JPH07268520A

JPH07268520A - 逆分配ニッケル基超合金単結晶製品

Info

Publication number: JPH07268520A
Application number: JP6337513A
Authority: JP
Inventors: Kevin S O'hara; ケヴィン・スウェイン・オハラ; William S Walston; ウイリアム・スコット・ワルストン; Earl W Ross; アール・ウォーレン・ロス; Ramgopal Darolia; ラムゴパル・ダロリア
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1994-01-03
Filing date: 1994-12-28
Publication date: 1995-10-17
Anticipated expiration: 2021-08-02
Also published as: EP0663462A1; DE69428511T2; EP0663462B1; US5482789A; JP3805396B2; DE69428511D1

Abstract

(57)【要約】【目的】高温下で十分な強度を有するばかりでなく、
特に高温暴露後において被膜−基材界面に望ましくない
ＴＣＰ相が生成する傾向を低減することのできる逆分配
ニッケル基超合金単結晶製品を提供する。【構成】本発明に係るニッケル基超合金単結晶製品の
特徴の１つは、１．３原子％（約４．０重量％）を超え
る高い含量のレニウムを含有しているニッケル基超合金
内において、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣｂから成っている第１の
元素群の含量の和によって定義された第１の含量範囲内
にある第１の元素群と、Ａｌ、Ｔｉ及びＷから成ってい
る第２の元素群の含量の和によって定義された第２の含
量範囲内にある第２の元素群と共に、特定含量のルテニ
ウム（Ｒｕ）及びタンタル（Ｔａ）が存在している。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【関連出願の記述】本発明は、いずれも本願の場合と同
じ譲受人に譲渡された、１９９３年１２月１４日付けの
米国特許番号第５２７０１２３号及び１９９３年７月２
９日付けの米国特許出願番号第０８／１０００１０号と
関連している。このような同時係属出願の開示内容は、
引用によってここに参照されるべきものである。

【０００２】

【産業上の利用分野】本発明は、ニッケル基超合金に関
し、更に詳しく言えば、約２０００°Ｆ以上の高温で単
結晶製品として使用するためのニッケル基超合金に関す
る。

【０００３】

【従来の技術】苛酷な負荷条件下において高温で単結晶
製品として使用するため、各種の高温用ニッケル基超合
金が開発され且つ報告されている。例えば、このような
条件は最新の航空機用ガスタービンエンジンのタービン
部に存在している。上述のような単結晶製品は、これら
のタービン部においてエアフォイルとして有用である。

【０００４】一般的に述べれば、このような高温及び苛
酷な負荷条件の下で有用な単結晶製品に関する最近の合
金強度の進歩は、原子拡散過程を阻止する「重い」高融
点元素を製品内に混入することによって達成されてき
た。このような高融点元素としては、レニウム（Ｒ
ｅ）、タングステン（Ｗ）、タンタル（Ｔａ）及びモリ
ブデン（Ｍｏ）が挙げられる。しかし残念ながら、上述
のようなニッケル基超合金製品を強化するためにこれら
のレニウム、タングステン、モリブデン及びタンタルを
添加した場合には、合金内に望ましくない相の析出が起
こり易くなることが避けられない。特に有害なのは位相
幾何学的最密充填相（ＴＣＰ相）として知られている相
であって、これらの相は約１８００°Ｆよりも高い温度
への暴露後において生成する。ＴＣＰ相は脆いばかりで
なく、それらの生成は合金の固溶体強化ポテンシャルを
低下させる。即ち、ＴＣＰ相の生成は溶質元素を所望の
合金相から除去し、そしてそれらを脆い相内に濃縮する
結果、目標とされる強度及び寿命が達成されないのであ
る。

【０００５】一般に、タービン装置において高温下で長
期間にわたり使用される予定の製品は、使用中に苛酷な
酸化条件に暴露されるために環境保護被膜で被覆されて
いる。このような被膜内にしばしば含有されている元素
の１つはアルミニウムであって、これは場合によって他
の元素（例えば白金）と併用若しくは合金化されてい
る。ところで、ある種の報告されたニッケル基超合金
は、このような苛酷な条件下で使用するための単結晶製
品として十分な強度を有しているが、上述のような保護
被膜が製品の表面と相互拡散して被膜−基材界面又はそ
の近傍に望ましくないＴＣＰ相を析出させる場合のある
ことが認められている。このような被膜−基材反応は
又、エンジンの運転中に機械的性質の低下をもたらすこ
とがあり、従って、極めて望ましくないと考えられてい
る。

【０００６】ディン(Dinh)の米国特許番号第４９３５０
７２号明細書中に記載されている通り、合金内にルテニ
ウムが存在する場合には、この合金内に望ましくないσ
相が生成する傾向が少ない。σ相は望ましくないＴＣＰ
族の組織の１つに過ぎない。ディンによって開示された
狭い範囲の合金は、３．５重量％未満のレニウム含量を
有しており、且つ好ましくはルテニウムを使用していな
い合金のみに限定されている。ディンは、最適量のルテ
ニウムを使用した場合、ルテニウムがレニウムを置換す
ることを述べている。ディンの特許明細書中には、σ相
のみが観察されるような狭い範囲の合金が開示されてい
る。より高いレニウム含量を有している超合金において
は、より複雑な安定性関係が認められ、そしてＰ相、μ
相及び（より少ない程度で）σ相を含んでいる複数のＴ
ＣＰ相が存在している。ディンによって開示された範囲
よりも高い含量でレニウムを含有している合金内におけ
るこれらのＴＣＰ相は、ディンによって観察されたσ相
のレニウム含量に比べて高いレニウム含量を示す。ディ
ンによって開示された範囲よりも高いレニウム含量にお
いては、ＴＣＰ相に対して追加のレニウム分配が起こる
ものと思われる。これはＴＣＰ相の性質に影響を及ぼ
し、そしてより高いレニウム含量を有している合金にお
いて認められる異なった安定性挙動の原因となる。尚、
ディンによって開示された合金は、より低いレニウム含
量を有している。

【０００７】ドゥール（Duhl）等の米国特許番号第４７
１９０８０号明細書中には、レニウム及びルテニウムを
随意の元素として含有しているニッケル基超合金が開示
されている。ドゥール等は、σ相、Ｐ相又はμ相のよう
ないずれかの観察形態でＴＣＰ相が生成されることを開
示していない。それ故、ドゥール等は望ましくないＴＣ
Ｐ相の生成に関するレニウムの決定的な役割を認識する
ことができなかったばかりでなく、このような認識され
ない問題を解決するための示唆を提示することもできな
かった。

【０００８】オースチン(Austin)等の米国特許番号第５
１５１２４９号明細書中には、レニウム及び所望に応じ
てルテニウムを含有しているニッケル基超合金が記載さ
れている。オースチン等は、ドゥール等と同じく、レニ
ウムが強力な固溶体強化元素であることを認識してい
た。オースチン等は又、約８重量％を超える高いレニウ
ム含量の下では高温暴露時におけるＴＣＰ相の生成傾向
が増大することをも認識していた。しかしながら、オー
スチン等は、ドゥール等と同じく、ＴＣＰ相生成の防止
に関するルテニウムの役割を正しく評価せず、従って、
この元素を随意の添加剤としてしか記載しなかった。要
するに、高温下でのＴＣＰ相生成を抑制するために他の
元素と共にルテニウムを使用することの重要性の記載が
欠けている。

【０００９】このように、高温下で十分な強度を有する
ばかりでなく、特に高温暴露後において被膜−基材界面
に望ましくないＴＣＰ相が生成する傾向の低減を示すよ
うなニッケル基超合金が要望されているのである。

【００１０】

【発明の概要】本発明の一側面に従えば、改善された組
合せの応力破断寿命及びＴＣＰ相の生成に関するミクロ
組織安定性を有するニッケル基超合金が提供される。わ
ずかな公称含量を超える量の望ましくない位相幾何学的
最密充填相（ＴＣＰ相）の生成は合金の組成及び熱履歴
によって左右され、そしてひとたび生成すれば合金の破
断寿命性能を必ず低下させる。本発明のニッケル基超合
金の特徴の１つは、１．３原子％（約４．０重量％）を
超える高い含量のレニウムを含有しているニッケル基超
合金内において、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣｂから成っている第
１の元素群の含量の和によって定義された第１の含量範
囲内で存在している第１の元素群、並びにＡｌ、Ｔｉ及
びＷから成っている第２の元素群の含量の和によって定
義された第２の含量範囲内で存在している第２の元素群
と共に、特定含量のルテニウム（Ｒｕ）及びタンタル
（Ｔａ）が含有されている結果、ＴＣＰ相の生成傾向が
低減し、従って、この合金が高温下でより安定となるこ
とである。又、Ｒｕが残りの元素と作用し合って高融点
元素相の分配状態を変化させることは、本発明のニッケ
ル基超合金にこれまで知られていなかった特異な性能を
付与するのであって、それにより、Ｎｉ基超合金内にお
いて通常見られるのとは反対の方向に沿って元素がγ相
又はγ’相内に分配されることになる。このようなＮｉ
基超合金は、Ｒｕ含有逆分配Ｎｉ基超合金と呼ばれる。
このような逆分配Ｎｉ基超合金の一実施例を成すγ相及
びγ’相を有している逆分配Ｎｉ基超合金単結晶製品
は、１．３〜３原子％のＲｅ、２．０〜３．７原子％の
Ｔａ、４．０〜１８．０原子％のＣｏ、０〜０．２原子
％のＨｆ、０〜０．３原子％のＣ、０〜０．０５原子％
のＢ、０〜０．０３原子％のＹ、０〜２．０原子％のＭ
ｏ、１．５〜７．２原子％のＣｒ、０〜０．７原子％の
Ｃｂ、１２．０〜１５．０原子％のＡｌ、０〜１．３原
子％のＴｉ及び１．０〜２．５原子％のＷと共に、０．
２５〜４．０原子％のＲｕを含有しており、且つ残部が
Ｎｉ及び偶発不純物から成っているような組成を有して
いる。このようなＮｉ基超合金製品においては、Ｒｕは
γ’相内においてＡｌ及び随意のＴｉを実質的に置換し
ながらＡｌ及び随意のＴｉをγ相内に分配する。Ｒｕは
又、Ｗ、Ｃｒ及びＲｅをγ’相内に分配させる。その結
果、このようなＮｉ基超合金製品は、改善された組合せ
の応力破断寿命及びミクロ組織安定性を有すると共に、
超合金のミクロ組織内における高温下での（γ相析出物
である）有害な位相幾何学的最密充填相の生成が抑制さ
れることを特徴とする。これは、ルテニウムの存在下に
おいてＴＣＰ相生成元素がγ’相内に移動するという逆
分配効果に実質的に由来するものである。

