JPH09125177A

JPH09125177A - 高温腐食抵抗性の単結晶ニッケル系スーパーアロイ

Info

Publication number: JPH09125177A
Application number: JP7311515A
Authority: JP
Inventors: Gary L Erickson; ゲアリー・エル・エリクソン
Original assignee: Cannon Muskegon Corp
Current assignee: Cannon Muskegon Corp
Priority date: 1995-11-06
Filing date: 1995-11-06
Publication date: 1997-05-13
Anticipated expiration: 2015-11-06
Also published as: JP3209902B2

Abstract

(57)【要約】【課題】本発明の課題は、スーパーアロイ組成物と、
改善された高温腐食抵抗を含む所望の特性の特異な組み
合わせを有する前記組成物から製造された単結晶製品を
提供すること、及び産業用及び船舶用のガスタービンエ
ンジンに使用するためのスーパーアロイとそのスーパー
アロイから製造された単結晶製品を提供することであ
る。【解決手段】本発明は、耐高温腐食性ニッケル系スー
パーアロイであって、重量パーセントで以下の元素を含
むものに関する：約14.2〜約15.5％のクロム、約2.0〜
約4.0％のコバルト、約0.30〜約0.45％のモリブデン、
約4.0〜約5.0％のタングステン、約4.5〜約5.8％のタン
タル、約0.05〜約0.25％のニオブ、約3.2〜約3.6％のア
ルミニウム、約4.0〜約4.4％のチタニウム、約0.01〜約
0.06％のハフニウム、及び残余量のニッケル及び付随的
な不純物。このスーパーアロイは、約2.45以下の相安定
性数Ｎ_v38を有する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は単結晶ニッケル系ス
ーパーアロイに関し、より詳細には、ガスタービンエン
ジンにおいて使用するための裸高温腐食(bare hot corr
osion)に対して改善された抵抗性を有する単結晶ニッケ
ル系スーパーアロイ及びそれから製造された製品に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】単結晶製品の温度と応力性能における近
年の発展は、単結晶スーパーアロイの継続的な発展並び
に鋳造プロセス及びエンジン応用技術の改良の結果であ
る。これらの単結晶スーパーアロイ製品には、ガスター
ビンエンジンの高温部分に見られる回転及び静止状態の
ブレード及び羽根が含まれる。ガスタービンエンジンの
設計の目的は過去数10年間同じままだった。このような
目標には、より高いエンジン運転温度、回転速度、燃料
効率、及びエンジン部品の耐久性及び信頼性が含まれ
る。

【０００３】産業用ガスタービンエンジン用途のために
これらの設計上の目標を達成するための合金を提供しよ
うとする従来技術の試みには、Fiedlerらの米国特許第
4,677,035号が含まれ、この特許は、重量パーセント
で、8.0〜14.0％のクロム、1.5〜6.0％のコバルト、0.5
〜2.0％のモリブデン、3.0〜10.0％のタングステン、2.
5〜7.0％のチタニウム、2.5〜7.0％のアルミニウム、3.
0〜6.0％のタンタル、及び残余量のニッケルから本質的
に成る、ニッケル系単結晶合金組成物を開示している。
しかしながら、この引用例によって教示されている合金
組成物は、高温に長時間か又は繰り返しさらされたとき
には比較的高い強度を有するが、これらの合金から加工
された部品がガスタービン中で使用されたときにさらさ
れる高温ガス環境の促進腐食効果の影響を受けやすい。

【０００４】また、英国特許第2153848号（2153848A)
も、炭素、硼素、又はジルコニウムを意図的に添加せ
ず、13.0〜15.6％のクロム、5〜15％のコバルト、2.5〜
5％のモリブデン、3〜6％のタングステン、4〜6％のチ
タニウム、2〜4％のアルミニウム、及び残余量のニッケ
ルの範囲内の組成を有するニッケル系合金が開示されて
おり、これは単結晶に加工される。この引用例によって
教示されている合金はクリープ破断特性における増加と
ともに高温腐食抵抗における改善を主張しているが、改
善された高温腐食抵抗、耐酸化性、機械的強度、大型部
品鋳造性、及び適切な熱処理応答の優れた組み合わせを
有する産業用ガスタービン用途用の単結晶スーパーアロ
イに対する必要性が本技術分野において存在する。

