材である
ので、レニウムが適宜添加される。また、レニウムは、
この合金の高温腐食抵抗性に決定的な影響を有する。そ
の上、レニウムは主としてガンマ・マトリックスに分割
し、また高温大ストレス条件時にガンマ一次粒子成長を
遅らせるのに効果がある。鋳造性に関する理由からレニ
ウムをタングスてんと釣り合わせる必要があるほかに、
Ｗ＋Ｒｅは、ＴＣＰ相形成を最小にすること矛盾しない
レベルに設定されなければならない。概して、このよう
な材料において生じるＴＣＰ相はクロム、タングステ
ン、及びレニウム含有量に富んでおり、レニウムが最大
の割合で存在する。よって、ＴＣＰ相形成の傾向を制御
するために、この合金ではＲｅ／Ｗ比を慎重に制御する
必要がある。
【００１８】モリブデン含有量は約０．２５〜２．０重
量％である。モリブデンは、０．２５〜１．５重量％の
量で存在するのが有利である。モリブデンは良好な固溶
体強化材であるけれども、タングステン、レニウム及び
タンタルほどに効果的ではない。しかし、該合金の密度
は常に設計上の考慮事項であり、モリブデン原子は他の
固溶体強化材よりは軽いので、モリブデンの添加は、こ
の発明の組成における全体としての合金密度の制御を補
助する手段である。
量％である。モリブデンは、０．２５〜１．５重量％の
量で存在するのが有利である。モリブデンは良好な固溶
体強化材であるけれども、タングステン、レニウム及び
タンタルほどに効果的ではない。しかし、該合金の密度
は常に設計上の考慮事項であり、モリブデン原子は他の
固溶体強化材よりは軽いので、モリブデンの添加は、こ
の発明の組成における全体としての合金密度の制御を補
助する手段である。
【００１９】タンタル含有量は約７．０〜１０．０重量
％であり、そして約８．０〜１０．０重量％であるのが
有利である。タンタルは、固溶体強化材及びガンマ一次
粒子強度の向上（タンタルもガンマ一次相に分割する）
を通じて、この合金の強度に著しく寄与するものであ
る。この合金では、タンタルは、ＴＣＰ相形成に寄与し
ないので、割合に大きな濃度で利用され得る。また、タ
ンタルは、単結晶鋳造プロセス時に『斑点』欠陥形成を
阻止するのに役立つので、この組成において魅力のある
単結晶合金添加物である。タンタルは、この合金のガン
マ一次ソルバスを高めるのに役立つとともに、良好な合
金酸化及び高温腐食抵抗性をアルミニド（ａｌｕｍｉｎ
ｉｄｅ）コーティング耐久性とともに高めるのに役立つ
ことからも、この組成において有益である。
％であり、そして約８．０〜１０．０重量％であるのが
有利である。タンタルは、固溶体強化材及びガンマ一次
粒子強度の向上（タンタルもガンマ一次相に分割する）
を通じて、この合金の強度に著しく寄与するものであ
る。この合金では、タンタルは、ＴＣＰ相形成に寄与し
ないので、割合に大きな濃度で利用され得る。また、タ
ンタルは、単結晶鋳造プロセス時に『斑点』欠陥形成を
阻止するのに役立つので、この組成において魅力のある
単結晶合金添加物である。タンタルは、この合金のガン
マ一次ソルバスを高めるのに役立つとともに、良好な合
金酸化及び高温腐食抵抗性をアルミニド（ａｌｕｍｉｎ
ｉｄｅ）コーティング耐久性とともに高めるのに役立つ
ことからも、この組成において有益である。
【００２０】アルミニウム含有量は約５．０〜７．０重
量％である。更に、この組成において存在するアルミニ
ウムの量は５．３〜６．５重量であるのが有利である。
アルミニウム及びタンタルは、ガンマ一次相を構成する
主要な元素である。これらの元素は、この組成におい
て、充分な合金鋳造性、溶液熱処理性、相安定性及び大
機械強度を達成することと矛盾しない割合及び比で添加
される。アルミニウムは、酸化抵抗性を与えるのに充分
な割合でこの合金に添加される。
量％である。更に、この組成において存在するアルミニ
ウムの量は５．３〜６．５重量であるのが有利である。
アルミニウム及びタンタルは、ガンマ一次相を構成する
主要な元素である。これらの元素は、この組成におい
て、充分な合金鋳造性、溶液熱処理性、相安定性及び大
機械強度を達成することと矛盾しない割合及び比で添加
される。アルミニウムは、酸化抵抗性を与えるのに充分
な割合でこの合金に添加される。
【００２１】チタン含有量は約０．１〜１．２重量％で
ある。この組成においてチタンは０．２〜０．８重量％
の量で存在するのが有利である。チタンは、一般該合金
の高温腐食抵抗性に対して有益であるが、酸化抵抗性、
合金鋳造性及び溶液熱処理に対する合金応答に対して否
定的効果を有する。従って、チタン含有量は、この組成
の前述の範囲内に維持されなければならない。
ある。この組成においてチタンは０．２〜０．８重量％
の量で存在するのが有利である。チタンは、一般該合金
の高温腐食抵抗性に対して有益であるが、酸化抵抗性、
合金鋳造性及び溶液熱処理に対する合金応答に対して否
定的効果を有する。従って、チタン含有量は、この組成
の前述の範囲内に維持されなければならない。
【００２２】コロンビウム含有量は約０〜０．５重量％
であり、そして０〜０．３重量％であるのが有利であ
る。コロンビウムはガンマ一次形成元素であり、この発
明のニッケルを基本とする超合金において効果的な強化
材である。しかし、一般に、コロンビウムは合金酸化及
び高温腐食特性に対しては有害であるので、この発明の
組成へのコロンビウムの添加はなるべく少なくされる。
更に、コロンビウムは、ゲッターを用いて炭素を取り除
く目的のために、この発明の組成に加えられており、こ
れは最適化されていない真空溶液熱処理手順の際に部品
表面に化学吸着され得るものである。如何なる炭素ピッ
クアップも、炭化チタンや炭化タンタルの代わりに炭化
コロンビウムを形成する傾向があり、これにより、この
合金におけるガンマ一次及び／又は固溶体強化のために
チタン及び／又はタンタルの最大の割合を保つ。
であり、そして０〜０．３重量％であるのが有利であ
る。コロンビウムはガンマ一次形成元素であり、この発
明のニッケルを基本とする超合金において効果的な強化
材である。しかし、一般に、コロンビウムは合金酸化及
び高温腐食特性に対しては有害であるので、この発明の
組成へのコロンビウムの添加はなるべく少なくされる。
更に、コロンビウムは、ゲッターを用いて炭素を取り除
く目的のために、この発明の組成に加えられており、こ
れは最適化されていない真空溶液熱処理手順の際に部品
表面に化学吸着され得るものである。如何なる炭素ピッ
クアップも、炭化チタンや炭化タンタルの代わりに炭化
コロンビウムを形成する傾向があり、これにより、この
合金におけるガンマ一次及び／又は固溶体強化のために
チタン及び／又はタンタルの最大の割合を保つ。
【００２３】ハフニウム含有量は約０〜０．１５重量％
であり、そして０．０２〜０．０５重量％の量で存在す
るのが有利である。ハフニウムは、コーティング付着を
助けるために本組成に少量加えられる。ハフニウムは一
般にガンマ一次相に分割する。
であり、そして０．０２〜０．０５重量％の量で存在す
るのが有利である。ハフニウムは、コーティング付着を
助けるために本組成に少量加えられる。ハフニウムは一
般にガンマ一次相に分割する。
【００２４】この発明の超合金組成の残りの部分は、ニ
ッケルと少量の偶発的不純物から成る。一般に、この偶
発的不純物は産業的製造プロセスから入り込むものであ
り、これらが超合金の有利な特性に影響を与えないよう
に該組成における不純物の量はなるべく少なく保たれる
べきである。例えば、それらの偶発的不純物は、約０．
０４重量％に及ぶマンガン、約０．０５重量％に及ぶシ
リコン、約０．０１重量％に及ぶジルコニウム、約０．
００１重量％に及ぶ硫黄、及び約０．０１重量％に及ぶ
バナジウムを含むことがある。これらの不純物の量が前
述の量を上回ると、合金の特性に有害な影響が現れる可
能性がある。
ッケルと少量の偶発的不純物から成る。一般に、この偶
発的不純物は産業的製造プロセスから入り込むものであ
り、これらが超合金の有利な特性に影響を与えないよう
に該組成における不純物の量はなるべく少なく保たれる
べきである。例えば、それらの偶発的不純物は、約０．
０４重量％に及ぶマンガン、約０．０５重量％に及ぶシ
リコン、約０．０１重量％に及ぶジルコニウム、約０．
００１重量％に及ぶ硫黄、及び約０．０１重量％に及ぶ
バナジウムを含むことがある。これらの不純物の量が前
述の量を上回ると、合金の特性に有害な影響が現れる可
能性がある。
【００２５】また、本合金は、随意的に、約０〜０．０
４重量％の炭素、約０〜０．０１重量％の硼素、約０〜
０．０１重量％のイットニウム、約０〜０．０１重量％
のセリウム、及び約０〜０．０１重量％のランタンを含
有することが出来る。この発明の超合金は、上記範囲内
の組成を有するだけではなくて、約２．１０より小さな
相安定数ＮＶ３Ｂをも有する。相安定数ＮＶ３Ｂは１．
８５より小さいのが有利であり、そして相安定数ＮＶ３
Ｂはニッケルを基本とする合金電子空乏ＴＣＰ相制御係
数計算のＰＷＡ Ｎ−３５方法により定義される。この
計算は次のとおりである。
４重量％の炭素、約０〜０．０１重量％の硼素、約０〜
０．０１重量％のイットニウム、約０〜０．０１重量％
のセリウム、及び約０〜０．０１重量％のランタンを含