【００１１】本発明の他の側面に従えば、Ｍｏ、Ｃｒ及
びＣｂから成っている第１の元素群の原子パーセントの
和によって定義される第１の含量範囲内で存在している
第１の元素群、並びにＡｌ、Ｔｉ及びＷから成っている
第２の元素群の原子パーセントの和によって定義される
第２の含量範囲内で存在している第２の元素群と共に、
特定含量のＲｕが含有されている結果、改善された組合
せの応力破断寿命及びミクロ組織安定性を有すると共
に、超合金のミクロ組織内における高温下での有害な位
相幾何学的最密充填相の生成が抑制されるようなニッケ
ル基超合金単結晶製品であって、１．３〜２．６原子％
（約３．９〜７．８重量％）のＲｅ、２．０〜３．７原
子％（約５．８〜１０．７重量％）のＴａ、４．０〜１
６．０原子％（約４．２５〜１７．０重量％）のＣｏ、
０〜０．１６原子％（約０〜０．５重量％）のＨｆ、０
〜０．３原子％（約０〜０．０６重量％）のＣ、０〜
０．０５原子％（約０〜０．０１重量％）のＢ、０〜
０．０３原子％（約０〜０．０２重量％）のＹ、０〜
２．０原子％（約０〜３．０重量％）のＭｏ、１．５〜
７．２原子％（約１．２５〜６．０重量％）のＣｒ、０
〜０．７原子％（約０〜１．０重量％）のＣｂ、１２．
０〜１５．０原子％（約５．０〜６．６重量％）のＡ
ｌ、０〜１．３原子％（約０〜１．０重量％）のＴｉ及
び１．０〜２．３原子％（約３．０〜６．９重量％）の
Ｗと共に、０．２５〜４．０原子％（約０．４〜６．５
重量％）のＲｕを含有しており、第１の元素群の原子パ
ーセントの和によって定義される第１の含量範囲は、
１．５〜８．０原子％であり、第２の元素群の原子パー
セントの和によって定義される第２の含量範囲は、１
３．５〜１７．２原子％であり、且つ残部がＮｉ及び偶
発不純物から成っている組成を有していることを特徴と
するニッケル基超合金単結晶製品が提供される。

【００１２】本発明の更に他の側面に従えば、Ｍｏ、Ｃ
ｒ及びＣｂから成っている第１の元素群の原子パーセン
トの和によって定義される第１の含量範囲内で存在して
いる第１の元素群、並びにＡｌ、Ｔｉ及びＷから成って
いる第２の元素群の原子パーセントの和によって定義さ
れる第２の含量範囲内で存在している第２の元素群と共
に、特定含量のＲｕが含有されている結果、改善された
組合せの応力破壊寿命及びミクロ組織安定性を有すると
共に、超合金のミクロ組織内における高温下での有害な
位相幾何学的最密充填相の生成を抑制するようなニッケ
ル基超合金単結晶製品であって、１．３〜２．６原子％
のＲｅ、２．０〜３．７原子％のＴａ、４．０〜１６．
０原子％のＣｏ、０〜０．１６原子％のＨｆ、０〜０．
３原子％のＣ、０〜０．０５原子％のＢ、０〜０．０３
原子％のＹ、０〜２．０原子％のＭｏ、１．５〜７．２
原子％のＣｒ、０〜０．７原子％のＣｂ、１２．０〜１
５．０原子％のＡｌ、０〜１．３原子％のＴｉ及び１．
０〜２．３原子％のＷと共に、０．２５〜４．０原子％
のＲｕを含有しており、第１の元素群の原子パーセント
の和によって定義される第１の含量範囲は、１．５〜
８．０原子％であり、第２の元素群の原子パーセントの
和によって定義される第２の含量範囲は、１３．５〜１
７．２原子％であり、且つ残部がＮｉ及び偶発不純物か
ら成っている組成を有していると共に、２０００°Ｆ〜
２１００°Ｆの範囲内の温度下で少なくとも約１１〜１
８ｋｓｉの範囲内の応力を受けた場合に少なくとも約３
６０時間の応力破断寿命を有していることを特徴とする
ニッケル基超合金単結晶製品が提供される。好ましく
は、このような製品の応力破断寿命は、少なくとも約２
１００°Ｆの温度下で少なくとも約１２ｋｓｉの応力を
受けた場合に少なくとも６００時間である。本発明の合
金は、ＴＣＰ相を生成する傾向を示さないという点で安
定である。本発明に従えば、ＴＣＰ相の生成傾向はＴＣ
Ｐ数によって定量化されるのであって、ＴＣＰ数が大き
いほど望ましくないＴＣＰ相の生成傾向が大きいことを
意味する。本発明の合金に関して許容し得るＴＣＰ数は
３以下である。本発明の超合金製品は、ガスタービンエ
ンジン用のエアフォイルとして最も有用である。このよ
うなエアフォイルは被膜−基材界面に二次反応帯域（Ｓ
ＲＺ）を生成する傾向を有しているＡｌ合金、Ｐｔ合金
及びそれらの組合せによって被覆されるので、本発明の
製品を構成している合金組成物は、例えばエアフォイル
として使用される現行の超合金製品に比べてＳＲＺの生
成を阻止する傾向をも示すことが好ましい。

【００１３】本明細書中において用いられる「偶発不純
物」という用語は、性質及び（又は）量の点から見て超
合金の有利な特性に悪影響を及ぼさない少量の不純物及
び付随元素を意味する。本発明の更に他の側面に従え
ば、上に定義されたような本発明の合金から製造された
結果として改善された組合せの応力破壊寿命及びミクロ
組織安定性を有する強固で且つ安定なニッケル基超合金
単結晶製品が提供される。このような製品は、約１５ｋ
ｓｉ（１０³ポンド／平方インチ）の応力下で約１００
０時間にわたり約２０００°Ｆの温度に暴露された後に
おいても製品の内部に二次反応帯域が実質的に存在しな
いと共に、約２１００°Ｆの温度下で約１１ｋｓｉの応
力を受けた場合に少なくとも約６００時間の応力破断寿
命を有しながら約３．０以下のＴＣＰ数を示すことを特
徴とする。ＴＣＰ数は、ＴＣＰ相の析出を予測するため
に使用される合金組成物に基づく分析値である。大きい
ＴＣＰ数はＴＣＰ相の生成傾向が大きいことを表す。許
容し得る応力破断寿命を得るためには３以下のＴＣＰ数
が必要である。化学組成及び相生成の研究は原子レベル
の考察及び原子組成の使用に基づいており、且つニッケ
ル基超合金内のＴＣＰ相に関する文献においても原子組
成が使用されているので、本発明の発見につながる実験
結果の大部分は原子パーセントを基準として分析された
ものであり、従って、本明細書中でもそのまま提示され
る。尚、一部の先行技術においては重量パーセントによ
る組成が報告されているので、本明細書中では可能な限
り原子パーセントの後に概略の重量パーセントを括弧に
入れて提示することにする。

【００１４】本発明の内容は、特許請求の範囲に詳細に
且つ明確に記載されている。とは言え、本発明の構成及
び実施方法、並びに追加の目的及び利点は、図面を参照
しながら以下の説明を読むことによって最も良く理解さ
れよう。

【００１５】

【好適な実施例の詳細な説明】ニッケル基単結晶超合金
の報告例である合金Ｒ’１６２は、本発明の譲受人に譲
渡された前述のような１９９２年９月２９日付けのオー
スチン等の米国特許番号第５１５１２４９号明細書中に
記載されている。この特許の合金は非常に強度の大きい
単結晶超合金である。しかしながら、ある種の環境保護
被膜（特に、アルミニウムを含有しているもの）で被覆
された場合、それは望ましくないミクロ組織不安定性を
示すことが判明した。