【０００５】成分の樹枝状成長パターン(dendritic gro
wth pattern)又はブレードスタッキング(blade stackin
g)軸に対して平行な低モジュラス（００１）結晶配向を
有する単結晶製品が一般に製造される。（００１）方向
に成長した面心立方（ＦＣＣ）スーパーアロイ単結晶
は、従来的に鋳造された多結晶製品と比較して、極めて
良好な熱疲労抵抗を与える。これらの単結晶製品は結晶
粒界を有していないので、炭素、硼素、及びジルコニウ
ムのような結晶粒界強化剤を使用しない合金設計が可能
である。これらの元素は合金の融点を下げるので、それ
らを合金設計から本質的に除去することによって、高い
機械的強度の達成に対するより大きな可能性を与える。
なぜならば、おそらくより高い初期融点によって製造さ
れた、方向性凝固（ＤＳ）柱状粒子(columnar grain)及
び従来的に鋳造された材料に比べてより完全なガンマプ
ライム溶体及びミクロ構造均一化が達成されるからであ
る。

【０００６】これらのプロセスの利点は、多面的合金設
計(multi-faceted alloy design)法が採用されなけれ
ば、必ずしも実現しない。アロイは、特に大型の鋳造製
品に使用される場合、しみ(freckles)、きず(sliver
s)、偽結晶(spurious grains)、及び再結晶のような鋳
造欠陥が形成する傾向を防ぐように設計されなければな
らない。さらに、合金は、ほぼ完全なガンマ−プライム
溶体化を可能にするために、適切な熱処理「窓(windo
w)」（合金のガンマ−プライムソルバスと初期融点との
数的な差）を与えなければならない。同時に、合金の組
成的バランスは、ガスタービンエンジンにおける運転に
必要な工学的特性の適切な配合を与えるように設計され
なければならない。ガスタービンエンジン設計者が一般
に重要であると考える選択された特性には、高温クリー
プ破断強さ、熱−機械疲労抵抗、耐衝撃性、高温腐食及
び酸化に対する抵抗、及びコーティング性能が含まれ
る。特に、産業用タービンの設計者は、高温腐食及び酸
化に対する抵抗と良好な長期機械特性の特異な組み合わ
せを要求する。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】合金設計者は、公知の
スーパーアロイの組成バランスを調節することによっ
て、これらの設計特性のうちの１つ又は２つを改善する
ことを試みることができる。しかしながら、残りの特性
の幾つかをほとんど又は著しく損なうことなく、１つ又
は２つ以上の設計特性を改良するのは極めて難しい。本
発明のユニークなスーパーアロイは、産業用及び船舶用
ガスタービンエンジンの高温部分において運転される単
結晶部品の製造において使用するのに必要な特性の優れ
た組み合わせを提供する。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明は、耐高温腐食性
ニッケル系スーパーアロイであって、重量パーセントで
以下の元素を含むものに関する：約14.2〜約15.5％のク
ロム、約2.0〜約4.0％のコバルト、約0.30〜約0.45％の
モリブデン、約4.0〜約5.0％のタングステン、約4.5〜
約5.8％のタンタル、約0.05〜約0.25％のニオブ(columb
ium)、約3.2〜約3.6％のアルミニウム、約4.0〜約4.4％
のチタニウム、約0.01〜約0.06％のハフニウム、及び残
余量のニッケル及び付随的な不純物。このスーパーアロ
イは、約2.45以下の相安定性数（phasial stability nu
mber）Ｎ_v3Bを有する。

【０００９】このスーパーアロイ組成物中のアルミニウ
ムとチタニウムの合計が7.2〜8.0重量％であるのが有利
である。また、本発明の組成物においては、１より大き
いＴｉ：Ａｌ比率と１より大きいＴａ：Ｗ比率を有する
のが有利である。付随的な不純物はできるだけ少ない量
に保たれるべきであるが、本発明のスーパーアロイは、
約０〜約0.05％の炭素、約０〜約0.03％の硼素、約０〜
約0.03％のジルコニウム、約０〜約0.25％のレニウム、
約０〜約0.10％の珪素、及び約０〜約0.10％のマンガン
も含むことができる。全ての場合において、ベース元素
はニッケルである。本発明は、高温腐食に対する改善さ
れた抵抗性、酸化に対する改善された抵抗性、及び改善
されたクリープ破断強さを有する単結晶スーパーアロイ
を提供する。