有することが出来る。この発明の超合金は、上記範囲内
の組成を有するだけではなくて、約２．１０より小さな
相安定数ＮＶ３Ｂをも有する。相安定数ＮＶ３Ｂは１．
８５より小さいのが有利であり、そして相安定数ＮＶ３
Ｂはニッケルを基本とする合金電子空乏ＴＣＰ相制御係
数計算のＰＷＡ Ｎ−３５方法により定義される。この
計算は次のとおりである。
【００２６】方程式 １ 方程式 ２ 連続マトリックス相に存在する各元素の量についての計
算： 元素 残りの原子量Ｒｉｉ Ｃｒ Ｒｃｒ＝０．９７Ｐｃｒ−０．３７５ＰＢ−１．７５Ｐｃ Ｎｉ ＲＮｉ＝ＰＮｉ＋０．５２５ＰＢ−３（ＰＡＬ＋０．０３Ｐｃｒ＋ＰＴ ｉ−０．５Ｐｃ＋０．５Ｐｖ＋ＰＴａ＋Ｐｃｂ＋ＰＨｆ）Ｔｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｒｉ ＝０ Ｃ、Ｔａ、Ｃｂ、Ｈｆ Ｖ Ｒｖ＝０．５Ｐｖ ＊注： 上記の計算のために重量％Ｒｅが重量％Ｗに加
えられる。方程式 ３ 上記方程式１及び２からの原子構造因子を用いるＮＶ３
Ｂの計算： ここで、ｉ＝順に各々の元素。 Ｎｊｉ＝マトリックスにおける各元素の原子構造因子。 （Ｎｖ）ｉ＝それぞれの元素の電子空乏数。
算： 元素 残りの原子量Ｒｉｉ Ｃｒ Ｒｃｒ＝０．９７Ｐｃｒ−０．３７５ＰＢ−１．７５Ｐｃ Ｎｉ ＲＮｉ＝ＰＮｉ＋０．５２５ＰＢ−３（ＰＡＬ＋０．０３Ｐｃｒ＋ＰＴ ｉ−０．５Ｐｃ＋０．５Ｐｖ＋ＰＴａ＋Ｐｃｂ＋ＰＨｆ）Ｔｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｒｉ ＝０ Ｃ、Ｔａ、Ｃｂ、Ｈｆ Ｖ Ｒｖ＝０．５Ｐｖ ＊注： 上記の計算のために重量％Ｒｅが重量％Ｗに加
えられる。方程式 ３ 上記方程式１及び２からの原子構造因子を用いるＮＶ３
Ｂの計算： ここで、ｉ＝順に各々の元素。 Ｎｊｉ＝マトリックスにおける各元素の原子構造因子。 （Ｎｖ）ｉ＝それぞれの元素の電子空乏数。
【００２７】この計算は、超合金における構造安定性に
関する国際シンポジウム（１９６８）の第１巻において
刊行された、Ｈ．Ｊ．マーフィー、Ｃ．Ｔ．シムズ及び
Ａ．Ｍ．ベルトランによる、『ＰＨＡＣＯＭＰ再訪』
（ＰＨＡＣＯＭＰ Ｒｅｖｉｓｉｔｅｄ）という題名の
技術論文に詳細に例示されているが、その内容を参照に
より本書に取り入れるものとする。当業者には理解され
るであろうが、この発明の超合金についての相安定数は
決定的重要であり、安定した微細構造と高温、大ストレ
ス条件下での所望の特性とのための能力を与えるために
前記の最大値よりは小さくなければならない。当該技術
に精通した実務家は、本書の主題を会得すれば、相安定
数を経験的に決定することが出来る。
関する国際シンポジウム（１９６８）の第１巻において
刊行された、Ｈ．Ｊ．マーフィー、Ｃ．Ｔ．シムズ及び
Ａ．Ｍ．ベルトランによる、『ＰＨＡＣＯＭＰ再訪』
（ＰＨＡＣＯＭＰ Ｒｅｖｉｓｉｔｅｄ）という題名の
技術論文に詳細に例示されているが、その内容を参照に
より本書に取り入れるものとする。当業者には理解され
るであろうが、この発明の超合金についての相安定数は
決定的重要であり、安定した微細構造と高温、大ストレ
ス条件下での所望の特性とのための能力を与えるために
前記の最大値よりは小さくなければならない。当該技術
に精通した実務家は、本書の主題を会得すれば、相安定
数を経験的に決定することが出来る。
【００２８】この発明の超合金は、タービンエンジンの
部品などの単結晶部品を適宜作るために使用し得るもの
である。この超合金は、大ストレス、高温という条件下
で（特に約１９７５゜Ｆに及ぶ高温条件）クリープに対
する抵抗性が優れていることを特徴とする、大ストレ
ス、高温条件下で使用されるべき単結晶鋳物を作るのに
利用されるのが好ましい。この超合金は、単結晶を取り
入れた大強度鋳物を必要とする如何なる目的にも使用さ
れ得るけれども、その特別の用途はガスタービン・エン
ジン用の単結晶ブレード及びベーンの鋳造にある。この
合金は、溶液熱処理時における部品再結晶に対して異常
な抵抗性をもっており、これは、高度技術の多部材鋳造
接合単結晶翼を製造するときに必要な重要な合金特性で
あると考えられる。また、この超合金は、入り組んだ冷
却通路のある在来のプロセス鋳造の適度の大きさのター
ビン翼を製造するのに必要と考えられる合金鋳造性特性
を提供する。
部品などの単結晶部品を適宜作るために使用し得るもの
である。この超合金は、大ストレス、高温という条件下
で（特に約１９７５゜Ｆに及ぶ高温条件）クリープに対
する抵抗性が優れていることを特徴とする、大ストレ
ス、高温条件下で使用されるべき単結晶鋳物を作るのに
利用されるのが好ましい。この超合金は、単結晶を取り
入れた大強度鋳物を必要とする如何なる目的にも使用さ
れ得るけれども、その特別の用途はガスタービン・エン
ジン用の単結晶ブレード及びベーンの鋳造にある。この
合金は、溶液熱処理時における部品再結晶に対して異常
な抵抗性をもっており、これは、高度技術の多部材鋳造
接合単結晶翼を製造するときに必要な重要な合金特性で
あると考えられる。また、この超合金は、入り組んだ冷
却通路のある在来のプロセス鋳造の適度の大きさのター
ビン翼を製造するのに必要と考えられる合金鋳造性特性
を提供する。
【００２９】この超合金の主な用途は航空機のタービン
エンジンにあるけれども、この合金の特殊な高性能特性
を必要とする不変のエンジンアプリケーションがある。
特に、クリアランスが非常に限られていて、そのために
許容可能クリープの量が著しく限られることになる動作
特性を必要とするタービンエンジンの場合に、このこと
が言える。高動作特性を発揮するように設計されたエン
ジンは、通常は、高い部品温度で作動させられ、従っ
て、クリープの問題が重要である。一般に、１％を越え
るクリープは、これらの場合には許容出来ないと考えら
れる。既知の現行技術水準の合金のクリープ特性は、限
られた動作温度を有し、従って、最大動作能力を有す
る。この発明の超合金は、大ストレス、そして特に１９
７５゜に及ぶ高温の条件下で、クリープに対する高い抵
抗性を有する。
エンジンにあるけれども、この合金の特殊な高性能特性
を必要とする不変のエンジンアプリケーションがある。
特に、クリアランスが非常に限られていて、そのために
許容可能クリープの量が著しく限られることになる動作
特性を必要とするタービンエンジンの場合に、このこと
が言える。高動作特性を発揮するように設計されたエン
ジンは、通常は、高い部品温度で作動させられ、従っ
て、クリープの問題が重要である。一般に、１％を越え
るクリープは、これらの場合には許容出来ないと考えら
れる。既知の現行技術水準の合金のクリープ特性は、限
られた動作温度を有し、従って、最大動作能力を有す
る。この発明の超合金は、大ストレス、そして特に１９
７５゜に及ぶ高温の条件下で、クリープに対する高い抵
抗性を有する。
【００３０】この発明の組成から作られる単結晶部品
は、当該技術分野で知られている単結晶鋳造技術のいず
れによっても製造可能である。例えば、種結晶プロセス
及びチョーク・プロセスなどの単結晶指向性固体化プロ
セスを利用出来る。本発明の超合金から作られる単結晶
鋳物は、これらの合金のクリープ−破断特性を最適化す
るために高温エージング熱処理を施されるのが利用であ
る。この発明の単結晶鋳物は、約１９５０゜Ｆ〜約２１
２５゜Ｆの温度で約１時間〜約２０時間にわたってエー
ジングされることが出来る。しかし、当業者には理解さ
れるであろうが、最適のエージング温度及びエージング
時間は該超合金の正確な組成に依存する。
は、当該技術分野で知られている単結晶鋳造技術のいず
れによっても製造可能である。例えば、種結晶プロセス
及びチョーク・プロセスなどの単結晶指向性固体化プロ
セスを利用出来る。本発明の超合金から作られる単結晶
鋳物は、これらの合金のクリープ−破断特性を最適化す
るために高温エージング熱処理を施されるのが利用であ
る。この発明の単結晶鋳物は、約１９５０゜Ｆ〜約２１
２５゜Ｆの温度で約１時間〜約２０時間にわたってエー
ジングされることが出来る。しかし、当業者には理解さ
れるであろうが、最適のエージング温度及びエージング
時間は該超合金の正確な組成に依存する。
【００３１】この発明は、所望の特性の独特の組み合わ
せを有する超合金組成を提供する。これらの特性は、特
に適度の大きさのブレード及びベーン部品についての優
れた単結晶部品鋳造性、優れた鋳造部品溶解性、単結晶
鋳造部品再結晶に対する優れた抵抗性、約１９７５゜Ｆ
までの極めて大きなクリープ−破断強度、極めて良好な
低サイクル疲れ強さ、極めて良好な高サイクル疲れ強
さ、大衝撃強さ、非常に良好な裸高温腐食抵抗性、非常
に良好な裸酸化抵抗性、及び、望ましくないＴＣＰ相の
形成に対する抵抗性などの微細構造安定性を含む。上記
したように、この超合金は、特性の独特の組み合わせを
維持しなければならないのであれば、いずれの元素にお
いても小さな変動しか許容できない精密な組成を有す
る。
せを有する超合金組成を提供する。これらの特性は、特
に適度の大きさのブレード及びベーン部品についての優
れた単結晶部品鋳造性、優れた鋳造部品溶解性、単結晶
鋳造部品再結晶に対する優れた抵抗性、約１９７５゜Ｆ
までの極めて大きなクリープ−破断強度、極めて良好な