【００１６】特に単結晶製品として使用するために開発
された他のニッケル基超合金は、やはり前述のような１
９９３年１２月１４日付けの米国特許番号第５２７０１
２３号明細書中に記載されている。この合金は、ある種
の特定用途に関し、特に被膜に隣接した合金本体内にお
ける二次反応帯域（ＳＲＺ）と呼ばれる成分についての
ミクロ組織安定性を顕著に向上させるために多少の応力
破断性能を犠牲にしたものである。これは、主としてＣ
ｏ、Ｗ及びＮｉから成っている基材内に特定含量範囲の
Ａｌ、Ｃｒ、Ｔａ及びＭｏと共にＲｅを存在させるとい
う特異な組合せによって達成された。しかしながら、こ
の合金においては、ＲｕがＲｅを制御してＴＣＰ相内へ
のそれの優先的な分配を防止することの意義は認識され
ていなかった。

【００１７】ＳＲＺと呼ばれる成分は、ある種のニッケ
ル基超合金、特に単結晶構造物の製造用として設計され
たニッケル基超合金内において生成することが認められ
ている。通例、ＳＲＺは１８００°Ｆ以上の温度への暴
露後において保護被膜と基材合金との間の界面に生成す
る。ＳＲＺの生成は、機械的性質とりわけ応力破断特性
の低下をもたらす。ＳＲＺ成分はタイプIIの位相幾何学
的最密充填相（ＴＣＰ相）である斜方晶系のＰ相、及び
γ相から主として成っており、それらはいずれもγ’相
母体内に分散している。尚、このようなＴＣＰ相及びγ
相は、塊状のγ’相母体内において針状の構造物を形成
している。時折、ＳＲＺは高温下での応力破断試験中に
おいてミクロ組織の偏析領域内に生成し、そしてやはり
性質の低下をもたらすことが認められている。

【００１８】高温下で単結晶製品として使用するための
この種の合金を継続的に評価したところ、ミクロ組織安
定性と応力破壊性能との間に緊密な関係のあることが判
明した。これは、レニウムに富むＴＣＰ相が析出する約
２０００°Ｆ以上での用途にとって特に重要である。こ
のような評価に際し、ミクロ組織安定性と改善された応
力破断寿命との組合せを得るために、Ｒｕの含有が極め
て重要であることが認められた。下記の表１〜表４に
は、評価された代表的な合金の公称組成が示されてい
る。

【００１９】

【表１】

【００２０】

【表２】

【００２１】

【表３】

【００２２】

【表４】

【００２３】特定の性質を達成するために、各種の合金
元素が特定の含量でニッケル基超合金組成物に添加され
ている。これらの合金元素の効果は公知である。クロム
は、主として高温耐食性及び耐酸化性に対する有益な効
果を有するために添加される。クロムは又、γ相内にお
ける強力な固溶体強化元素である。クロムの含量が少な
過ぎると、高温耐食性が許容し得ないほど低いレベルに
まで低下する。先行技術（例えば、米国特許番号第５１
５１２４９号）によれば、約５重量％よりも高いクロム
含量においては高温ミクロ組織不安定性が生じることも
示されている。その理由は、クロムがＴＣＰ相の生成傾
向を助長することにある。

【００２４】コバルトは、長期の高温運転に際し、ＴＣ
Ｐ相の生成に対して合金を安定化するために添加され
る。しかしながら、Ｃｏは合金の破断強さ及び耐酸化性
を低下させる。タングステン（Ｗ）はγ相及びγ’相に
分配され、そして固溶体強化により各相を強化するため
に役立つ。タングステンは、それの高い密度が合金の総
合密度を増大させるため航空機用途において使用される
エアフォイルにとっては望ましくないが、強化に役立つ
点から見て必要である。更に又、高含量のＷは、合金の
耐酸化性及び耐食性を低下させるように思われると共
に、ＴＣＰ相の生成を促進する傾向がある。

【００２５】タンタル（Ｔａ）はγ’強化剤であって、
これは又、高温耐食性を与えると共に、鋳造品の表面上
にフレックルとして知られる等軸結晶粒が生成するのを
抑制する。最小含量よりも低ければ合金の強度は低くな
り、又、約１０重量％よりも高ければ合金の密度が増大
するので望ましくない。アルミニウムはγ’相の生成に
とって重要な合金元素であると共に、表面の酸化アルミ
ニウムにアルミニウムを提供することによって耐酸化性
を付与する。アルミニウム含量が低過ぎると、γ’相の
生成が不十分となり、従って、合金のクリープ破断強さ
及び耐酸化性が許容し得ないほどに低くなる。とは言
え、アルミニウム含量の増加は、長期の高温暴露に際し
て脆いＴＣＰ相が生成する傾向を増大させる原因とな
る。更に又、Ａｌの増加に伴って合金の溶体化処理が困
難になるため、溶体化処理に際して融解の開始が起こる
という問題が見られることがある。

【００２６】チタンは強力なγ’相生成剤である。これ
はγ’相内において容易にＡｌを置換する。レニウム
（Ｒｅ）はγ相内における強力な固溶体強化元素であっ
て、高温強度を達成するために重要であるが、密度が比
較的高い。Ｒｅはそれほど強力でない固溶体強化元素
（例えば、Ｍｏ及びＣｒ）の代わりに使用されてきた。
Ｒｅの含量が約３重量％を超えると、長期の高温暴露に
際してＴＣＰ相が生成する傾向が増大する。レニウムは
密度が高いばかりでなく高価でもある。

【００２７】少量のイットリウム（Ｙ）は耐酸化性を改
善する。しかしながら、低含量のＹは機械的性質に対し
て全く効果を有しないように思われる。表１〜表４内の
合金を試験することにより、多くの添加元素が望ましく
ないＴＣＰ相を生成する傾向を示すことが確認された。
試験された元素のうちで、Ｒｕは高温暴露後において望
ましくない位相幾何学的最密充填相（ＴＣＰ相）の生成
に寄与しない唯一の高融点元素であることが判明した。
実際、Ｒｕの添加は安定性を促進することが証明されて
いる。評価方法は、２０００°Ｆ及び２１００°Ｆでの
試験において破壊した破断試験片を金属組織学的に検査
することから成っていた。試験後、試験片を縦方向及び
横方向方位に固定し、そして村上試薬（ＡＳＴＭ９８）
を用いてエッチングを施した。ＴＣＰ相の量を０〜１０
の評点を有する１組の写真標準と比較した。０はＴＣＰ
相が存在しないことを意味する一方、１０はＴＣＰ相で
飽和した顕微鏡写真を表す。図１〜図３には、試験後に
おける顕微鏡写真の若干の実例及びそれらのＴＣＰ評点
が示されている。

【００２８】このようにして、４３のルテニウム含有合
金組成物を含めた９８の互いに独立した合金組成物が評
価された。前述のように、化学組成及び相生成の研究は
原子レベルの考察及び原子組成の使用に基づいているの
で、ＴＣＰ相生成の統計的分析は原子パーセント処方を
用いて実施された。ニッケル基超合金内でのＴＣＰ相生
成に関する既知文献においても、原子パーセント処方が
用いられている。

【００２９】ＴＣＰ数（Ｎ_z）の平方根変換値を独立変
数として用いながら、このようなデータセットについて
多重線形回帰分析として知られる分析技術を実施した。
ＴＣＰ生成に対するルテニウムの定量的効果を一層明確
に理解するため、このようなデータセットから４つの独
立したモデルが開発された。下記の表５には、元素係数
（係数）、ｔ因子確率（確率）、及び式から得られた統
計が示されている。すべての式は因子との優れた統計的
相関を示している。

【００３０】

【表５】

【００３１】表５について説明すれば、モデル１はすべ
てのデータを含んでいる。モデル１によれば、検討の範
囲内においてはＴＣＰ相生成を促進する点で最も強力な
のはＲｅ、次いでＴａであることが示される。Ｒｕは大
きい負の係数を有しているのに対し、Ｃｏはわずかに負
である。モデル２においては、データセットはＲｕを含
有している４３の合金のみに限定されている。この場
合、Ｒｕは小さい正の係数を示すが、他の高融点溶質よ
りはかなり小さい。モデル３は、Ｒｕを含有していない
合金のみを用いてデータを考察したものである。モデル
２とモデル３との間における元素係数の変化を比較する
ことにより、Ｒｕの存在がＡｌ、Ｗ、Ｃｂ及びＴｉの係
数を劇的に低下させることが明らかとなる。モデル４
は、統計的に類似した係数を有している元素同士を加算
して新しい独立変数を得ることによってモデル１を単純
化したものである。これが可能である理由は、それらの
類似した元素係数同士が統計的に異なるものとして証明
し得ないことにある。図４はモデル４から得られた式を
単純化したものを横軸上に取って示すグラフであって、
Ｎ_zに対するＲｕの効果を容易に認めることができる。
即ち、添加された溶質の量が一定であれば、Ｒｕ合金は
より少ないＴＣＰ生成量を示している。尚、一層注目す
べきことは、このような原子対原子方式の置換に基づく
Ｒｕの含有がＮｉを犠牲として実施されていることが認
識された点にある。

【００３２】Ｒｕの効果を更に探求するため、Ｒｅ、Ｍ
ｏ、Ｃｒ及びＲｕを様々に変化させ且つＴａとＴｉとの
和を２段階に変化させた１７個の合金を用いて部分因子
実験を行った。Ａｌ、Ｃｏ、Ｗ、並びに微量添加剤であ
るＣ、Ｂ及びＨｆは、一定に保たれた。更に又、原子パ
ーセントで表されたＴａとＴｉとの和は一定に保たれた
ので、γ’相生成剤の総量は一定であった。これら１７
個の合金には、表１〜表４において５〜２１の番号が付
けられている。ＴＣＰ相の析出の重要性は、このような
管理された実験に関し、２０００°Ｆ／１８ｋｓｉ及び
２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下における破断寿命を
ＴＣＰ数に対してプロットした図５によって強調的に示
されている。明らかに、長い破断寿命とＴＣＰ相の析出
とは互いに排他的である。図５が示している通り、最良
の破断寿命を得るためには３以下のＴＣＰ数が必要であ
る。