【００１０】単結晶製品は本発明のスーパーアロイから
適切に製造できる。このような製品はガスタービンエン
ジンの部品にすることができ、より詳細に述べると、そ
の部品はガスタービンブレード又はガスタービン羽根で
よい。

【００１１】本発明のスーパーアロイ組成物は臨界的に
バランスのとれた合金組成を有し、これによって高温腐
食に対する改善された抵抗性を含む所望の特性の特異な
組み合わせが得られ、本発明のスーパーアロイ組成物は
産業用及び船舶用のガスタービンの用途に特に適してい
る。これらの特性には、優れた裸高温腐食抵抗及びクリ
ープ破断強さ；良好な裸酸化抵抗；特に大型のブレード
又は羽根部品に対して、良好な単結晶部品鋳造性；良好
な溶体熱処理応答；鋳造部品の再結晶化に対する適切な
抵抗；適切な部品塗布性、及びトポロジー的最密充填(t
opologically close-packed)（ＴＣＰ）相と呼ばれる望
ましくない脆い相の形成に対する長期間抵抗性のような
ミクロ構造安定性が含まれる。

【００１２】従って、本発明の目的の１つは、スーパー
アロイ組成物と、改善された高温腐食抵抗を含む所望の
特性の特異な組み合わせを有する前記組成物から製造さ
れた単結晶製品を提供することである。本発明の別の目
的は、産業用及び船舶用のガスタービンエンジンに使用
するためのスーパーアロイとそのスーパーアロイから製
造された単結晶製品を提供することである。本発明のこ
れら及びその他の目的及び本発明の利点は、以下の好ま
しい実施態様の説明から、当業者には明らかであろう。

【００１３】

【発明の実施の形態】本発明の高温腐食抵抗性ニッケル
系スーパーアロイは、重量パーセントで、以下の元素を
含む：クロム約14.2〜15.5 コバルト約 2.0〜 4.0 モリブデン約 0.30〜0.45 タングステン約 4.0〜 5.0 タンタル約 4.5〜 5.8 ニオブ約 0.05〜0.25 アルミニウム約 3.2〜 3.6 チタニウム約 4.0〜 4.4 ハフニウム約 0.01〜0.06 ニッケル及び付随的不純物残余量

【００１４】このスーパーアロイ組成物は、また、約2.
45以下の相安定性数Ｎ_v3Bを有する。さらに、本発明は
臨界的にバランスのとれた合金組成を有し、これによっ
て産業用及び船舶用のガスタービンエンジンの用途に有
用な特性の特異な組み合わせが得られる。これらの特性
には、産業用及び船舶用のガスタービンエンジンの用途
用の従来技術の単結晶スーパーアロイと比較して裸高温
腐食抵抗及びクリープ破断強さの優れた組み合わせ、裸
酸化抵抗、単結晶部品鋳造性、及び高応力、高温条件下
でのＴＣＰ相の形成に対する抵抗性のようなミクロ構造
安定性が含まれる。

【００１５】スーパーアロイのクロム含有率は主にスー
パーアロイの高温腐食抵抗を得ることに対して寄与す
る。アロイの高温腐食抵抗はこのようなアロイの発展に
おいて主要な設計基準であったから、本発明のスーパー
アロイは比較的高いクロム含有率を有する。クロム含有
率は約14.2〜15.5重量％である。クロム含有率は14.3〜
15.0重量％であるのが有利である。クロムは高温腐食抵
抗を与えるが、合金の酸化許容性も助けることができ
る。さらに、本発明のスーパーアロイのタンタル及びチ
タニウム含有率並びにその１より大きいＴｉ：Ａｌ比率
は、高温腐食抵抗の達成に貢献する。しかしながら、合
金のガンマプライムソルバスを下げるのに加えて、クロ
ムはＣｒとＷに富んだＴＣＰ相の形成にも寄与し、従っ
て、本発明の組成物においてはバランスが取られなけれ
ばならない。

【００１６】本発明の実施態様の１つにおいて、コバル
ト含有率は約2.0〜4.0重量％である。本発明の実施態様
のもう１つにおいて、コバルト含有率は約2.5〜3.5重量
％である。これらの合金中のクロムとコバルトの濃度
は、いずれの元素も合金のガンマプライムソルバスを下
げる傾向があるので、スーパーアロイ溶体を熱処理可能
にする助けになる。タングステン及びタンタルのような
合金の初期融点を高くする傾向があるものと協力して本
発明においてこれらの元素の適当なバランスを取ること
によって、望ましい溶体熱処理窓（初期融点とそのガン
マプライムソルバスとの間の数的な差）を有するスーパ
ーアロイ組成物が得られ、それによって十分なガンマプ
ライム溶体化を容易にする。