低サイクル疲れ強さ、極めて良好な高サイクル疲れ強
さ、大衝撃強さ、非常に良好な裸高温腐食抵抗性、非常
に良好な裸酸化抵抗性、及び、望ましくないＴＣＰ相の
形成に対する抵抗性などの微細構造安定性を含む。上記
したように、この超合金は、特性の独特の組み合わせを
維持しなければならないのであれば、いずれの元素にお
いても小さな変動しか許容できない精密な組成を有す
る。
【００３２】この発明をより明確に説明し、本発明の範
囲に属さない代表的超合金との比較を行うために、以下
に例を掲げる。以下の例は、本発明と、本発明の、他の
超合金及び部品に対する関係との実例としてここに含ま
れているのであって、本発明の範囲を限定するものと解
されるべきではない。
囲に属さない代表的超合金との比較を行うために、以下
に例を掲げる。以下の例は、本発明と、本発明の、他の
超合金及び部品に対する関係との実例としてここに含ま
れているのであって、本発明の範囲を限定するものと解
されるべきではない。
【００３３】例 本発明の超合金についての組成変動範囲を研究するため
に多数の超合金試験材料が調製された。試験され、以下
に報告されている合金組成のうちの幾つかは本発明の特
許請求に係わる範囲に属さないけれども、本発明の理解
を容易にする比較の目的のために、本書に包含されてい
る。試験されたこれらの材料の代表的合金目標化学特性
が以下の表１に報告されている。
に多数の超合金試験材料が調製された。試験され、以下
に報告されている合金組成のうちの幾つかは本発明の特
許請求に係わる範囲に属さないけれども、本発明の理解
を容易にする比較の目的のために、本書に包含されてい
る。試験されたこれらの材料の代表的合金目標化学特性
が以下の表１に報告されている。
【００３４】
【００３５】本発明の超合金について乗物用組成変動を
研究する第３世代他合金開発は、一系列の実験的組成の
定義及び評価をもって始まった。最初の開発努力の主目
的は、強度を高める基本思想の定義に従って有用な工学
的特定の組み合わせを与える元素釣合いをもってクリー
プ−破断強度を高めることであった。
研究する第３世代他合金開発は、一系列の実験的組成の
定義及び評価をもって始まった。最初の開発努力の主目
的は、強度を高める基本思想の定義に従って有用な工学
的特定の組み合わせを与える元素釣合いをもってクリー
プ−破断強度を高めることであった。
【００３６】最初の材料は、類似の従来技術の組成に存
在するよりも高いレベルの耐火性元素及びガンマ一次形
成元素の効用を調査した。表１に示されている様に、合
金の安定性を改善するために合金クロム含有量が減らさ
れた。コバルト含有量は、最初は固体溶解性を高めるた
めに必要と考えられていたが、著しく減らすことが出来
た。耐火性元素含有量（Ｗ＋Ｒｅ＋Ｍｏ＋Ｔａ）が変え
られるとともに、主要なガンマ一次分割元素（Ａｌ＋Ｔ
ｉ＋Ｔａ＋Ｃｂ）の合計も変えられた。該合金のＲｅ含
有量は最初は伝統てきレベルで調査されたが、Ｒｅレベ
ルを増やさなければならないことが分かった。それぞれ
の合金相安定予測を補助するために最初の合金設計段階
で標準的ＮＶ３Ｂ計算が行われたが、この数は合金組成
毎に異なっていた。
在するよりも高いレベルの耐火性元素及びガンマ一次形
成元素の効用を調査した。表１に示されている様に、合
金の安定性を改善するために合金クロム含有量が減らさ
れた。コバルト含有量は、最初は固体溶解性を高めるた
めに必要と考えられていたが、著しく減らすことが出来
た。耐火性元素含有量（Ｗ＋Ｒｅ＋Ｍｏ＋Ｔａ）が変え
られるとともに、主要なガンマ一次分割元素（Ａｌ＋Ｔ
ｉ＋Ｔａ＋Ｃｂ）の合計も変えられた。該合金のＲｅ含
有量は最初は伝統てきレベルで調査されたが、Ｒｅレベ
ルを増やさなければならないことが分かった。それぞれ
の合金相安定予測を補助するために最初の合金設計段階
で標準的ＮＶ３Ｂ計算が行われたが、この数は合金組成
毎に異なっていた。
【００３７】幾つかの合金は、製造タイプ手順を使って
製造された。これらの合金はキャノン・ムスケゴン・コ
ーポレーションのＶ−１型炉で真空誘導溶解され、合金
毎に約２００〜３００ポンドの棒状製品を生じた（下の
表２を見よ）。表２に記載されているように、各組成の
量が真空焼き流し精密鋳造により試験棒及び試験ブレー
ドに作られた。実験室において３インチ及び６インチの
直径のチューブ炉で溶液熱処理手順が展開された。ガン
マ一次エージング処理も実験室で行われた。
製造された。これらの合金はキャノン・ムスケゴン・コ
ーポレーションのＶ−１型炉で真空誘導溶解され、合金
毎に約２００〜３００ポンドの棒状製品を生じた（下の
表２を見よ）。表２に記載されているように、各組成の
量が真空焼き流し精密鋳造により試験棒及び試験ブレー
ドに作られた。実験室において３インチ及び６インチの
直径のチューブ炉で溶液熱処理手順が展開された。ガン
マ一次エージング処理も実験室で行われた。
【００３８】 上の表２に報告されている他の全ての試料は、所望の組
成を得るのに必要な未使用元素添加物を基本合金棒に混
和することにより製造された。この混和は、試験棒及び
ブレードの製造時に行われた。基本合金棒と未使用添加
物とは鋳造炉溶融坩堝に入れられ、熔解され、浴は、適
当なシェルモードに注がれる前に均質化された。合金目
標化学特性及び試験棒／ブレード化学特性との間に良好
な相関が日常的に達成されたと考えられる（下の表３を
見よ）。
成を得るのに必要な未使用元素添加物を基本合金棒に混
和することにより製造された。この混和は、試験棒及び
ブレードの製造時に行われた。基本合金棒と未使用添加
物とは鋳造炉溶融坩堝に入れられ、熔解され、浴は、適
当なシェルモードに注がれる前に均質化された。合金目
標化学特性及び試験棒／ブレード化学特性との間に良好
な相関が日常的に達成されたと考えられる（下の表３を
見よ）。
【００３９】 ＣＭＳＸ−１０Ｄ試験（表１を見よ）については、高品
質未使用元素添加物が真空熔解され、精練された材料が
直径２インチの棒に注ぎ込まれた。得られた棒の一部が
使用された、焼き流し精密鋳造により他試験捧／ブレー
ド試料が製造された。いろいろなレベルの試験棒斑点形
成。２次樹枝状結晶アーム間隔及び特性達成が明白であ
ったので、試料製造時に焼き流し精密鋳造プロセスの完
全性に相当の変動が生じたかもしれないことが明らかで
あった。溶液処理に対する誘導合金応答（下の表４に記
載されている）は変化し、合金組成と試験試料の品質と
の両方の関数であった。
質未使用元素添加物が真空熔解され、精練された材料が
直径２インチの棒に注ぎ込まれた。得られた棒の一部が
使用された、焼き流し精密鋳造により他試験捧／ブレー
ド試料が製造された。いろいろなレベルの試験棒斑点形
成。２次樹枝状結晶アーム間隔及び特性達成が明白であ
ったので、試料製造時に焼き流し精密鋳造プロセスの完
全性に相当の変動が生じたかもしれないことが明らかで
あった。溶液処理に対する誘導合金応答（下の表４に記
載されている）は変化し、合金組成と試験試料の品質と
の両方の関数であった。
【００４０】いろいろな合金について展開された熱処理
が下の表４において報告されている。完全なガンマ一次
溶解が各材料について望。まれたけれども、この目的は
普遍的には達成されなかった。より望ましいガンマ一次
粒子サイズ及び分布を達成するために主要ガンマ一次エ
ージングが行われた。これらの試料について主要ガンマ
一次粒子の間のマトリックス・チャンネル内に位置する
超微細ガンマ一次沈殿物と共に在来のマトリックス・ガ
ンマ一次沈殿物の沈殿を行わせるために副次的ガンマ一
次エージングが行われた。
が下の表４において報告されている。完全なガンマ一次
溶解が各材料について望。まれたけれども、この目的は
普遍的には達成されなかった。より望ましいガンマ一次
粒子サイズ及び分布を達成するために主要ガンマ一次エ
ージングが行われた。これらの試料について主要ガンマ
一次粒子の間のマトリックス・チャンネル内に位置する
超微細ガンマ一次沈殿物と共に在来のマトリックス・ガ
ンマ一次沈殿物の沈殿を行わせるために副次的ガンマ一
次エージングが行われた。
【００４１】 安全に熱処理された試験棒に対しクリープ−破断試験が
行われた。試料は、ＡＳＴＭ標準比例試料寸法に切削さ
れ低ストレス研磨された。試料は、標準ＡＳＴＭ手順に
従って、温度及びストレスのいろいろな条件でクリープ
−破断試験された。ＣＭＳＸ−１０Ａ合金設計の著しい
要素は、より高いＲｅ含有量へのシフトであった。同時
に、所望の合金特性及び性質を与えるためにＷ、Ｃｒ、
Ｔａ及びその他のガンマ一次強化材が均衡させられた。
合金の、より高いＲｅレベルは、ＣＭＳＸ−１０Ａ−試
料について下の表５に報告されている結果により示され
ている様に、全試験体制を通じてクリープ−破断強度の
著しい改善を生じさせた。
行われた。試料は、ＡＳＴＭ標準比例試料寸法に切削さ
れ低ストレス研磨された。試料は、標準ＡＳＴＭ手順に
従って、温度及びストレスのいろいろな条件でクリープ
−破断試験された。ＣＭＳＸ−１０Ａ合金設計の著しい
要素は、より高いＲｅ含有量へのシフトであった。同時
に、所望の合金特性及び性質を与えるためにＷ、Ｃｒ、
Ｔａ及びその他のガンマ一次強化材が均衡させられた。