【００３３】上述のように設計された実験は、Ｒｕと各
々の元素因子との比較を可能にする。この実験によれ
ば、Ｒｕの含有がＴＣＰ相の生成傾向を低減させながら
強度を維持又は改善することが明確に示される。以下に
若干の実施例を示すことにするが、対応する原子パーセ
ント処方については表１〜表４を参照されたい。（実施例１）元素組成（重量％）破断寿命（時間）合金ＲｅＲｕＭｏＣｒＴａＴｉ 2000°Ｆ 2100°Ｆ 10 5.40 0.80 1.55 5.00 6.40 0.40 543.6 402.2 11 4.50 1.60 1.55 5.00 6.40 0.40 618.2 858.2 図６〜図９は、破壊した試験片のゲージ部から採取され
たミクロ組織を示している。図６及び図７は、それぞれ
２０００°Ｆ／１８ｋｓｉ及び２１００°Ｆ／１２ｋｓ
ｉの条件下で試験された合金１１のミクロ組織である。
図８及び図９は、それぞれ２０００°Ｆ／１８ｋｓｉ及
び２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下で試験された合金
１０のミクロ組織である。合金１１は合金１０よりも少
ないＴＣＰ相生成量を示している。これらの合金はいず
れも０．０５重量％のＣを含有しているので、各々の顕
微鏡写真中には一定分率の炭化物が存在している。Ｒｕ
含量の増加はＲｅを犠牲にして達成されたが、その他の
元素の含量は実質的に一定に保たれた。（実施例２）元素組成（重量％）破断寿命（時間）合金ＲｅＲｕＭｏＣｒＴａＴｉ 2000°Ｆ 2100°Ｆ 7 4.50 1.60 0.95 5.00 7.90 0.0 503.9 755.5 9 4.50 0.80 1.55 5.00 7.90 0.0 556.2 497.9 図１０〜図１３は、破壊した試験片のゲージ部から採取
されたミクロ組織を示している。図１０及び図１１は、
それぞれ２０００°Ｆ／１８ｋｓｉの条件下で５０３．
９時間後、及び２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下で７
５５．５時間後における合金７のミクロ組織である。図
１２及び図１３は、それぞれ２０００°Ｆ／１８ｋｓｉ
の条件下で５５６．２時間後、及び２１００°Ｆ／１２
ｋｓｉの条件下で４９７．９時間後における合金９のミ
クロ組織である。合金７は合金９よりも少ないＴＣＰ相
生成量を示している。これらの合金はいずれも０．０５
重量％のＣを含有しており、従って、各々の顕微鏡写真
中には一定分率の炭化物が存在している。Ｒｕ含量の増
加はＭｏを犠牲にして達成されたが、その他の元素の含
量は実質的に一定に保たれた。（実施例３）元素組成（重量％）破断寿命（時間）合金ＲｅＲｕＭｏＣｒＴａＴｉ 2000°Ｆ 2100°Ｆ 7 4.50 1.60 0.95 5.00 7.90 0.0 503.9 755.5 13 4.50 0.80 0.95 5.90 7.90 0.0 374.1 299.7 図１４〜図１７は、破壊した試験片のゲージ部から採取
されたミクロ組織を示している。図１４及び図１５は、
それぞれ２０００°Ｆ／１８ｋｓｉの条件下で５０３．
９時間後、及び２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下で７
５５．５時間後における合金７のミクロ組織である。図
１６及び図１７は、それぞれ２０００°Ｆ／１８ｋｓｉ
の条件下で３７４．１時間後、及び２１００°Ｆ／１２
ｋｓｉの条件下で２９９．７時間後における合金１３の
ミクロ組織である。合金１３は合金７よりも多いＴＣＰ
相生成量を示している。これらの合金はいずれも０．０
５重量％のＣを含有しており、従って、各々の顕微鏡写
真中には一定分率の炭化物が存在している。Ｒｕ含量の
増加はＣｒを犠牲にして達成されたが、その他の元素の
含量は実質的に一定に保たれた。（実施例４）元素組成（重量％）破断寿命（時間）合金ＲｅＲｕＭｏＣｒＴａＴｉ 2000°Ｆ 2100°Ｆ 11 4.50 1.60 0.95 5.00 7.90 0.0 618.2 858.2 9 4.50 0.80 1.55 5.00 7.90 0.0 556.2 497.9 図１８〜図２１は、破壊した試験片のゲージ部から採取
されたミクロ組織を示している。図１８及び図１９は、
それぞれ２０００°Ｆ／１８ｋｓｉの条件下で６１８．
２時間後、及び２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下で８
５８．２時間後における合金１１のミクロ組織である。
図２０及び図２１は、それぞれ２０００°Ｆ／１８ｋｓ
ｉの条件下で５５６．２時間後、及び２１００°Ｆ／１
２ｋｓｉの条件下で４９７．９時間後における合金９の
ミクロ組織である。合金１１は合金９よりも少ないＴＣ
Ｐ相生成量を示している。これらの合金はいずれも０．
０５重量％のＣを含有しており、従って、各々の顕微鏡
写真中には一定分率の炭化物が存在している。Ｒｕ含量
の増加はＭｏを犠牲にして達成されたが、その他の元素
の含量は実質的に一定に保たれた。

【００３４】本発明の合金に対するルテニウム添加の効
果を十分に理解するためには、ニッケル基超合金内にお
いて決定元素の原子パーセントを変化させながら各々の
決定元素の分配機構及び決定元素同士の相互作用を知る
必要がある。先行技術によれば、添加されたＲｅの多く
はγ相内に分配されて固溶体強化剤として作用すると同
時に、γ’相内へのＡｌ、Ｃｒ及びＷの分配をわずかに
減少させることが示されている。とは言え、通常の添加
量の範囲内では、γ’相の全量は一定に保たれる。

【００３５】先行技術によれば又、添加されたＭｏは、
原子／原子基準（即ち、γ’相内のＭｏをγ相内のＭｏ
で割った値）で表せば、約１／３の分配比でγ’相内に
分配されることが示されている。Ｍｏは、γ相内におけ
るＡｌの溶解度を低下させることによってγ’相の量を
増加させる。Ｍｏはγ’相内のＣｒを特異的に置換する
が、γ’相内のＡｌ又はＴｉを置換することはない。

【００３６】先行技術によれば、添加されたＷはγ相内
及びγ’相内に分配されるが、γ’相内におけるそれの
分配比は、合金に応じて約０．５〜２．５であることが
示されている。Ｗの量が増加した場合、それはγ’相内
に分配されるＡｌ又はＴｉの比率に影響を及ぼさない
が、γ’相内におけるＣｒ及びＭｏの比率をわずかに低
下させる。それは又、γ’相の量をわずかに増加させ
る。

【００３７】Ｔａはほぼ完全にγ’相内に分配され、そ
してγ’相の分率を増大させる。Ｔａを添加した場合、
γ相内及びγ’相内におけるＡｌ、Ｔｉ、Ｗ及びＣｒの
濃度は影響を受けない。即ち、いずれの相においてもそ
れらの元素の濃度は一定に保たれる。しかしながら、Ｍ
ｏはγ’相内においてわずかに減少する。ニッケル基超
合金内の相の化学組成に対するＲｕの影響を更に探求す
るために、文献及び経験に基づいて２種のモデル合金が
選択された。これらの合金は金属工学的に不安定なもの
であって、２０００°Ｆの温度への暴露後には容易にＴ
ＣＰ相を生成する。各々の合金に対し、Ｎｉを犠牲にし
て１．５重量％及び３．０重量％のＲｕが添加された。
１４４４＋４Ｒｅと呼ばれる第１の基礎合金は、表１〜
表４内に合金２６として示されている。１．５重量％及
び３．０重量％のＲｕを添加した２種の変性組成物は、
それぞれ合金２７及び２８として示されている。第２の
基礎合金は米国特許番号第５１５１２４９号の範囲内に
含まれるものであって、Ｒ’１６２＋０．５Ａｌ（表１
〜表４内の合金２９）と呼ばれる。それと共に、１．５
原子％及び３．０原子％のＲｕをそれぞれ添加して成っ
ている２種の合金も調製した。これらは合金３０及び３
１である。標準的な溶体化及び時効熱処理を施したとこ
ろ、Ｒ’１６２＋０．５Ａｌの化学組成はＴＣＰ相を示
したが、それの量はＲｕの増加と共に増加した。１４４
４＋４Ｒｅに基づく３種の合金は、このような合金に通
例施される標準的な溶体化及び時効熱処理の後にもＴＣ
Ｐ相を示さなかった。