【００１７】タングステン含有率は約4.0〜5.0重量％で
あり、タングステンの量が約4.2〜4.8重量％であるのが
有利である。タングステンは、有効な固体溶体強化剤で
あり、ガンマプライムの強化に貢献できるので、これら
の組成物に添加される。さらに、タングステンは合金の
初期融点を上昇させるのに有効である。

【００１８】タングステンと同様に、本発明の組成物に
おいてタンタルは重要な固体溶体強化剤であるが、改善
されたガンマプライム粒子強度と体積分率にも貢献す
る。タンタル含有率は約4.5〜5.8重量％であり、タンタ
ル含有率が約4.8〜5.4重量％であるのが有利である。本
発明の組成物において、タンタルは、裸高温腐食及び酸
化抵抗並びにアルミニド(aluminide)被覆耐久性を与え
るのに役立つので、有利である。さらに、タンタルは、
特にタングステンよりも高い比率で存在するとき（即
ち、Ｔａ：Ｗ比率が１より大のとき）、単結晶鋳造プロ
セス中に「しみ（freckle)」欠陥が形成するのを防ぐ働
きがあるので、本発明の組成物において魅力的な単結晶
合金添加剤である。さらに、タンタルはＴＣＰ相の形成
に直接酸化しないと考えられているので、本発明の組成
物において強度を得るのに魅力的な手段である。

【００１９】モリブデン含有率は約0.30〜0.45重量％で
ある。モリブデンが0.35〜0.43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体溶体強化剤であ
るが、タングステンやタンタルのようには有効ではな
く、高温腐食許容性に対しては負の要因になる傾向があ
る。しかしながら、合金の密度は合金の設計において常
に考慮されることであり、モリブデン原子はその他の固
体溶体強化剤よりも軽いので、モリブデンの添加は本発
明の組成物の全体的密度を調節する手段である。比較的
低いモリブデン含有率は、このクラスの裸高温腐食抵抗
性ニッケル系単結晶スーパーアロイにおいては特異的で
あると考えられる。

【００２０】アルミニウム含有率は約3.2〜3.6重量％で
ある。さらに、本発明の組成物中に存在するアルミニウ
ムの量は3.3〜3.5重量％であるのが有利である。アルミ
ニウムとチタニウムはガンマプライム相を構成する主要
な元素であり、本発明においてアルミニウムとチタニウ
ムの合計は7.2〜8.0重量％である。これらの元素は本発
明の組成物中に、適切な合金鋳造性、溶体熱処理性、相
安定性、及び高い機械的強度と高温腐食抵抗性の望まし
い組み合わせを達成するのに必要な量と比率で、添加さ
れる。また、アルミニウムは酸化抵抗を与えるのに十分
な量で本発明の合金に添加される。

【００２１】チタニウム含有率は約4.0〜4.4重量％であ
る。さらに、チタニウムは本発明の組成物中において4.
1〜4.3重量％の量で存在するのが有利である。本発明の
合金のチタニウム含有率は比較的高く、従って、合金の
高温腐食抵抗性に対して有利である。しかしながら、チ
タニウムは、酸化抵抗性、合金鋳造性、及び溶体熱処理
に対する合金の応答に対して負の効果を有する可能性も
ある。従って、チタニウム含有率が本発明の組成物の上
述の範囲内に保たれること、及び上述の元素成分の適切
なバランスが保たれることが重要である。さらに、１よ
り大きいＴｉ：Ａｌ比率を保つことが、本発明の組成物
において所望の裸高温腐食抵抗を達成するのに重要であ
る。

【００２２】ニオブ含有率は約0.05〜0.25重量％であ
り、ニオブ含有率が約0.05〜0.12重量％であるのが有利
である。ニオブはガンマプライム形成元素であり、本発
明のニッケル系スーパーアロイにおいて有効な強化剤で
ある。しかしながら、一般に、ニオブは合金の酸化及び
高温腐食抵抗性を損なうものなので、本発明の組成物へ
の添加は最少化される。さらに、ニオブは本発明の組成
物に炭素を捕獲する目的で添加され、これは非最適化真
空溶体熱処理手順中に成分の表面に化学吸着される。炭
素吸着物は炭化チタニウム又はタンタルを形成する代わ
りに炭化ニオブを形成する傾向があり、それによってチ
タニウム及び／又はタンタルの最大比率を本発明の合金
においてガンマプライム及び／又は固体溶体強化のため
に保持する。さらに、本発明のスーパーアロイの強度を
改善するためには、ニオブとハフニウムの合計が本発明
の組成物中において0.06〜0.31重量％であることが重要
である。