合金の、より高いＲｅレベルは、ＣＭＳＸ−１０Ａ−試
料について下の表５に報告されている結果により示され
ている様に、全試験体制を通じてクリープ−破断強度の
著しい改善を生じさせた。
【００４２】 この合金の壊れた破断試料の微細構造の検討により、特
に１９００゜Ｆ以上におけるそれぞれのクリープ−破断
試験の際にＴＣＰ相沈殿が生じたことが明らかとなっ
た、本発明にとって、合金安定性と、実際上、高温クリ
ープ強度とを予測するうえでＮＶ３Ｂ相安定数が効果の
ある道具となるであろうことが明らかとなった。ここで
ＣＭＳＸ−１０Ａ試料のＮＶ３Ｂ数は２．０８で、ＣＭ
ＳＸ−１０Ｂは２．０２レベルに設計された。これは合
金Ｃｒ含有量の更なる減少とＣｏ及びＷ＋Ｒｅレベルへ
の類似の減少とにより達成された。固溶体ではＲｅがよ
り効果的であるので、この試料ではＷがＲｅより減らさ
れた。また、ガンマ一次へのＷ寄与の或る衷失が予想さ
れる場合、それは、この組成ではＴａ含有量への適度の
増加により充分に置換された。これらの変化の結果とし
て、１８００゜Ｆでのクリープ強度が一層改善されたＣ
ＭＳＸ−１０Ｂ合金試料が得られた。下記の表６は、３
つの試料が９６１時間の平均寿命を達成したことを示し
ており、１．０％のクリープが平均７２４時間で発生し
た。しかし、より高い温度でＴＣＰ相が存在したことが
観察された。
に１９００゜Ｆ以上におけるそれぞれのクリープ−破断
試験の際にＴＣＰ相沈殿が生じたことが明らかとなっ
た、本発明にとって、合金安定性と、実際上、高温クリ
ープ強度とを予測するうえでＮＶ３Ｂ相安定数が効果の
ある道具となるであろうことが明らかとなった。ここで
ＣＭＳＸ−１０Ａ試料のＮＶ３Ｂ数は２．０８で、ＣＭ
ＳＸ−１０Ｂは２．０２レベルに設計された。これは合
金Ｃｒ含有量の更なる減少とＣｏ及びＷ＋Ｒｅレベルへ
の類似の減少とにより達成された。固溶体ではＲｅがよ
り効果的であるので、この試料ではＷがＲｅより減らさ
れた。また、ガンマ一次へのＷ寄与の或る衷失が予想さ
れる場合、それは、この組成ではＴａ含有量への適度の
増加により充分に置換された。これらの変化の結果とし
て、１８００゜Ｆでのクリープ強度が一層改善されたＣ
ＭＳＸ−１０Ｂ合金試料が得られた。下記の表６は、３
つの試料が９６１時間の平均寿命を達成したことを示し
ており、１．０％のクリープが平均７２４時間で発生し
た。しかし、より高い温度でＴＣＰ相が存在したことが
観察された。
【００４３】 ＣＭＳＸ−１０Ａ及びＣＭＳＸ−１０Ｂ材料では９７〜
９８％のガンマ一次溶解が達成されたに過ぎないが（表
４を見よ）、これは合金の機械的特性と微細構造均質性
を最適にする目的には不十分であった。従って、ガンマ
一次溶解のより大きなレベルの達成が、１９００゜Ｆよ
り高い温度で微細構造安定性を改善することと並んで等
しい優先事項となった。合金に生じるＴＣＰ相の想像さ
れる組成を確かめるために、ＣＭＳＸ−１０Ｂ試験含有
ニードルの走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）波長分散Ｘ線（Ｗ
ＤＸ）微量化学分析が企てられて、合金のガンマ組成及
びガンマ一次組成と比較された。下の表７に報告されて
いる結果は、ニードルがＣｒ、Ｗ及びＲｅでいたこと確
証している。
９８％のガンマ一次溶解が達成されたに過ぎないが（表
４を見よ）、これは合金の機械的特性と微細構造均質性
を最適にする目的には不十分であった。従って、ガンマ
一次溶解のより大きなレベルの達成が、１９００゜Ｆよ
り高い温度で微細構造安定性を改善することと並んで等
しい優先事項となった。合金に生じるＴＣＰ相の想像さ
れる組成を確かめるために、ＣＭＳＸ−１０Ｂ試験含有
ニードルの走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）波長分散Ｘ線（Ｗ
ＤＸ）微量化学分析が企てられて、合金のガンマ組成及
びガンマ一次組成と比較された。下の表７に報告されて
いる結果は、ニードルがＣｒ、Ｗ及びＲｅでいたこと確
証している。
【００４４】 計算されたＮＶ３Ｂ数は、ＣＭＳＸ−１０Ｃについては
１．９０であり、ＣＭＳＸ−１０Ｄについては１．９５
であった。Ｒｅは約５％に保たれ、Ｗは、これらの試料
における安定性を改善するために更に減らされた。合金
Ｔａは、ＴＣＰ形成に関係せず、Ｔａ／Ｗ比が効果的に
改善されたので増量されたが、それは合金鋳造性を助け
た。クロムは１１０Ｃ試料では減量されたが、−１０Ｄ
試料では、高温腐食見地からＣｒレベルに適当性を決定
する機会を提供するために４．０％まで増量された。Ｃ
ｏは両方の材料で減量され、特に−１０Ｄ試料では顕著
に減量され、Ａｌ＋Ｔｉレベルも、より完全なガンマ一
次溶解に達成するのに貢献させるために減量された。こ
の２つの試料についてのクリープ破断結果がそれぞれ下
の表８及び９に報告されている。 （ＣＭＳＸ−１０Ｃについての９９．〜９９．５％に対
して）−１０Ｄ合金試料は完全なガンマ一次溶解を示す
と観察されたが、該合金のより大きなＣｒ含有量は、よ
り低いＡｌ＋Ｔｉレベルを必要としたが、ＣＭＳＸ−１
０Ｃで達成されたのよろも低い特性をもたらした。しか
し、両方の材料が、合安定性及び高温特性の改善を示し
たので、合金の低温クリープ応答及び高温クリープ応答
を均衡させる試みは有望であった。
１．９０であり、ＣＭＳＸ−１０Ｄについては１．９５
であった。Ｒｅは約５％に保たれ、Ｗは、これらの試料
における安定性を改善するために更に減らされた。合金
Ｔａは、ＴＣＰ形成に関係せず、Ｔａ／Ｗ比が効果的に
改善されたので増量されたが、それは合金鋳造性を助け
た。クロムは１１０Ｃ試料では減量されたが、−１０Ｄ
試料では、高温腐食見地からＣｒレベルに適当性を決定
する機会を提供するために４．０％まで増量された。Ｃ
ｏは両方の材料で減量され、特に−１０Ｄ試料では顕著
に減量され、Ａｌ＋Ｔｉレベルも、より完全なガンマ一
次溶解に達成するのに貢献させるために減量された。こ
の２つの試料についてのクリープ破断結果がそれぞれ下
の表８及び９に報告されている。 （ＣＭＳＸ−１０Ｃについての９９．〜９９．５％に対
して）−１０Ｄ合金試料は完全なガンマ一次溶解を示す
と観察されたが、該合金のより大きなＣｒ含有量は、よ
り低いＡｌ＋Ｔｉレベルを必要としたが、ＣＭＳＸ−１
０Ｃで達成されたのよろも低い特性をもたらした。しか
し、両方の材料が、合安定性及び高温特性の改善を示し
たので、合金の低温クリープ応答及び高温クリープ応答
を均衡させる試みは有望であった。
【００４５】
【００４６】該合金の低Ｃｒ含有量を容認できること
は、１６５０゜Ｆ、１％硫黄、１０ｐｐｍ海塩条件で行
われ極めて攻撃的な短期間のバーナー・リグ高温腐食試
験を通じて確認された。図１及び２は、それぞれＣＭＳ
Ｘ−１０Ｃ及びＣＭＳＸ−１０Ｄ試料について１１７時
間及び１４４時間行われた試験についての結果を示す。
両方の場合に、材料はＭＡＲ Ｍ２４タイプの材料と同
様に振る舞い、それにより低Ｃｒ合金設計思想が適当で
あることを確認された。
は、１６５０゜Ｆ、１％硫黄、１０ｐｐｍ海塩条件で行
われ極めて攻撃的な短期間のバーナー・リグ高温腐食試
験を通じて確認された。図１及び２は、それぞれＣＭＳ
Ｘ−１０Ｃ及びＣＭＳＸ−１０Ｄ試料について１１７時
間及び１４４時間行われた試験についての結果を示す。
両方の場合に、材料はＭＡＲ Ｍ２４タイプの材料と同
様に振る舞い、それにより低Ｃｒ合金設計思想が適当で
あることを確認された。
【００４７】上記の結果をもって、他の一系列の合金、
即ちＣＭＸ−１０Ｅ、−１０Ｆ，−１０Ｇ，−１０Ｈ，
−１０１，及び−１２Ａ、が設計され、製造され、評価
された。該合金は、４．８〜６．８％の範囲にわたるＲ
ｅレベル、２．２〜３．０Ｃｒレベル、４．７〜７．６
％Ｃｏレベル、及び、鋳造性を維持し、溶解性を改善
し、相安定性を改善するために釣り合わされた残部を調
査した。ＮＶ３Ｂ数は、１．８１〜１．８９の範囲にわ
たった。
即ちＣＭＸ−１０Ｅ、−１０Ｆ，−１０Ｇ，−１０Ｈ，
−１０１，及び−１２Ａ、が設計され、製造され、評価
された。該合金は、４．８〜６．８％の範囲にわたるＲ
ｅレベル、２．２〜３．０Ｃｒレベル、４．７〜７．６
％Ｃｏレベル、及び、鋳造性を維持し、溶解性を改善
し、相安定性を改善するために釣り合わされた残部を調
査した。ＮＶ３Ｂ数は、１．８１〜１．８９の範囲にわ
たった。
【００４８】この系列のうちの１つ、即ちＣＭＳＸ−１
０Ｆ、は０．０２％Ｃ及び０．０２％Ｂを含有してい
た。これらの添加物は、鋳造降伏を改善することが観察
され、また単結晶鋳物方向のより一貫した制御を与える
のに役立ったかもしれない。しかし、融点降下材、即ち
Ｃ及びＢ、は溶解熱処理に対する試料の応答を限定し
た。ＣＭＳＸ−１０Ｆクリープ−破断特性が下の表１０
に報告されている。
０Ｆ、は０．０２％Ｃ及び０．０２％Ｂを含有してい
た。これらの添加物は、鋳造降伏を改善することが観察
され、また単結晶鋳物方向のより一貫した制御を与える
のに役立ったかもしれない。しかし、融点降下材、即ち
Ｃ及びＢ、は溶解熱処理に対する試料の応答を限定し
た。ＣＭＳＸ−１０Ｆクリープ−破断特性が下の表１０
に報告されている。
【００４９】 ＣＭＳＸ−１０Ｅ，Ｇ，Ｈ及びＩ、及びＣＭＳＸ−１２