【００３８】確立された公知の技術によって化学的相抽
出を行った後、上述のような６種の合金のγ相及びγ’
相組成を分析した。その結果を下記の表６に示す。

【００３９】

【表６】

【００４０】Ｒｕを添加した場合でも、各々の合金内に
おけるγ’相の量は、下記の表７のように比較的一定に
保たれた。表７合金重量分率(%) 合金重量分率(%) （γ’相）（γ’相） 1444+4Re+0Ru 57.3 R'162+0.5Al+0Ru 70.0 1444+4Re+1.5Ru 55.9 R'162+0.5Al+1.5Ru 69.5 1444+4Re+3.0Ru 59.2 R'162+0.5Al+3.0Ru 69.8 しかしながら、本発明のＮｉ基超合金にＲｕが添加され
た場合には、いくつかの意外な現象が起こる。通常、Ｎ
ｉ基超合金においてはＡｌ及びＴｉはγ’相内に分配さ
れることが認められている。このような分配傾向は極め
て強いものである。又、Ｃｂはγ’相内に分配される。
しかしながら、本発明の含量で合金にＲｕが添加される
と、γ相内へのＡｌ及びＴｉの分配が起こる一方、γ’
相内におけるＲｅ、Ｗ及びＣｒの濃度が増加する。又、
Ｒｕを添加すると、γ’相内におけるＲｕの濃度が増加
するが、γ’相の体積分率は比較的一定に保たれる。特
定の理論に固執することは望まないが、合金に（Ｎｉを
犠牲にして）Ｒｕを添加することは相の化学組成を顕著
に変化させる。Ｒ’１６２＋０．５Ａｌ合金系において
は、ＲｕはＮｉをγ’相から離脱させると共に、Ｃｒ及
びＲｕが標準的なニッケルの面心部位において原子対原
子方式でＮｉを置換する。同時に、Ａｌはγ’相から離
脱し、そしてＡｌのコーナ部位において原子対原子方式
でＷ、Ｒｅ及びＴａにより置換される。正味の結果は、
ＴＣＰ相が生成されるγ相母体からＴＣＰ相の主要元素
成分が除去されることである。１４４４＋４Ｒｅ合金に
おいても同様な結果が認められる。但し、この合金内に
Ｔｉが存在する場合にのみ、Ｃｒがγ’相内のＡｌ部位
を占めることになる。それ故、１４４４＋４Ｒｅ合金に
Ｒｕが添加された場合、それはＮｉを置換すると共に、
Ａｌ、Ｔｉ及びＣｂをγ相に移行させる。これらの元素
は、Ａｌ部位を占めるＷ、Ｒｅ及びＣｒによって原子対
原子方式で置換されることになる。尚、Ｃｒの優先的な
コーナ部位占拠に対するＴｉの効果は、文献によって裏
付けられている。正味の結果は、γ相母体からＷ、Ｒｅ
及びＣｒが欠如し、そのためにＴＣＰ相の生成が阻止さ
れることである。ＴＣＰ相の化学組成は、公称的に５０
〜７５％のこのような高融点元素と、残部のＮｉ及びＣ
ｏとから成っている。これらの相がγ相母体内に生成す
ることは一般に認められている。従って、Ｒｕの添加
は、ＴＣＰ相生成の原因となる元素の分配状態に影響を
及ぼすことにより、有害なＴＣＰ相の生成を制限して本
発明の合金のミクロ組織安定性を改善する。これは高温
下における応力破断寿命の向上をもたらす。ＴＣＰ相を
完全に排除することはできないが、Ｒｕの添加はＴＣＰ
数を３以下に保つことができる（図１〜図３及び図５を
参照）。経験的に見れば、３以下のＴＣＰ数を有してい
る合金は、多少のＴＣＰ相を含有しているが、合金の応
力破断特性を顕著に低下させるほどではない。本発明の
合金は、高温下において満足すべき応力破断寿命を有し
ていると共に、３以下のＴＣＰ数を有している。

【００４１】化学的抽出によって分析された２種の合金
に関し、引き続いて２０００°Ｆにおける応力破断試験
を行った。その結果を下記の表８に示す。興味深いこと
には、Ｒｕの添加は１４４４系列の合金をわずかだけ強
化したのに対し、Ｒ’１６２系列の合金を弱化した。破
壊した試験片のミクロ組織はいずれも、ＴＣＰ相の存在
を示した。図２２〜図２４において認められるように、
ＴＣＰ相の量は１４４４基礎合金に添加されるＲｕの量
の増加に伴って減少した。図２２、図２３及び図２４
は、３種のＲｕ含量（即ち、それぞれ＋０Ｒｕ、＋１．
５Ｒｕ及び＋３．０Ｒｕ）を有している１４４４＋４Ｒ
ｅ合金について２０００°Ｆ及び１６ｋｓｉの条件下で
応力破断試験を行った後の顕微鏡写真である。興味深い
ことには、Ｒ’１６２系列においてはＲｕの増加に伴っ
てＴＣＰ相の増加が認められた（図２５〜２７）。図２
５、図２６及び図２７は、３種のＲｕ含量（即ち、それ
ぞれ＋０Ｒｕ、＋１．５Ｒｕ及び＋３．０Ｒｕ）を有し
ているＲ’１６２＋０．５Ａｌ合金について２０００°
Ｆ及び１８ｋｓｉの条件下で応力破断試験を行った後の
顕微鏡写真である。これは各々の合金に関して計算され
た空孔数（Ｎ_v）に反している。ところで、表８におい
て、これらの合金は本発明の組成範囲内に含まれないこ
とに注意されたい。即ち、１４４４系列は（Ｃｒ＋Ｍｏ
＋Ｃｂ）含量が高く、又、Ｒ’１６２系列は（Ａｌ＋Ｔ
ｉ＋Ｗ）含量が高い。このように、超合金に対するＲｕ
の有益な効果は、本発明の組成のみに制限されるように
思われるのである。

【００４２】

【表８】

【００４３】本発明のＲｕ含有合金に関する追加の評価
項目の中には、高温暴露時における環境保護のために使
用される（ＲＴ２２Ｇ被膜として知られている）Ｐｔ−
Ａｌ被膜に隣接したＳＲＺの生成にＲｕが及ぼす影響の
考察が含まれていた。前述のように、ガスタービンエン
ジンの高温動作部においては、このような保護のために
Ａｌ又はＡｌ合金がしばしば使用されている。残念なが
ら、少なくとも約１８００°Ｆの温度に暴露された場
合、たとえ荷重が加わっていなくてもこのような被膜内
のＡｌは被膜直下にＳＲＺの生成を引き起こすことがあ
る。

【００４４】本発明の評価に際しては、合金の組成とＳ
ＲＺの生成との間において多数例の比較が行われた。こ
のような比較は、当業者にとって公知の方法に従い、試
験片をＰｔ−Ａｌ被膜で被覆してから無荷重下で４００
時間にわたり２０００°Ｆの温度に暴露することによっ
て行った。このような評価の結果を統計的に分析したと
ころ、合金内に生成するＳＲＺの量を予測する方法にお
いて使用するために役立つ下記のような関係式が得られ
た。この関係式は、多重回帰分析技術によって得られた
ものであって、式中の元素の含量は原子パーセントで表
されている。

【００４５】［ＳＲＺ］^1/2＝−７．５９＋１４．４１
（％Ｒｅ）＋１．８８（％Ｗ）＋１．６５（％Ｒｕ）−
３．５２（％Ｃｒ）−２．３３（％Ｍｏ）Ｒｅは、ＳＲＺの生成に関して大きな正の係数を有して
いる。ＳＲＺの生成に対するＲｕの寄与は、（正ではあ
るが）Ｒｅに比べて１桁小さいことが判明したが、これ
はＲｅがＲｕよりも強力なＳＲＺ生成促進剤であること
を示している。従って、本発明に係わる種類の合金の安
定性は、Ｒｅと共にＲｕを（場合によっては、原子対原
子方式に基づくＲｅの置換元素として）添加することに
よって向上させ得ることが認められたのである。

【００４６】表１〜表４内の合金の大部分に関し、２０
００°Ｆ及び２１００°Ｆで応力破断試験を行った。い
くつかの合金について得られたデータを図２８及び図２
９に示す。本発明の合金の破断寿命は、Ｒ’Ｎ６合金
（１９９３年１２月１４日付けの米国特許番号第５２７
０１２３号）に比べ、２０００°Ｆでは最高２倍も長
く、又、２１００°Ｆでは最高３倍も長いことがわか
る。この２１００°Ｆ破断寿命データを先進Ｆ１１０軍
用エンジン系列において高圧タービン（ＨＰＴ）羽根と
して使用されているＲ’Ｎ５合金の対応した２１００°
Ｆ破断寿命と比較したところ、本発明の温度性能向上は
ほぼ１００°Ｆであって、これは顕著な性能向上を表し
ている。このような強度の向上は、他の強化元素（例え
ば、Ｒｅ、Ｍｏ及びＷ）と共にＲｕを添加することによ
って達成されるものと判断される。更に又、Ｒｕがミク
ロ組織安定性を向上させる結果、Ｍｏ、Ｗ及びＲｅのよ
うなより強力な強化剤は、有害なＴＣＰ相内に束縛され
ることがなくなり、従って、より多量のこのような強化
剤が合金の強化に関与することになる。

【００４７】従来の合金を検討すれば、随意の元素とし
てＲｕが記載されてはいるが、本発明の合金とは異なっ
て組成内にＲｕを必要とする合金は皆無であることがわ
かる。従来の合金においては、Ｒｅ、Ｔａ、Ｗ、Ａｌ、
Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｂ、Ｃｏ及びＣｒの存在下でミクロ組織
安定性と高い応力破断強さとの組合せを得るために、本
発明が必要とする厳密な元素含量範囲は規定されていな
い。更に又、先行技術において合金が論議される際、Ｔ
ｉ及びＡｌをγ相内に移行させ且つＲｅ、Ｃｒ及びＷを
γ’相内に移行させるというＲｕの逆分配効果は認識さ
れていない。Ｒｕを含有しており、且つこのような挙動
を示すＮｉ基超合金は、ルテニウム含有逆分配Ｎｉ基超
合金又は簡単に逆分配Ｎｉ基超合金と呼ばれる。