【００２３】ハフニウム含有率は約0.01〜0.06重量％で
あり、ハフニウムが約0.02〜0.05重量％の量で存在する
のが有利である。ハフニウムは被覆性能と接着性を援助
するために低い比率で本発明の組成物に添加される。ハ
フニウムは一般にガンマプライム相を分割する。

【００２４】本発明のスーパーアロイ組成物の残りはニ
ッケルと少量の付随的不純物から成る。一般にこれらの
付随的不純物は製造の工業的プロセスから取り込まれる
が、本発明のスーパーアロイの有利な面に悪影響を与え
ないように、組成物中においてできるだけ少量に保たれ
なければならない。例えば、これらの付随的不純物は、
約0.05％までの炭素、約0.03％までの硼素、約0.03％ま
でのジルコニウム、約0.25％までのレニウム、約0.10％
までの珪素、及び約0.10％までのマンガンを含むことが
できる。上述の量を越えるこれらの不純物の量は得られ
る合金の特性に悪影響を与える可能性がある。

【００２５】本発明のスーパーアロイは上述の範囲内の
組成を有するだけでなく、約2.45以上の相安定性数Ｎ
_v3Bを有する。当業者には理解されるように、Ｎ
_v3Bは、ニッケル系合金電子空格子点ＴＣＰ相制御要素
計算(nickel-based alloy electron vacancy TCP phase
control factor calculation)のＰＷＡＮ-35 法によ
って定義される。この計算は以下の通りである。

【００２６】式１重量パーセントから原子パーセントへの変換：元素ｉの原子％＝Ｐｉ＝ＷｉＡｉ／（Σｉ（Ｗｉ／Ａ
ｉ））×100 式中：Ｗｉ＝元素ｉの重量％Ａｉ＝元素ｉの原子量。

【００２７】式２連続マトリックス相中に存在する各元素の量の計算：元素残っている原子の量ＲｉｉＣｒＲ_Cr＝0.97Ｐ_Cr−0.375Ｐ_B−1.75Ｐ_C ＮｉＲ_Ni＝Ｐ_Ni＋0.525Ｐ_B−3(Ｐ_Al＋0.03Ｐ_Cr＋Ｐ_Ti−0.5Ｐ_C＋ 0.5Ｐ_V＋Ｐ_Ta＋Ｐ_Cb＋Ｐ_Hf）Ｔｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｒｉ＝０Ｃ、Ｔａ、Ｃｂ（ニオブ）、ＨｆＶＲ_V＝0.5Ｐ_V ＷＲ_W＝Ｐ_W−0.167Ｐ_CＰ_W／（Ｐ_Mo＋Ｐ_W）ＭｏＲ_(Mo)＝Ｐ_(Mo)−0.75Ｐ_B−0.167Ｐ_CＰ_Mo／（Ｐ_Mo＋Ｐ_W）

【００２８】式３上記の式１及び２から得られた原子ファクターを使用す
るＮ_v38の計算：Ｎ_i ⁱ＝Ｒ_i／_iＲ_i そこでＮ_v3B＝Σ_iＮｉ（Ｎ_v）ｉ式中：ｉ＝順次個々の元素、Ｎ_iｉ＝マトリックス中の各元素の原子ファクター、（Ｎ_v）ｉ＝個々の各元素の電子空格子数。

【００２９】この計算は、スーパーアロイ中の構造安定
性に関する国際シンポジウム(International Symposium
on Structural Stability in Superalloys)の第１巻(1
968)において発表された、H. J. Murphy、C. T. Sims、
及びA. M. Beltran による“PHACOMP Revised”という
タイトルの技術文献中において詳細に説明されている。
その開示は引用によって本明細書中に組み入れられてい
る。当業者には理解できるように、本発明のスーパーア
ロイにとって相安定性数は重要であり、高温高ストレス
条件下において安定なミクロ構造と所望の特性に対する
許容性を与えるには、上述の最大値以下でなければなら
ない。当業者は、本明細書の内容を理解したら、相安定
性数を実験的に決定することができる。