Ａのクリープ−破断試料結果がそれぞれ下の表１１、１
２、１３、１４及び１５に報告されている。これらの結
果は、１９００゜Ｆより上での合金クリープ−破断強度
が一般的に改善されていることを示しており、より低い
温度での極めて良好な強度が維持されている。
Ａのクリープ−破断試料結果がそれぞれ下の表１１、１
２、１３、１４及び１５に報告されている。これらの結
果は、１９００゜Ｆより上での合金クリープ−破断強度
が一般的に改善されていることを示しており、より低い
温度での極めて良好な強度が維持されている。
【００５０】
【００５１】
【００５２】
【００５３】
【００５４】
【００５５】より高い温度のエージング処理がエージン
グ・サイクル時にＴＣＰ相形成を促進したので、１９７
５゜Ｆの（表４を見よ）、より長い浸漬時間を通して最
適のガンマ一次サイズ及び分布を達成することに集中し
た開発行動の殆どで、主要ガンマ一次エージング処理を
変えることが調査された。
グ・サイクル時にＴＣＰ相形成を促進したので、１９７
５゜Ｆの（表４を見よ）、より長い浸漬時間を通して最
適のガンマ一次サイズ及び分布を達成することに集中し
た開発行動の殆どで、主要ガンマ一次エージング処理を
変えることが調査された。
【００５６】１９７５゜Ｆでの１０ないし２１時間の浸
漬は、約０．５ｕｍ寸法の平均ガンマ一次粒子を与えた
ので、成功であった。しかし、より高い温度でのより短
い主要ガンマ一次エージング時間がより実際的であるか
もしれないと思われ、もう一度安定な微細構造が定義さ
れた。
漬は、約０．５ｕｍ寸法の平均ガンマ一次粒子を与えた
ので、成功であった。しかし、より高い温度でのより短
い主要ガンマ一次エージング時間がより実際的であるか
もしれないと思われ、もう一度安定な微細構造が定義さ
れた。
【００５７】失敗したＣＭＳＸ−１０Ｇクリープ−破断
試料に対して微量化学ＳＥＭ ＷＤＸニードル量子分析
が行われた。１９７６゜Ｆ／２８．１ｋｓｉ条件で試験
された試料は、その微差構造にニードルを示した。その
分析の結果が下の表１６に報告されており、この場合に
も、このクラスの材料に形成されたニードルが特にＲｅ
に富んでいるがＣｒ及びＷにも富んでいることを示して
いる。
試料に対して微量化学ＳＥＭ ＷＤＸニードル量子分析
が行われた。１９７６゜Ｆ／２８．１ｋｓｉ条件で試験
された試料は、その微差構造にニードルを示した。その
分析の結果が下の表１６に報告されており、この場合に
も、このクラスの材料に形成されたニードルが特にＲｅ
に富んでいるがＣｒ及びＷにも富んでいることを示して
いる。
【００５８】
【００５９】再結晶に対する抵抗性についての標準化さ
れた試験がＣＭＳＸ−１０Ｇ試験棒に対して行われた。
試験方法及び結果が下の表１７に報告されている。その
試験結果は、ＣＭＳＸ−４合金と比べてＣＭＳＸ−１０
Ｇ試料が鋳造プロセス／溶解処理／接着プロセス再結晶
レベルに対して類似の抵抗性を示したことを示してい
る。
れた試験がＣＭＳＸ−１０Ｇ試験棒に対して行われた。
試験方法及び結果が下の表１７に報告されている。その
試験結果は、ＣＭＳＸ−４合金と比べてＣＭＳＸ−１０
Ｇ試料が鋳造プロセス／溶解処理／接着プロセス再結晶
レベルに対して類似の抵抗性を示したことを示してい
る。
【００６０】
【００６１】ＣＭＳＸ−１０Ｇａ，−１０Ｉａ，−１２
Ｂ，−１２Ｃ，−１０Ｊ，−１０Ｒｉ及び−１２Ｒｉ組
成が定義され評価された。ＣＭＳＸ−１０Ｊ試料につい
て何らのクリープ−破断特性も生成されなかったけれど
も、試験棒が製造されて溶解熱処理が展開された。この
場合にも、−１０Ｊ組成におけるＣ及びＢの含有は単結
晶試験試料降伏に対して肯定的効果を持つと思われた。
また、ＣＭＳＸ−１０Ｆ試料において評価されたのより
低いレベルのＣ及びＢは、特により低いＢは、材料を溶
解熱処理に対してより従順にした。ＣＭＳＸ−１０Ｆ組
成を代表する約９５％レベルに対して、９８ないし９９
％のガンマ一次溶解が達成された。
Ｂ，−１２Ｃ，−１０Ｊ，−１０Ｒｉ及び−１２Ｒｉ組
成が定義され評価された。ＣＭＳＸ−１０Ｊ試料につい
て何らのクリープ−破断特性も生成されなかったけれど
も、試験棒が製造されて溶解熱処理が展開された。この
場合にも、−１０Ｊ組成におけるＣ及びＢの含有は単結
晶試験試料降伏に対して肯定的効果を持つと思われた。
また、ＣＭＳＸ−１０Ｆ試料において評価されたのより
低いレベルのＣ及びＢは、特により低いＢは、材料を溶
解熱処理に対してより従順にした。ＣＭＳＸ−１０Ｆ組
成を代表する約９５％レベルに対して、９８ないし９９
％のガンマ一次溶解が達成された。
【００６２】ＣＭＳＸ−１０Ｇａ及び−１０Ｉａ合金
は、約１．７０のＮＶ３Ｂ数で設計された。れらの合金
試料は、約２．５％のＣｒ、３．３〜４．０％のＣ０、
５．６〜６．０％のＲｅ、より大きいＴａ／Ｗ比、減量
されたＣｂ、及び減量されたＡｌ＋Ｔｉ含有量を含有し
ている。この様なＣｂ＋Ａｌ＋Ｔｉレベルの減量は、材
料の溶解特性を改善するとともに（表４を見よ）、合金
安定性を改善するのに貢献した。両方の試料が、殆ど完
全なガンマ一次溶解を示した。
は、約１．７０のＮＶ３Ｂ数で設計された。れらの合金
試料は、約２．５％のＣｒ、３．３〜４．０％のＣ０、
５．６〜６．０％のＲｅ、より大きいＴａ／Ｗ比、減量
されたＣｂ、及び減量されたＡｌ＋Ｔｉ含有量を含有し
ている。この様なＣｂ＋Ａｌ＋Ｔｉレベルの減量は、材
料の溶解特性を改善するとともに（表４を見よ）、合金
安定性を改善するのに貢献した。両方の試料が、殆ど完
全なガンマ一次溶解を示した。
【００６３】より低くされたＮＶ３Ｂ数は、より低い温
度での極めて良好なクリープ強さを維持しながら１９０
０゜Ｆより高い温度でより良いクリープ−破断能力を与
えるのに効果を示し続けた。改善された鋳造プロセス制
御で製造された試料からのＣＭＳＸ−１０Ｃａ試験結果
は、７００時間以上の寿命を示したが、１８００゜Ｆ／
３６．０ｋｓｉ条件については１．０％のクリープに達
するまでに約４７５時間を要した。より高温での露出に
ついては、該試料は、下の表１８に報告されている結果
により示されている様に、２０５０゜Ｆ／１５．０ｋｓ
ｉ条件で約５００時間の改善された平均寿命と、約２５
０時間で発生した平均１．０％のクリープ変形とを与え
た。
度での極めて良好なクリープ強さを維持しながら１９０
０゜Ｆより高い温度でより良いクリープ−破断能力を与
えるのに効果を示し続けた。改善された鋳造プロセス制
御で製造された試料からのＣＭＳＸ−１０Ｃａ試験結果
は、７００時間以上の寿命を示したが、１８００゜Ｆ／
３６．０ｋｓｉ条件については１．０％のクリープに達
するまでに約４７５時間を要した。より高温での露出に
ついては、該試料は、下の表１８に報告されている結果
により示されている様に、２０５０゜Ｆ／１５．０ｋｓ
ｉ条件で約５００時間の改善された平均寿命と、約２５
０時間で発生した平均１．０％のクリープ変形とを与え
た。
【００６４】
【００６５】１％クリープ強度は重要な特性である。部
品の有用性は、一般に、その最終破断強さではなくて約
１〜２％レベルでのクリープに対する抵抗性によって評
価されるので、クリープ歪みを１．０及び２．０％に限
定することはガスタービン部品設計にとって極めて重要
である。多くの従来技術の合成は＞１９００゜Ｆレベル
で魅力ある破断強さを示すけれども、それらは、本発明
が１９００゜Ｆ以下での試験条件における非常に優れた
強度とともに提供する有益な強度のレベル、即ち２．０
％まのクリープ強さ、を欠いている。ＣＭＳＸ−１０Ｉ
ａ試料は、高温の極における著しく改善されたクリープ
強さも与えためれど、下の表１９の結果が示すように、
より低い温度の試験においてＣＭＳＸ−１０Ｇａ試料ほ
ど良好な強度を発揮するとは思われなかった。
品の有用性は、一般に、その最終破断強さではなくて約
１〜２％レベルでのクリープに対する抵抗性によって評
価されるので、クリープ歪みを１．０及び２．０％に限
定することはガスタービン部品設計にとって極めて重要
である。多くの従来技術の合成は＞１９００゜Ｆレベル
で魅力ある破断強さを示すけれども、それらは、本発明
が１９００゜Ｆ以下での試験条件における非常に優れた
強度とともに提供する有益な強度のレベル、即ち２．０
％まのクリープ強さ、を欠いている。ＣＭＳＸ−１０Ｉ
ａ試料は、高温の極における著しく改善されたクリープ
強さも与えためれど、下の表１９の結果が示すように、
より低い温度の試験においてＣＭＳＸ−１０Ｇａ試料ほ
ど良好な強度を発揮するとは思われなかった。
【００６６】
【００６７】同様に、１．８０レベルのＮＶ３Ｂと、表
１に示されているような化学バランスを持ったＣＭＳＸ
−１２Ｂは、１９００゜Ｆより高い試験条件で魅力のあ
うクリープ強さを与えたけれども、下の表２０に報告さ
れている結果が示すように、より低い試験温度ではＣＭ
ＳＸ−１０Ｇａのよううに良くはなかった。
１に示されているような化学バランスを持ったＣＭＳＸ
−１２Ｂは、１９００゜Ｆより高い試験条件で魅力のあ
うクリープ強さを与えたけれども、下の表２０に報告さ
れている結果が示すように、より低い試験温度ではＣＭ
ＳＸ−１０Ｇａのよううに良くはなかった。
【００６８】
【００６９】合金組成は、最終クリープ強さに対して最