【００４８】本発明の好適な一実施例に従えば、改善さ
れた組合せの応力破断寿命及びミクロ組織安定性を有す
ると共に、超合金のミクロ組織内における高温下での有
害な位相幾何学的最密充填相の生成が抑制されるような
ニッケル基超合金単結晶製品が提供される。このような
超合金単結晶製品は、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣｂから成ってい
る第１の元素群の原子パーセントの和によって定義され
る第１の含量範囲内で存在している第１の元素群、並び
にＡｌ、Ｔｉ及びＷから成っている第２の元素群の原子
パーセントの和によって定義される第２の含量範囲内で
存在している第２の元素群と共に、特定含量のＲｕが含
有されていることを特徴とするものであって、０．２５
〜２．０原子％（約０．６〜３．０重量％）のＲｕ、
１．４〜２．０原子％（約４．２〜６．０重量％）のＲ
ｅ、０．４〜１．５原子％（約０．６〜２．４重量％）
のＭｏ、２．２〜３．０原子％（約６．３〜８．７重量
％）のＴａ、４．０〜１６．０原子％のＣｏ、０〜０．
１６原子％のＨｆ、０〜０．３原子％のＣ、０〜０．０
５原子％のＢ、０〜０．０３原子％のＹ、１．５〜７．
２原子％のＣｒ、０〜０．３原子％のＣｂ、１２．０〜
１５．０原子％のＡｌ、０〜１．３原子％のＴｉ及び
１．０〜２．３原子％のＷを含有しており、第１の含量
範囲が１．９〜７．５原子％であり、第２の含量範囲が
１３．５〜１７．２原子％であり、且つ残部がニッケル
及び偶発不純物から成っているような組成を有してい
る。

【００４９】本発明の一層好適な実施例に従えば、やは
り改善された組合せの応力破断寿命及びミクロ組織安定
性を有すると共に、超合金のミクロ組織内における高温
下での有害な位相幾何学的最密充填相の生成が抑制され
るようなニッケル基超合金単結晶製品が提供される。こ
のような超合金単結晶製品は、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣｂから
成っている第１の元素群の原子パーセントの和によって
定義される第１の含量範囲内で存在している第１の元素
群、並びにＡｌ、Ｔｉ及びＷから成っている第２の元素
群の原子パーセントの和によって定義される第２の含量
範囲内で存在している第２の元素群と共に、特定含量の
Ｒｕが含有されていることを特徴とするものであって、
０．４〜２．０原子％（約０．６〜３．０重量％）のＲ
ｕ、１．５〜１．９５原子％（約４．５〜５．７５重量
％）のＲｅ、０．４〜１．５原子％（約０．５〜２．４
重量％）のＭｏ、２．４〜２．９原子％（約６．９〜
８．５重量％）のＴａ、４．０〜１６．０原子％のＣ
ｏ、０〜０．１６原子％のＨｆ、０〜０．３原子％の
Ｃ、０〜０．０５原子％のＢ、０〜０．０３原子％の
Ｙ、２．０〜７．０原子％のＣｒ、０〜０．３原子％の
Ｃｂ、１２．７５〜１４．２原子％のＡｌ、０〜１．３
原子％のＴｉ及び１．０〜２．３原子％のＷを含有して
おり、第１の含量範囲が２．２５〜７．２５原子％であ
り、第２の含量範囲が１４．０〜１６．２５原子％であ
り、且つ残部がニッケル及び偶発不純物から成っている
ような組成を有している。

【００５０】更に他の好適な実施例に従えば、やはり改
善された組合せの応力破断寿命及びミクロ組織安定性を
有すると共に、超合金のミクロ組織内における高温下で
の有害な位相幾何学的最密充填相の生成が抑制されるよ
うなニッケル基超合金単結晶製品が提供される。このよ
うな超合金単結晶製品は、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣｂから成っ
ている第１の元素群の原子パーセントの和によって定義
される第１の含量範囲内で存在している第１の元素群、
並びにＡｌ、Ｔｉ及びＷから成っている第２の元素群の
原子パーセントの和によって定義される第２の含量範囲
内で存在している第２の元素群と共に、特定含量のＲｕ
が含有されていることを特徴とするものであって、０．
５〜２．０原子％（約０．８〜３．０重量％）のＲｕ、
１．５〜１．９５原子％（約４．５〜５．７５重量％）
のＲｅ、０．６〜１．２５原子％（約０．９〜２．０重
量％）のＭｏ、２．２〜２．７５原子％（約６．４〜
８．１重量％）のＴａ、４．０〜１６．０原子％のＣ
ｏ、０〜０．１６原子％のＨｆ、０〜０．３原子％の
Ｃ、０〜０．０５原子％のＢ、０〜０．０３原子％の
Ｙ、２．４〜６．０原子％のＣｒ、０〜０．３原子％の
Ｃｂ、１２．９〜１４．０原子％のＡｌ、０〜１．３原
子％のＴｉ及び１．０〜２．３原子％のＷを含有してお
り、第１の含量範囲が４．０〜７．２原子％であり、第
２の含量範囲が１５．０〜１６．２５原子％であり、且
つ残部がニッケル及び偶発不純物から成っているような
組成を有している。

【００５１】Ｃ、Ｂ及びＨｆは、特定の性質を発現させ
るために意図的に添加される少量の無視できない元素で
ある。Ｃは、より清浄な溶融合金を得ると共に、耐食性
を促進するために添加される。Ｈｆは、合金の耐酸化性
を改善すると共に、被膜の適合性及び寿命を改善するた
めに添加される。ホウ素は、低角結晶粒界欠陥に対する
合金の耐性を改善する。

【００５２】上述の試験及びデータによれば、(1) Ｒｕ
は高温暴露後におけるＴＣＰ相の生成を遅らせること、
(2) ＲｕはＲｅに比べてＳＲＺの生成に関する有害性が
１桁小さいこと、並びに(3) 例えば約０．２５〜２．０
原子％の特に好適な含量範囲内でＲｕを添加したＲ’Ｎ
６合金に類似の合金は応力破断性能が約２５°Ｆだけ向
上させることが確認された。（実施例５）超合金製品を製造した。この製品の公称組
成は、約０．５原子％のＲｕ、約０．６原子％のＭｏ、
約１．８原子％のＲｅ、約１３．８原子％のＡｌ、約
６．０原子％のＣｒ、約２．７原子％のＴａ、約１３．
３原子％のＣｏ、約１．９原子％のＷ、約０．２６原子
％のＣ、約０．０５原子％のＨｆ、約０．０２原子％の
Ｂ、約０．０００４原子％のＹ、並びに残部のＮｉ及び
偶発不純物から成っていると共に、第１の含量範囲は
６．５〜６．７原子％であり、且つ第２の含量範囲は１
５．６〜１５．８原子％である。この製品の組成は表１
〜表４内の合金５に対応している。図２９に示されるよ
うに、この合金は高温下において改善された応力破断性
能を示すと共に、長時間の高温暴露後にも有害なＴＣＰ
相を生成しない。（実施例６）超合金製品を製造した。この製品の公称組
成は、約１．０原子％のＲｕ、約１．０原子％のＭｏ、
約１．５原子％のＲｅ、約１３．８原子％のＡｌ、約
６．０原子％のＣｒ、約２．２原子％のＴａ、約１３．
３原子％のＣｏ、約１．９原子％のＷ、約０．２６原子
％のＣ、約０．０５原子％のＨｆ、約０．０２原子％の
Ｂ、約０．０００４原子％のＹ、並びに残部のＮｉ及び
偶発不純物から成っていると共に、第１の含量範囲は
６．９〜７．１原子％であり、且つ第２の含量範囲は１
５．６〜１５．８原子％である。この製品の組成は表１
〜表４内の合金１１に対応している。図２８及び図２９
に示されるように、この合金は高温下において改善され
た応力破断性能を示すと共に、長時間の高温暴露後にも
有害なＴＣＰ相を生成しない。（実施例７）超合金製品を製造した。この製品の公称組
成は、約０．７５原子％のＲｕ、約０．９原子％のＭ
ｏ、約１．９５原子％のＲｅ、約１３．８原子％のＡ
ｌ、約４．７５原子％のＣｒ、約２．７原子％のＴａ、
約１３．３原子％のＣｏ、約２．１５原子％のＷ、約
０．２６原子％のＣ、約０．０５原子％のＨｆ、約０．
０２原子％のＢ、約０．０００４原子％のＹ、並びに残
部のＮｉ及び偶発不純物から成っていると共に、第１の
含量範囲は５．５〜５．８原子％であり、且つ第２の含
量範囲は１５．８〜１６．１原子％である。この製品の
組成は表１〜表４内の合金２２に対応している。この合
金は高温下において改善された応力破断性能を示すと共
に、長時間の高温暴露後にも有害なＴＣＰ相を生成しな
い。