【００３０】本発明のスーパーアロイは、産業用及び船
舶用ガスタービンエンジンのような、単結晶部品を適切
に製造するのに使用できる。これらのスーパーアロイは
高応力、高温条件下で使用される単結晶鋳造品を製造す
るのに使用するのが好ましく、このような鋳造品は、特
に、硫黄、ナトリウム、及びバナジウム不純物を含む腐
食環境中約1050℃（1922°Ｆ）までの高温条件のような
条件下において、改善された高温腐食（硫化）抵抗を有
することによって特徴付けられる。これらのスーパーア
ロイは単結晶として製造される高強度鋳造品を必要とす
るあらゆる目的に対して使用できるが、それらの特別の
用途は産業用及び船舶用ガスタービンエンジン用の単結
晶ブレード及び羽根の鋳造である。

【００３１】本発明の組成物から製造される単結晶部品
は本技術分野で公知のどの単結晶鋳造技術を使用しても
製造することができる。例えば、種結晶(seed crystal)
プロセス及びチョーク(choke)プロセスのような単結晶
方向性凝固(directional solidification)プロセスを利
用できる。

【００３２】本発明のスーパーアロイから製造された鋳
造品は約982℃（1800°Ｆ）〜約1163℃（2125°Ｆ）の
温度で約１〜約50時間時効することができる。しかしな
がら、当業者には理解できるように、時効のための最適
な温度と時間はスーパーアロイの正確な組成に依存す
る。

【００３３】本発明は所望の特性の特異な組み合わせを
有するスーパーアロイ組成物を提供する。これらの特性
には、優れた裸高温腐食抵抗及びクリープ破断強さ；良
好な酸化抵抗；特に大型のブレード又は羽根部品に関し
て、良好な単結晶部品鋳造性；良好な溶体熱処理応答；
鋳造部品の再結晶化に対する適切な抵抗；適切な部品塗
布性、及びトポロジー的最密充填（ＴＣＰ）相と呼ばれ
る望ましくない脆い相の形成に対する長期間抵抗性のよ
うなミクロ構造安定性が含まれる。上述したように、こ
のスーパーアロイは、特性の特異な組み合わせを維持し
なければならない場合、全ての元素に関して少しの変動
しか許容されない精密な組成を有する。

【００３４】本発明をより明確に説明するため、及び本
発明の範囲外の代表的スーパーアロイと比較を示すため
に、以下に記載の実施例を提示する。以下の実施例は、
本発明及び本発明と他のスーパーアロイ及び製品との関
係を示すためのものであり、本発明の範囲を限定するも
のではない。

【００３５】

【実施例】本発明のスーパーアロイに関して組成的変動
と範囲を調べるために試験材料を調製した。試験を行い
以下に報告した合金組成物の１つは本発明の範囲外であ
るが、本発明の理解を助けるための比較用として含め
た。試験した材料の代表的合金目標組成を以下の表１に
示す。

【００３６】

【表１】

【００３７】表１に示すＣＭＳＸ（登録商標）−１１Ｃ
の目標組成によって定義される試験材料を、6.8039kg
（15ポンド）のＲ２Ｄ２合金溶融物（以下の表２参照）
と3.6287kg（８ポンド）の新しい元素を混合し、溶融さ
せ、そして溶融物をセラミック製の外殻の型に注入する
ことによって初めに製造した。（ＣＭＳＸは本願の出願
人であるキャノン−マスキ−ガン・コーポレーションの
登録商標である。）

【００３８】得られたブレンド生成物を使用して、19本
の0.9525cm（3/8インチ）の直径と15.24cm（６インチ）
の長さを有する試験棒と３個の固体タービンブレードを
インベストメント鋳造した。サンプルを検査すると、満
足のいく粒子収率を(grain yield)有しており、わずか
１本の試験棒が誤配向（mis-orientation)に関して拒絶
されることが判明した。しみ(freckles)は現れなかっ
た。さらに試験棒の化学組成を検査したが、ＣＭＳＸ−
１１Ｃの目標組成が得られていることを示した。

【００３９】113〜122kg（250〜270ポンド）の量で製造
されたＶＩＭである合金生成物を使用してさらに別の試
験材料を得た。製造されたＶＩＭ溶融物とそれらの各々
の組成を以下の表２に示す。