大の効果を有する。しかし、特に、与えられた合金につ
いて一貫しない結果を呈した試験について、合金誘導体
間に生じた変化の一部は、鋳造プロセス条件の変化によ
り引き起こされ得るものである。鋳造プロセス熱勾配変
化は、鋳造試料の樹枝状結晶アーム間隔に対して、そし
て結局は、その溶解熱処理と主要ガンマ一次エージング
処理とに対して影響を与える。従って、ここに報告され
ているクリープ−破断結果の多くは、最適でない条件の
下で生じたかもしれず、改善の余地があるかもしれない
ことが認められなければならない。鋳造プロセス制御を
改善すると、鋳造微細構造は溶解処理と、最適のガンマ
一次粒子サイズを与えるために適切な主要ガンマ一次エ
ージング処理を決定する研究とに対して、より従順とな
るが、これは更なる機械的特性の向上を生じさせるかも
しれない。
大の効果を有する。しかし、特に、与えられた合金につ
いて一貫しない結果を呈した試験について、合金誘導体
間に生じた変化の一部は、鋳造プロセス条件の変化によ
り引き起こされ得るものである。鋳造プロセス熱勾配変
化は、鋳造試料の樹枝状結晶アーム間隔に対して、そし
て結局は、その溶解熱処理と主要ガンマ一次エージング
処理とに対して影響を与える。従って、ここに報告され
ているクリープ−破断結果の多くは、最適でない条件の
下で生じたかもしれず、改善の余地があるかもしれない
ことが認められなければならない。鋳造プロセス制御を
改善すると、鋳造微細構造は溶解処理と、最適のガンマ
一次粒子サイズを与えるために適切な主要ガンマ一次エ
ージング処理を決定する研究とに対して、より従順とな
るが、これは更なる機械的特性の向上を生じさせるかも
しれない。
【００７０】ＣＭＳＸ−１２Ｃ組成は、１．７０という
計算されたＮＶ３Ｂ数を与えるように設計された。該合
計のＣｒ含有量は２．８％に設計され、Ｃｏは、この合
金については３．５％の目標に設定された。Ｒｅ含有量
が５．８％で適度である間に魅力あるＴａ／Ｗ比が維持
された。溶解手順に対する合金応答を改善するために、
該合金のＡｌ＋Ｔｉ含有量は、ＣＭＳＸ−１２Ａ及びＣ
ＭＳＸ−１２Ｂ試料に比べて減量された。ＣＭＳＸ−１
０Ｇａ試料と同様に、ＣＭＳＸ−１２Ｃ試料は、下の表
２１にいて報告されているように、１８００〜２１００
゜Ｆにわたる試験条件でクリープ−破断の改善されたバ
ランスを示した。
計算されたＮＶ３Ｂ数を与えるように設計された。該合
計のＣｒ含有量は２．８％に設計され、Ｃｏは、この合
金については３．５％の目標に設定された。Ｒｅ含有量
が５．８％で適度である間に魅力あるＴａ／Ｗ比が維持
された。溶解手順に対する合金応答を改善するために、
該合金のＡｌ＋Ｔｉ含有量は、ＣＭＳＸ−１２Ａ及びＣ
ＭＳＸ−１２Ｂ試料に比べて減量された。ＣＭＳＸ−１
０Ｇａ試料と同様に、ＣＭＳＸ−１２Ｃ試料は、下の表
２１にいて報告されているように、１８００〜２１００
゜Ｆにわたる試験条件でクリープ−破断の改善されたバ
ランスを示した。
【００７１】 改善された鋳造プロセス制御で、この試料は、の下表２
２に報告されているように、以下の１．０％縦方向クリ
ープ強さを示している。
２に報告されているように、以下の１．０％縦方向クリ
ープ強さを示している。
【００７２】 強さを与える。金属温度能力に対するそれぞれの改善が
下の表２３に報告されている。
下の表２３に報告されている。
【００７４】この比較は密度補正されていないことに注
意しなければならない。１９７６゜Ｆより高い試験温度
について、この試験結果は、ＣＭＳＸ−１０Ｇａ及びＣ
ＭＳＸ−１２Ｃ試料がＣＭＳＸ−４合金より僅かに低い
強度を与えたことを示している。これらの合金について
の強度優越の減少は、ＴＣＰ相形成の結果であると考え
られる。この問題点を処理するために、合金ＣＭＳＸ−
１０Ｇｂ，ＣＭＳＸ−１０Ｌ，ＣＭＳＸ−１２Ｃａ，及
びＣＭＳＸ−１２Ｅは、より大きな相安定性を与え、且
つ、１８００〜１９７６゜Ｆ試験体制について示された
クリープ長所の殆どを維持しながら温度クリープ強さを
大いに改善するために、１．５０という低いＮＶ３ｂ数
（表１を見よ）をもって設計されている。
意しなければならない。１９７６゜Ｆより高い試験温度
について、この試験結果は、ＣＭＳＸ−１０Ｇａ及びＣ
ＭＳＸ−１２Ｃ試料がＣＭＳＸ−４合金より僅かに低い
強度を与えたことを示している。これらの合金について
の強度優越の減少は、ＴＣＰ相形成の結果であると考え
られる。この問題点を処理するために、合金ＣＭＳＸ−
１０Ｇｂ，ＣＭＳＸ−１０Ｌ，ＣＭＳＸ−１２Ｃａ，及
びＣＭＳＸ−１２Ｅは、より大きな相安定性を与え、且
つ、１８００〜１９７６゜Ｆ試験体制について示された
クリープ長所の殆どを維持しながら温度クリープ強さを
大いに改善するために、１．５０という低いＮＶ３ｂ数
（表１を見よ）をもって設計されている。
【００７５】ＣＭＳＸ−１０Ｒｉ及びＣＭＳＸ−１２Ｒ
ｉ組成は、それぞれ、１．９１及び１．９２のＮＶ３Ｂ
レベルで設計された。これらの試料に対して、特性の最
も広範な試験が行われた。これらは、それぞれ２．６５
％及び３．４％のＣｒレベルで設計されており、他の特
徴は、前述の合金設計考慮事項と同様である。これら２
つの材料について生じた特性は、他の材料での本発明の
設計思想の全体が類似の物理的特性と、機械的特性の割
合に良好な組み合わせを与え得るものであるということ
を確証した。ＣＭＳＸ−１０Ｒｉ及びＣＭＳＸ−１２Ｒ
ｉ試料のそれぞれのクリープ−破断能力が下の表２４及
び２５に報告されている。
ｉ組成は、それぞれ、１．９１及び１．９２のＮＶ３Ｂ
レベルで設計された。これらの試料に対して、特性の最
も広範な試験が行われた。これらは、それぞれ２．６５
％及び３．４％のＣｒレベルで設計されており、他の特
徴は、前述の合金設計考慮事項と同様である。これら２
つの材料について生じた特性は、他の材料での本発明の
設計思想の全体が類似の物理的特性と、機械的特性の割
合に良好な組み合わせを与え得るものであるということ
を確証した。ＣＭＳＸ−１０Ｒｉ及びＣＭＳＸ−１２Ｒ
ｉ試料のそれぞれのクリープ−破断能力が下の表２４及
び２５に報告されている。
【００７６】
【００７７】
【００７８】完全に熔解されたＣＭＳＸ−１２Ｒｉ試験
試料と部分的に熔解されたＣＭＳＸ−１２Ｒｉとに対し
て行われたＷ及びＲｅの微細構造分離調査の方法及び結
果が、下の表２６に報告されている。この調査は、微細
構造に含まれる残余の共融混合物の量をなるべく少なく
することが望ましいこと、並びに、完全に熔解した試料
については、本発明について展開された熔解処理は、首
尾よく元素分離を最小限にしたことを示したが、このこ
とは最適の機械的特性及び微細構造安定性を達成するう
えで重要である。
試料と部分的に熔解されたＣＭＳＸ−１２Ｒｉとに対し
て行われたＷ及びＲｅの微細構造分離調査の方法及び結
果が、下の表２６に報告されている。この調査は、微細
構造に含まれる残余の共融混合物の量をなるべく少なく
することが望ましいこと、並びに、完全に熔解した試料
については、本発明について展開された熔解処理は、首
尾よく元素分離を最小限にしたことを示したが、このこ
とは最適の機械的特性及び微細構造安定性を達成するう
えで重要である。
【００７９】
【００８０】下の表２７は、ＣＭＳＸ−１２Ｒｉ試料で
行われたバーナー・リグ高温腐食試験の結果を報告する
ものである。測定値は最大の腐食を受けた棒位置、即ち
１６５２Ｆ゜位置、で取られたが、結果は、ＤＳ ＭＡ
Ｒ Ｍ ００２合金がＣＭＳＸ−１２Ｒｉ試料より約２
０倍も多い金属ロスを被ったことを示している。視覚的
観察は、ＣＭＳＸ−１０Ｒｉ合金について類似の結果を
示した。ＣＭＳＸ−１０Ｒｉ合金及びＣＭＳＸ−１２Ｒ
ｉ合金の両方が、６０時間、９０時間及び１２０時間で
の視覚的試料観察に基づいてＭＣＳＸ−４合金と類似の
腐食に対する抵抗性を示した。
行われたバーナー・リグ高温腐食試験の結果を報告する
ものである。測定値は最大の腐食を受けた棒位置、即ち
１６５２Ｆ゜位置、で取られたが、結果は、ＤＳ ＭＡ
Ｒ Ｍ ００２合金がＣＭＳＸ−１２Ｒｉ試料より約２
０倍も多い金属ロスを被ったことを示している。視覚的
観察は、ＣＭＳＸ−１０Ｒｉ合金について類似の結果を
示した。ＣＭＳＸ−１０Ｒｉ合金及びＣＭＳＸ−１２Ｒ
ｉ合金の両方が、６０時間、９０時間及び１２０時間で
の視覚的試料観察に基づいてＭＣＳＸ−４合金と類似の
腐食に対する抵抗性を示した。
【００８１】
【００８２】下の表２８は、マーチ１ガス速度（Ｍａｒ
ｃｈ １ ｇａｓ ｖｅｌｏｃｉｔｙ）で２０１２゜Ｆ
で行われた循環酸化試験の結果を報告する。ＣＭＳＸ−
１２Ｒｉ試料は、２０１２゜Ｆで酸化腐食に対して同様
に抵抗を示したけれども、１８８６゜Ｆでの露出ではＣ
ＭＳＸ−４ほどには良くなかった。
ｃｈ １ ｇａｓ ｖｅｌｏｃｉｔｙ）で２０１２゜Ｆ
で行われた循環酸化試験の結果を報告する。ＣＭＳＸ−
１２Ｒｉ試料は、２０１２゜Ｆで酸化腐食に対して同様
に抵抗を示したけれども、１８８６゜Ｆでの露出ではＣ
ＭＳＸ−４ほどには良くなかった。
【００８３】
【００８４】ＣＭＳＸ−１２Ｒｉの高温張力データが下
の表２９に報告されており、衝撃試験の結果が下の表３
０に報告されている。ＣＭＳＸ−１２Ｒｉの高温衝撃強