【００５３】γ相内及びγ’相内への元素の分配状態を
制御し、それによって望ましくないＴＣＰ相の生成を防
止するために、Ｎｉ基超合金にＲｕを添加してγ相及び
γ’相の化学組成を変化させる技術は、以前には知られ
ていなかったものであって、本発明の重要な特徴を成し
ている。Ｒｕは、本発明のＮｉ基超合金に添加した場合
にＴＣＰ相の生成に原因する不安定性を引き起こさない
唯一の高融点元素である。更に又、本発明の組成範囲内
においてＮｉ基超合金にＲｕを添加した場合には、Ａｌ
及び随意のＴｉがγ’相から離脱して、γ相内に分配さ
れることになる。普通ならばγ相内に分配されるＲｅ
は、本発明の合金においてはγ’相内に分配される。
又、γ相内及び（小部分は）γ’相内に分配されるＣｒ
及びＷは、本発明の合金においてはγ相からγ’相内に
分配される。このような挙動は、Ｎｉ基超合金内におけ
るそれらの元素の挙動に関する従来の知識のいずれにも
反している。このような挙動のため、本発明の合金は、
逆分配Ｎｉ基超合金と呼ばれるのである。

【００５４】本明細書中において使用される合金の公称
組成は、マスタ合金溶融業者により目標組成として特別
に定義された化学組成を意味するものであって、この目
標組成を再現する際に溶融物許容差として認められるこ
の組成の変異例も含んでいることを理解すべきである。
以上、特定の実施の態様及び実施例に関連して本発明を
説明したが、本発明の要旨の範囲内においてその他の変
更例が可能であることは当業者にとって自明であろう。
上述のような実施の態様及び実施例は、本発明の実施を
例示するものであって、特許請求の範囲によって規定さ
れた本発明の範囲を決して制限するものではない。

【図面の簡単な説明】

【図１】応力下での高温暴露後における合金内のＴＣＰ
相生成量を評価するためのミクロ金属組織標準の１つを
示す顕微鏡写真を模写した図であって、ＴＣＰ評点が０
の場合を示している図である。

【図２】応力下での高温暴露後における合金内のＴＣＰ
相生成量を評価するためのミクロ金属組織標準の１つを
示す顕微鏡写真を模写した図であって、ＴＣＰ評点が５
の場合を示している図である。

【図３】応力下での高温暴露後における合金内のＴＣＰ
相生成量を評価するためのミクロ金属組織標準の１つを
示す顕微鏡写真を模写した図であって、ＴＣＰ評点が１
０の場合を示している図である。

【図４】組成に対してＮ_zをプロットしたグラフであっ
て、ＴＣＰ相生成量と組成との相関関係及び組成に対す
るルテニウムの有益な効果を示しているグラフである。

【図５】数種の合金に関しＴＣＰ数に対して高強度破断
寿命をプロットしたグラフである。

【図６】２０００°Ｆ／１８ｋｓｉの条件下で応力破断
試験を受けた後における合金１１の金属組織を示す顕微
鏡写真を模写した図である。

【図７】２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下で応力破断
試験を受けた後における合金１１の金属組織を示す顕微
鏡写真を模写した図である。

【図８】２０００°Ｆ／１８ｋｓｉの条件下で応力破断
試験を受けた後における合金１０の金属組織を示す顕微
鏡写真を模写した図である。

【図９】２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下で応力破断
試験を受けた後における合金１０の金属組織を示す顕微
鏡写真を模写した図である。

【図１０】２０００°Ｆ／１８ｋｓｉの条件下で応力破
断試験を受けた後における合金７の金属組織を示す顕微
鏡写真を模写した図である。

【図１１】２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下で応力破
断試験を受けた後における合金７の金属組織を示す顕微
鏡写真を模写した図である。

【図１２】２０００°Ｆ／１８ｋｓｉの条件下で応力破
断試験を受けた後における合金９の金属組織を示す顕微
鏡写真を模写した図である。

【図１３】２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下で応力破
断試験を受けた後における合金９の金属組織を示す顕微
鏡写真を模写した図である。

【図１４】２０００°Ｆ／１８ｋｓｉの条件下で応力破
断試験を受けた後における合金７の金属組織を示す顕微
鏡写真を模写した図である。

【図１５】２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下で応力破
断試験を受けた後における合金７の金属組織を示す顕微
鏡写真を模写した図である。

【図１６】２０００°Ｆ／１８ｋｓｉの条件下で応力破
断試験を受けた後における合金１３の金属組織を示す顕
微鏡写真を模写した図である。

【図１７】２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下で応力破
断試験を受けた後における合金１３の金属組織を示す顕
微鏡写真を模写した図である。

【図１８】２０００°Ｆ／１８ｋｓｉの条件下で応力破
断試験を受けた後における合金１１の金属組織を示す顕
微鏡写真を模写した図である。

【図１９】２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下で応力破
断試験を受けた後における合金１１の金属組織を示す顕
微鏡写真を模写した図である。

【図２０】２０００°Ｆ／１８ｋｓｉの条件下で応力破
断試験を受けた後における合金９の金属組織を示す顕微
鏡写真を模写した図である。

【図２１】２１００°Ｆ／１２ｋｓｉの条件下で応力破
断試験を受けた後における合金９の金属組織を示す顕微
鏡写真を模写した図である。

【図２２】応力破断試験を受けた後における合金２６
（１４４４／４重量％Ｒｅ＋０重量％Ｒｕ）のミクロ金
属組織を示す顕微鏡写真を模写した図である。

【図２３】応力破断試験を受けた後における合金２７
（１４４４／４重量％Ｒｅ＋１．５重量％Ｒｕ）のミク
ロ金属組織を示す顕微鏡写真を模写した図である。

【図２４】応力破断試験を受けた後における合金２８
（１４４４／４重量％Ｒｅ＋３．０重量％Ｒｕ）のミク
ロ金属組織を示す顕微鏡写真を模写した図である。

【図２５】応力破断試験を受けた後における合金２９
（Ｒ’１６２／＋０．５重量％Ａｌ＋０重量％Ｒｕ）の
ミクロ金属組織を示す顕微鏡写真を模写した図である。

【図２６】応力破断試験を受けた後における合金３０
（Ｒ’１６２／＋０．５重量％Ａｌ＋１．５重量％Ｒ
ｕ）のミクロ金属組織を示す顕微鏡写真を模写した図で
ある。

【図２７】応力破断試験を受けた後における合金３１
（Ｒ’１６２／＋０．５重量％Ａｌ＋３．０重量％Ｒ
ｕ）のミクロ金属組織を示す顕微鏡写真を模写した図で
ある。

【図２８】各種合金の２０００°Ｆ応力破断寿命を比較
するための棒グラフである。

【図２９】各種合金の２１００°Ｆ応力破断寿命を比較
するための棒グラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者ウイリアム・スコット・ワルストンアメリカ合衆国、オハイオ州、メインビル、ハント・コート、2210番 (72)発明者アール・ウォーレン・ロスアメリカ合衆国、オハイオ州、シンシナティ、ベツラ・アベニュー、730番 (72)発明者ラムゴパル・ダロリアアメリカ合衆国、オハイオ州、ウエスト・チェスター、オーバーランド・パーク・コート、7377番