さ最小値はＣＭＳＸ−４に類似しており、１７４２゜Ｆ
で生じるその最大値はより良い。
の表２９に報告されており、衝撃試験の結果が下の表３
０に報告されている。ＣＭＳＸ−１２Ｒｉの高温衝撃強
さ最小値はＣＭＳＸ−４に類似しており、１７４２゜Ｆ
で生じるその最大値はより良い。
【００８５】
【００８６】 Ｒ＝０で１３８２゜Ｆ及び１７４２゜Ｆ試験条件で行わ
れたＣＭＳＸ−１２Ｒｉの低サイクル疲れ試験の結果が
下の表３１に報告されている。このデータは、ＣＭＳＸ
−１２Ｒｉの性能が１３８２゜Ｆ条件でＣＭＳＸ−４と
類似することを示しており、該合金は１７４２゜Ｆ条件
では典型的ＣＭＳＸ−４の寿命の約２．５倍示す。
れたＣＭＳＸ−１２Ｒｉの低サイクル疲れ試験の結果が
下の表３１に報告されている。このデータは、ＣＭＳＸ
−１２Ｒｉの性能が１３８２゜Ｆ条件でＣＭＳＸ−４と
類似することを示しており、該合金は１７４２゜Ｆ条件
では典型的ＣＭＳＸ−４の寿命の約２．５倍示す。
【００８７】 ・ 性能は１３８２゜Ｆ（７５０℃）でＣＭＳＸ−４に
類似する・ １７４２゜Ｆ（９５０℃）で２００００サ
イクル領域においてＣＭＳＸ−４に比べると、ＣＭＳＸ
−１２Ｒｉは、２．５倍の寿命又は強さで１５％を示
す。
類似する・ １７４２゜Ｆ（９５０℃）で２００００サ
イクル領域においてＣＭＳＸ−４に比べると、ＣＭＳＸ
−１２Ｒｉは、２．５倍の寿命又は強さで１５％を示
す。
【００８８】刻み目低サイクル疲れ試験（Ｎｏｔｃｈｅ
ｄ ｌｏｗ ｃｙｃｌｅ ｆａｔｉｇｕｅ ｔｅｓｔ）
の結果は、ＣＭＳＸ−１２Ｒｉが約３００００サイクル
まではＣＭＳＸ−４より２．５倍良好であることを示し
ているが、５００００サイクル以上では該合金の性能は
ＣＭＳＸ−４と類似している。１３８２Ｆ゜Ｆ、Ｋｔ＝
２．０及びＲ＝０の試験条件で行われたこれらの試験の
結果が下の表３２に報告されている。
ｄ ｌｏｗ ｃｙｃｌｅ ｆａｔｉｇｕｅ ｔｅｓｔ）
の結果は、ＣＭＳＸ−１２Ｒｉが約３００００サイクル
まではＣＭＳＸ−４より２．５倍良好であることを示し
ているが、５００００サイクル以上では該合金の性能は
ＣＭＳＸ−４と類似している。１３８２Ｆ゜Ｆ、Ｋｔ＝
２．０及びＲ＝０の試験条件で行われたこれらの試験の
結果が下の表３２に報告されている。
【００８９】 ・ 結果は約３００００サイクルまでのＣＭＳＸ−４よ
り２．５倍良好である。・結果は５００００サイクル、
及びそれ以上では、ＣＭＳＸ−４と類似している。
り２．５倍良好である。・結果は５００００サイクル、
及びそれ以上では、ＣＭＳＸ−４と類似している。
【００９０】ＣＭＳＸ−１０Ｒｉについての高サイクル
疲れ試験の結果が下の表３３に報告されている。１７４
２゜Ｆ、１００Ｈｚ、Ｒ＝０の条件では、該合金は典型
的なＣＭＳＸ−４の寿命の約２．５倍を示した。
疲れ試験の結果が下の表３３に報告されている。１７４
２゜Ｆ、１００Ｈｚ、Ｒ＝０の条件では、該合金は典型
的なＣＭＳＸ−４の寿命の約２．５倍を示した。
【００９１】ＣＭＳＸ−１０Ｒｉ及びＣＭＳＸ−１２Ｒ
ｉの試験データは、極めて低い合金クロム含有量で高温
腐食及び酸化に対して充分な抵抗性を達成できることを
示している。また、この発明の超合金では極めて良好な
熱機械的疲れ引張及び衝撃強さが明白である。
ｉの試験データは、極めて低い合金クロム含有量で高温
腐食及び酸化に対して充分な抵抗性を達成できることを
示している。また、この発明の超合金では極めて良好な
熱機械的疲れ引張及び衝撃強さが明白である。
【００９２】合金試料密度測定の結果が下の表３４に報
告されている。 この発明の合金はＨＩＰ処理に対して従順である。下の
表３５に報告されている通りに処理された試料ＨＩＰ
は、ほぼ完全な細孔閉塞と、溶融開始の不存在とを示し
た。
告されている。 この発明の合金はＨＩＰ処理に対して従順である。下の
表３５に報告されている通りに処理された試料ＨＩＰ
は、ほぼ完全な細孔閉塞と、溶融開始の不存在とを示し
た。
【００９３】表 ３５ ＨＩＰ条件 １． ＨＩＰ容器内の試料を最低限のアルゴン圧力（約
１５００ｐｓｉ）で２４５５゜Ｆ／１５００ｐｓｉ条件
を維持しながら４時間保持する。 ２． ２４５５゜Ｆの運転温度を維持しながら、１時間
にわたってアルゴン圧力を２０ｋｓまで高める。試料を
２４５５゜Ｆ／２０ｋｓｉ条件で４時間浸漬する。この
発明を、その特定の実施例に関して説明したけれども、
この発明の他の多くの形及び変形が当業者にとっては明
白であることは明らかである。付属の特許請求項及びこ
の発明は一般に本発明の範囲に属する全ての明白な形及
び変形を包摂するものと解されるべきである。
１５００ｐｓｉ）で２４５５゜Ｆ／１５００ｐｓｉ条件
を維持しながら４時間保持する。 ２． ２４５５゜Ｆの運転温度を維持しながら、１時間
にわたってアルゴン圧力を２０ｋｓまで高める。試料を
２４５５゜Ｆ／２０ｋｓｉ条件で４時間浸漬する。この
発明を、その特定の実施例に関して説明したけれども、
この発明の他の多くの形及び変形が当業者にとっては明
白であることは明らかである。付属の特許請求項及びこ
の発明は一般に本発明の範囲に属する全ての明白な形及
び変形を包摂するものと解されるべきである。
【図１】この発明の合金の一実施例と２つの従来技術合
金とに対して１１７時間行われた高温腐食試験結果の図
である。
金とに対して１１７時間行われた高温腐食試験結果の図
である。
【図２】この発明の合金の他の実施例と従来技術合金と
に対して１４４時間行われた高温腐食試験結果の図であ
る。
に対して１４４時間行われた高温腐食試験結果の図であ
る。
Claims (32)
- 【請求項１】 重量％で下記の元素、即ち、 レニウム 約５．０〜７．０ クロム 約１．８〜４．０ コバルト 約１．５〜９．０ タンタル 約７．０〜１０．０ タングステン 約３．５〜７．５ アルミニウム 約５．０〜７．０ チタン 約０．１〜１．２ コロンビウム 約０〜０．５ モリブデン 約０．２５〜２．０ ハフニウム 約０〜０．１５ ニッケル＋偶発的 不純物 残余 から成るニッケルを基本とする超合金であって、約２．
１０より小さな相安定数ＮＶ３Ｂを有することを特徴と
する超合金。 - 【請求項２】 重量％で次の元素、即ち、 炭素 約０〜０．０４ 硼素 約０〜０．０１ イットリウム 約０〜０．０１ セリウム 約０〜０．０１ ランタン 約０〜０．０１ を更に含むことを特徴とする請求項１に記載の超合金。
- 【請求項３】 重量％で次の元素、即ち、 マンガン 約０〜０．０４ シリコン 約０〜０．０５ ジルコニウム 約０〜０．０１ 硫黄 約０〜０．００１ バナジウム 約０〜０．１０ を更に含むことを特徴とする請求項１に記載の超合金。
- 【請求項４】 前記超合金は、１．８５より小さな相安
定数ＮＶ３Ｂを有することを特徴とする請求項１に記載
の超合金。 - 【請求項５】 前記超合金は、約１．８〜約３．０重量
％のコロンビウム含有量を有することを特徴とする請求
項１に記載の超合金。 - 【請求項６】 前記超合金は、約５．５〜約６．５重量
％のレニウム含有量を有することを特徴とする請求項１
に記載の超合金。 - 【請求項７】 前記超合金は、約２．０〜約５．０重量
％のコバルト含有量を有することを特徴とする請求項１
に記載の超合金。 - 【請求項８】 前記超合金は大ストレス、約１９７５゜
Ｆに及ぶ高温の条件下でクリープに対して大きな抵抗性
を有することを特徴とする請求項１に記載の超合金。 - 【請求項９】 請求項１の超合金から作られた単結晶物
品。 - 【請求項１０】 該物品はタービンエンジン用の物品で
あることを特徴とする請求項９に記載の単結晶物品。 - 【請求項１１】 該部品はガスタービン・ブレード又は
ガスタービン・ベーンであることを特徴とする請求項１
０に記載の物品。 - 【請求項１２】 重量％で下記の元素、即ち、 レニウム ５．５〜６．５ クロム １．８〜３．０ コバルト ２．０〜５．０ タンタル ８．０〜１０．０ タングステン ３．５〜６．５ アルミニウム ５．３〜６．５ チタン ０．２〜０．８ コロンビウム ０〜０．３ モリブデン ０．２５〜１．５ ハフニウム ０．０２〜０．０５ ニッケル＋偶発的 不純物 残余 から成るニッケルを基本とする超合金であって、約１．
７５より小さな相安定数ＮＶ３Ｂを有することを特徴と
する超合金。 - 【請求項１３】 重量％で次の元素、即ち、 炭素 ０〜０．０４ 硼素 ０〜０．０１ イットリウム ０〜０．０１ セリウム ０〜０．０１ ランタン ０〜０．０１ を更に含むことを特徴とする請求項１２に記載の超合
金。 - 【請求項１４】 重量％で次の元素、即ち、 マンガン ０〜０．０４ シリコン ０〜０．０５ ジルコニウム ０〜０．０１ 硫黄 ０〜０．００１ バナジウム ０〜０．１０ を更に含むことを特徴とする請求項１２に記載の超合
金。 - 【請求項１５】 請求項１２の超合金から作られた単結
晶物品。 - 【請求項１６】 大ストレス、高温条件下で使用される
べき、その様な条件下でクリープに対して大きな抵抗性
を特徴とする単結晶鋳物であって、前記鋳物は、重量％
で次の元素、即ち、 レニウム 約５０．〜７．０ クロム 約１．８〜４．０ コバルト 約１．５〜９．０ タンタル 約７．０〜１０．０ タングステン 約３．５〜７．５ アルミニウム 約５．０〜７．０ チタン 約０．１〜１．２ コロンビウム 約０〜０．５ モリブデン 約０．２５〜２．０ ハフニウム 約０〜０．１５ ニッケル＋偶発的 不純物 残余 から成るニッケルを基本とする超合金から作られたもの
であり、前記超合金は、約２．１０より小さな相安定数
ＮＶ３Ｂを有することを特徴とする単結晶鋳物。 - 【請求項１７】 前記超合金は、重量％で次の元素、即
ち、 炭素 約０〜０．０４ 硼素 約０〜０．０１ イットリウム 約０〜０．０１ セリウム 約０〜０．０１ ランタン 約０〜０．０１ を更に含むことを特徴とする請求項１６に記載の単結晶
鋳物。 - 【請求項１８】 マンガン 約０〜０．０４ シリコン 約０〜０．０５ ジルコニウム 約０〜０．０１ 硫黄 約０〜０．００１ バナジウム 約０〜０．１０ を更に含むことを特徴とする請求項１６に記載の単結晶
鋳物。 - 【請求項１９】 前記超合金は、１．８５より小さな相
安定数ＮＶ３Ｂを有することを特徴とする請求項１６に
記載の単結晶鋳物。 - 【請求項２０】 前記超合金は、１．８〜３．０重量％
のクロム含有量を有することを特徴とする請求項１６に
記載の単結晶鋳物。 - 【請求項２１】 前記超合金は、５．５〜約６．５重量
％のレニウム含有量を有することを特徴とする請求項２
０に記載の単結晶鋳物。 - 【請求項２２】 前記超合金は、約２．０〜約５．０重
量％のコバルト含有量を有することを特徴とする請求項
２１に記載の単結晶鋳物。 - 【請求項２３】 前記超合金は、大ストレス、約１９７
５゜Ｆに及ぶ高温の条件下でクリープに対して大きな抵
抗性を有することを特徴とする請求項１６に記載の単結
晶鋳物。 - 【請求項２４】 前記鋳物は、約１９５０゜Ｆ〜約２１
２５゜Ｆの温度で約１〜約２０時間にわたってエージン
グされたものであることを特徴とする請求項１６に記載
の単結晶鋳物。 - 【請求項２５】 前記鋳物は、タービンエンジン用の部
品であることを特徴とする請求項１６に記載の単結晶鋳
物。 - 【請求項２６】 前記鋳物はガスタービン・ブレードで
あることを特徴とする請求項１６に記載の単結晶鋳物。 - 【請求項２７】 前記鋳物はガスタービン・ベーンであ
ることを特徴とする請求項１６に記載の単結晶鋳物。 - 【請求項２８】 大ストレス、約１９７５゜Ｆに及ぶ高
温条件下で使用されるべき、その様な条件下でクリープ
に対して大きな抵抗性を特徴とする単結晶鋳物であっ
て、前記鋳物は、重量％で次の元素、即ち、 レニウム 約５．５〜６．５ クロム 約１．８〜３．０ コバルト 約２．０〜５．０ タンタル 約８．０〜１０．０ タングステン 約３．５〜６．５ アルミニウム 約５．３〜６．５ チタン 約０．２〜０．８ コロンビウム 約０〜０．３ モリブデン 約０．２５〜１．５ ハフニウム 約０．０２〜０．０５ 炭素 約０〜０．０４ 硼素 約０〜０．０１ イットリウム 約０〜０．０１ セリウム 約０〜０．０１ ランタン 約０〜０．０１ マンガン 約０〜０．０４ シリコン 約０〜０．０５ ジルコニウム 約０〜０．０１ 硫黄 約０〜０．００１ バナジウム 約０〜０．１０ ニッケル 残余 から成るニッケルを基本とする超合金から作られたもの
であり、前記超合金は、約１．７５より小さな相安定数
ＮＶ３Ｂを有することを特徴とする単結晶鋳物。 - 【請求項２９】 前記鋳物は、１９５０゜Ｆ〜２１２５
゜Ｆの温度で１〜２０時間にわたってエージングされた
ものであることを特徴とする請求項２８に記載の単結晶
鋳物。 - 【請求項３０】 前記鋳物は、タービンエンジン用の部
品であることを特徴とする請求項２８に記載の単結晶鋳
物。 - 【請求項３１】 前記鋳物はガスタービン・ブレードで
あることを特徴とする請求項２８に記載の単結晶鋳物。 - 【請求項３２】 前記鋳物はガスタービン・ベーンであ
ることを特徴とする請求項２８に記載の単結晶鋳物。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/905,462 US5366695A (en) | 1992-06-29 | 1992-06-29 | Single crystal nickel-based superalloy |
| US07/905462 | 1992-06-29 | ||
| US7/905462 | 1992-06-29 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07138683A true JPH07138683A (ja) | 1995-05-30 |
| JP2704698B2 JP2704698B2 (ja) | 1998-01-26 |
Family
ID=25420866
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5202461A Expired - Lifetime JP2704698B2 (ja) | 1992-06-29 | 1993-06-28 | ニッケルを基本とする単結晶超合金 |
| JP6502649A Expired - Lifetime JP2881626B2 (ja) | 1992-06-29 | 1993-06-29 | 単結晶ニッケル・ベース超合金 |
Family Applications After (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6502649A Expired - Lifetime JP2881626B2 (ja) | 1992-06-29 | 1993-06-29 | 単結晶ニッケル・ベース超合金 |
Country Status (15)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US5366695A (ja) |
| EP (2) | EP0577316B1 (ja) |
| JP (2) | JP2704698B2 (ja) |
| KR (1) | KR0126120B1 (ja) |
| AT (2) | ATE157126T1 (ja) |
| AU (1) | AU662227B2 (ja) |
| BR (1) | BR9302682A (ja) |
| CA (2) | CA2099358C (ja) |
| CZ (1) | CZ290913B6 (ja) |
| DE (2) | DE69313207T2 (ja) |
| DK (1) | DK0577316T3 (ja) |
| ES (2) | ES2106973T3 (ja) |
| IL (1) | IL106040A (ja) |
| WO (1) | WO1994000611A1 (ja) |
| ZA (1) | ZA934378B (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007119404A1 (ja) | 2006-03-20 | 2007-10-25 | National Institute For Materials Science | Ｎｉ基超合金とその製造方法およびタービンブレードまたはタービンベーン部品 |
| US7306682B2 (en) | 2003-08-11 | 2007-12-11 | Hitachi, Ltd. | Single-crystal Ni-based superalloy with high temperature strength, oxidation resistance and hot corrosion resistance |
| WO2015041162A1 (ja) * | 2013-09-18 | 2015-03-26 | 株式会社Ihi | 熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品及びその製造方法 |
| JP2019523825A (ja) * | 2016-06-10 | 2019-08-29 | サフラン | ハフニウムを含有するニッケル系超合金でできた部品の製造方法 |
Families Citing this family (73)
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| US5366695A (en) * | 1992-06-29 | 1994-11-22 | Cannon-Muskegon Corporation | Single crystal nickel-based superalloy |
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| US5695821A (en) * | 1995-09-14 | 1997-12-09 | General Electric Company | Method for making a coated Ni base superalloy article of improved microstructural stability |
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