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】 γ相及びγ’相を有している逆分配ニッ
ケル基超合金単結晶製品であって、１．３〜３原子％（約３．９〜９．０重量％）のＲｅ、
２．０〜３．７原子％（約５．８〜１０．７重量％）の
Ｔａ、４．０〜１８．０原子％（約４．２５〜１９．０
重量％）のＣｏ、０〜０．２原子％（約０〜０．６重量
％）のＨｆ、０〜０．３原子％（約０〜０．０６重量
％）のＣ、０〜０．０５原子％（約０〜０．０１重量
％）のＢ、０〜０．０３原子％（約０〜０．０４重量
％）のＹ、０〜２．０原子％（約０〜３．２重量％）の
Ｍｏ、１．５〜７．２原子％（約１．２５〜６．０重量
％）のＣｒ、０〜０．７原子％（約０〜１．０重量％）
のＣｂ、１２．０〜１５．０原子％（約５．０〜６．６
重量％）のＡｌ、０〜１．３原子％（約０〜１．０重量
％）のＴｉ及び１．０〜２．５原子％（約３．０〜７．
５重量％）のＷと共に、０．２５〜４．０原子％（約
０．４〜６．５重量％）のＲｕと、Ｎｉ及び偶発不純物
の残部とを含んでおり、Ｒｕは、γ’相内においてＡｌ及び随意のＴｉを実質的
に置換しながらＡｌ及び随意のＴｉをγ相内に分配して
おり、Ｗ、Ｃｒ及びＲｅは、Ｒｕの存在下でγ’相内に
分配されており、改善された組合せの応力破断寿命及びミクロ組織安定性
を有すると共に、超合金のミクロ組織内における高温下
での有害な位相幾何学的最密充填相の生成が抑制される
逆分配ニッケル基超合金単結晶製品。
【請求項２】改善された組合せの応力破断寿命及びミ
クロ組織安定性を有すると共に、超合金のミクロ組織内
における高温下での有害な位相幾何学的最密充填相の生
成が抑制されるニッケル基超合金単結晶製品であって、
該超合金単結晶製品は、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣｂから成って
いる当該第１の元素群の原子パーセントの和により定義
される第１の含量範囲内で存在している第１の元素群
と、Ａｌ、Ｔｉ及びＷから成っている当該第２の元素群
の原子パーセントの和により定義される第２の含量範囲
内で存在している第２の元素群と、特定含量のＲｕとの
組合せを含んでおり、前記超合金製品の組成は、１．３〜２．６原子％（約３．９〜７．８重量％）のＲ
ｅ、２．０〜３．７原子％（約５．８〜１０．７重量
％）のＴａ、４．０〜１６．０原子％（約４．２５〜１
７．０重量％）のＣｏ、０〜０．１６原子％（約０〜
０．５重量％）のＨｆ、０〜０．３原子％（約０〜０．
０６重量％）のＣ、０〜０．０５原子％（約０〜０．０
１重量％）のＢ、０〜０．０３原子％（約０〜０．０２
重量％）のＹ、０〜２．０原子％（約０〜３．０重量
％）のＭｏ、１．５〜７．２原子％（約１．２５〜６．
０重量％）のＣｒ、０〜０．７原子％（約０〜１．０重
量％）のＣｂ、１２．０〜１５．０原子％（約５．０〜
６．６重量％）のＡｌ、０〜１．３原子％（約０〜１．
０重量％）のＴｉ及び１．０〜２．３原子％（約３．０
〜６．９重量％）のＷと共に、０．２５〜４．０原子％
（約０．４〜６．５重量％）のＲｕと、Ｎｉ及び偶発不
純物の残部とから本質的に成っており、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣｂから成っている第１の元素群により
定義される前記第１の含量範囲は、１．５〜８．０原子
％であり、Ａｌ、Ｔｉ及びＷから成っている第２の元素
群により定義される前記第２の含量範囲は、１３．５〜
１７．２原子％であるニッケル基超合金単結晶製品。
【請求項３】Ｒｕは、０．２５〜２．０原子％（約
０．６〜３．０重量％）であり、Ｒｅは、１．４〜２．
０原子％（約４．２〜６．０重量％）であり、Ｍｏは、
０．４〜１．５原子％（約０．６〜２．４重量％）であ
り、Ｔａは、２．２〜３．０原子％（約６．３〜８．７
重量％）であり、前記第１の含量範囲は、１．９〜７．
５原子％である請求項２に記載のニッケル基超合金単結
晶製品。
【請求項４】Ｒｅは、１．５〜１．９５原子％（約
４．５〜５．７５重量％）であり、Ａｌは、１２．７５
〜１４．２原子％（約５．４５〜６．２重量％）であ
り、Ｃｒは、２．０〜７．０原子％（約１．７〜５．９
重量％）であり、Ｔａは、２．４〜２．９原子％（約
６．９〜８．５重量％）であり、前記第１の含量範囲
は、２．２５〜７．２５原子％であり、前記第２の含量
範囲は、１４．０〜１６．５原子％である請求項３に記
載のニッケル基超合金単結晶製品。
【請求項５】Ｒｕは、０．５〜２．０原子％（約０．
８〜３．０重量％）であり、Ｍｏは、０．６〜１．２５
原子％（約０．９〜２．０重量％）であり、Ｒｅは、
１．５〜１．９５原子％（約４．５〜５．７５重量％）
であり、Ａｌは、１２．９〜１４．０原子％（約５．５
〜６．１重量％）であり、Ｃｒは、２．４〜６．０原子
％（約２．０〜５．０重量％）であり、Ｔａは、２．２
〜２．７５原子％（約６．４〜８．１重量％）であり、
前記第１の含量範囲は、４．０〜７．２原子％であり、
前記第２の含量範囲は、１５．０〜１６．２５原子％で
ある請求項２に記載のニッケル基超合金単結晶製品。
【請求項６】公称組成は、約０．５原子％（約０．８
重量％）のＲｕ、約０．６原子％（約０．９５重量％）
のＭｏ、約１．８原子％（約５．４重量％）のＲｅ、約
１３．８原子％（約６．０重量％）のＡｌ、約６．０原
子％（約５．０重量％）のＣｒ、約２．７原子％（約
７．９重量％）のＴａ、約１３．３原子％（約１２．６
重量％）のＣｏ、約１．９原子％（約５．６５重量％）
のＷ、約０．２６原子％（約０．０５重量％）のＣ、約
０．０５原子％（約０．１５重量％）のＨｆ、約０．０
２原子％（約０．００４重量％）のＢ、約０．０００４
原子％（約０．０００５重量％）のＹと、Ｎｉ及び偶発
不純物の残部とであり、前記第１の含量範囲は、６．５
〜６．７原子％であり、前記第２の含量範囲は、１５．
６〜１５．８原子％である請求項５に記載のニッケル基
超合金単結晶製品。
【請求項７】公称組成は、約１．０原子％（約１．６
重量％）のＲｕ、約１．０原子％（約１．５５重量％）
のＭｏ、約１．５原子％（約４．５重量％）のＲｅ、約
１３．８原子％（約６．０重量％）のＡｌ、約６．０原
子％（約５．０重量％）のＣｒ、約２．２原子％（約
６．４重量％）のＴａ、約１３．３原子％（約１２．６
重量％）のＣｏ、約１．９原子％（約５．６５重量％）
のＷ、約０．２６原子％（約０．０５重量％）のＣ、約
０．０５原子％（約０．１５重量％）のＨｆ、約０．０
２原子％（約０．００４重量％）のＢ、約０．０００４
原子％（約０．０００５重量％）のＹと、Ｎｉ及び偶発
不純物の残部とであり、前記第１の含量範囲は、６．９
〜７．１原子％であり、前記第２の含量範囲は、１５．
６〜１５．８原子％である請求項５に記載のニッケル基
超合金単結晶製品。
【請求項８】公称組成は、約０．７５原子％（約１．
２重量％）のＲｕ、約０．９原子％（約１．４重量％）
のＭｏ、約１．９５原子％（約５．７５重量％）のＲ
ｅ、約１３．８原子％（約６．０重量％）のＡｌ、約
４．７５原子％（約３．９重量％）のＣｒ、約２．７原
子％（約７．７５重量％）のＴａ、約１３．３原子％
（約１２．６重量％）のＣｏ、約２．１５原子％（約
６．３重量％）のＷ、約０．２６原子％（約０．０５重
量％）のＣ、約０．０５原子％（約０．１５重量％）の
Ｈｆ、約０．０２原子％（約０．００４重量％）のＢ、
約０．０００４原子％（約０．０００５重量％）のＹ
と、Ｎｉ及び偶発不純物の残部とであり、前記第１の含
量範囲は、５．５〜５．８原子％であり、前記第２の含
量範囲は、１５．８〜１６．１原子％である請求項５に
記載のニッケル基超合金単結晶製品。
【請求項９】改善された組合せの応力破壊寿命及びミ
クロ組織安定性を有すると共に、超合金のミクロ組織内
における高温下での有害な位相幾何学的最密充填相の生
成を抑制するニッケル基超合金単結晶製品であって、該
超合金単結晶製品は、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣｂから成ってい
る当該第１の元素群の原子パーセントの和により定義さ
れる第１の含量範囲内で存在している第１の元素群と、
Ａｌ、Ｔｉ及びＷから成っている当該第２の元素群の原
子パーセントの和により定義される第２の含量範囲内で
存在している第２の元素群と、特定含量のＲｕとの組合
せを含んでおり、前記超合金製品の組成は、１．３〜２．６原子％のＲｅ、２．０〜３．７原子％の
Ｔａ、４．０〜１６．０原子％のＣｏ、０〜０．１６原
子％のＨｆ、０〜０．３原子％のＣ、０〜０．０５原子
％のＢ、０〜０．０３原子％のＹ、０〜２．０原子％の
Ｍｏ、１．５〜７．２原子％のＣｒ、０〜０．３原子％
のＣｂ、１２．０〜１５．０原子％のＡｌ、０〜１．３
原子％のＴｉ及び１．０〜２．３原子％のＷと共に、
０．２５〜４．０原子％のＲｕと、Ｎｉ及び偶発不純物
の残部とから本質的に成っており、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣｂから成っている第１の元素群により
定義される前記第１の含量範囲は、１．５〜８．０原子
％であり、Ａｌ、Ｔｉ及びＷから成っている第２の元素
群により定義される前記第２の含量範囲は、１３．５〜
１７．２原子％であり、前記合金は、２０００〜２１００°Ｆの範囲内の温度下
で少なくとも約１１〜１８ｋｓｉの範囲内の応力を受け
た場合に少なくとも約３６０時間の応力破断寿命を有し
ているニッケル基超合金単結晶製品。
【請求項１０】前記合金は、少なくとも約２１００°
Ｆの温度下で少なくとも約１２ｋｓｉの応力を受けた場
合に少なくとも約６００時間の応力破断寿命を有してお
り、３以下のＴＣＰ数を更に有している請求項９に記載
のニッケル基超合金単結晶製品。
【請求項１１】前記製品は、ガスタービンエンジン用
のエアフォイルである請求項９に記載のニッケル基超合
金単結晶製品。
【請求項１２】Ａｌと、Ｐｔと、Ａｌ及びＰｔの合金
とから成っている群より選択された金属で被覆されてい
る表面を更に含んでおり、前記合金は、ＳＲＺを形成す
る傾向を低減させており、ＳＲＺ形成量と組成との関係
は、［ＳＲＺ］^1/2＝−７．５９＋１４．４１（％Ｒｅ）＋
１．８８（％Ｗ）＋１．６５（％Ｒｕ）−３．５２（％
Ｃｒ）−２．３３（％Ｍｏ）である請求項１１に記載のニッケル基超合金単結晶製
品。