【００４０】

【表２】

【００４１】これらの材料の少量を再溶融させ、棒とブ
レードの両方に精密インベストメント鋳造した。

【００４２】インベストメント鋳造した生成物に関する
粒子と配向の検査は、満足のいく結果を与えた。一般
に、上記の表１に報告した目標組成物は表２に示した生
成物をもたらし、単結晶であり、偽粒子(spurious grai
n)及び／又は皮きず(sliver)の徴候がなく、明らかなし
み(apparent freckles)がなく、所望の一次（００１）
結晶方向の一般に10°以内である方向を有し、そして組
成的要件を満足するＳＸ鋳造部材を生成した。

【００４３】製造した試験サンプルの幾つかを使用して
適切な溶体熱処理方法を開発した。結果を以下の表３に
示す。完全な粗いγ′と共融γ−γ′溶体化は1265℃
（2309°Ｆ）のピーク溶体温度を適用して達成された。
しかしながら、溶体熱処理中に様々な水準の試験サンプ
ルの再結晶が観察された。この問題は、ＣＭＳＸ−１１
Ｃ合金のピーク溶体温度を1254℃（2289°Ｆ）まで下げ
ることによって軽減されたが、そこでは完全なγ′溶体
化が依然として支配的だった。

【００４４】同様に、表１中に記載のその他の２種の組
成的変種（ＣＭＳＸ−１１Ｃ′及びＣＭＳＸ−１１
Ｃ″）を1254℃（2289°Ｆ）のピーク温度まで溶体処理
して同様な結果を得た。

【００４５】全ての試験サンプルを、初めに1121℃（20
50°Ｆ）で時効処理して望ましいγ′形態と分布を促進
し、続いて871℃（1600°Ｆ）と760℃（1400°Ｆ）でそ
れぞれ第２の時効処理を行うことによって、熱処理した
（以下の表３を参照）。

【００４６】

【表３】

【００４７】（上記の表２に示す）ＶＩＭ溶融物の示差
熱分析（ＤＴＡ）は各々の合金の溶融線(solidus)及び
凝固線(liquidus)データを与えた。ＤＴＡの詳細を以下
の表４に示す。

【００４８】

【表４】

【００４９】熱処理に続いて、標準的ＡＳＴＭの方法に
従って、温度と応力の種々の条件下で応力破断試験及び
クリープ破断試験するために、試験棒をＡＳＴＭの標準
的比例サンプル寸法まで機械加工し低応力研磨した。固
体タービンブレードから取り出したサンプルも同様に製
造した。

【００５０】以下に報告する表５は、ＣＭＳＸ−１１Ｃ
合金サンプルについて行った応力破断試験及びクリープ
破断試験の結果を示す。これらの試験は760〜1038℃（1
400〜1900°Ｆ）の範囲内の条件で行った。

【００５１】表５において報告する試験のほとんどは、
溶融物ＶＦ９９８からの生成物とともにブレンドした前
に説明した溶融物Ｒ２Ｄ２／新しい材料に由来する合金
について行った。溶融物ＶＧ３３生成物を使用して製造
した材料についての試験結果は表５中において目印が付
けられている。表２中に示されている残りのＶＩＭ溶融
物に由来する生成物については破断試験を行わなかっ
た。

【００５２】

【表５】

【００５３】

【表６】

【００５４】

【表７】

【００５５】選択された破断試験サンプルを試験の後に
金属組織学的に観察した。観察した破断サンプルのいず
れも望ましくないミクロ構造不安定性、即ち、シグマ、
ミュー、又はその他のようなトポロジー的稠密(Topolog
ically-Close-Packed)（ＴＣＰ）相の形成の観察可能な
徴候を示さなかった。

【００５６】さらに、２本の試験棒を870℃／270 MPa
（1600°Ｆ／39.2 ksi）の条件に200時間さらした。各
棒のゲージセクション(gage section)を観察したが、有
害な相の形成の徴候は見られなかった。

【００５７】初期低サイクル疲労(Low Cycle Fatigue)
（ＬＣＦ）試験の結果を以下の表６に示す。600℃（111
2°Ｆ）で行った歪制御試験の結果を、単結晶のＣＭＳ
Ｘ−２合金、ＤＳ、及び等軸のＣＭ２４７ＬＣ（登
録商標）合金及びＤＳＲｅｎｅ８０Ｈ合金のよう
な選択されたその他の合金の典型的な能力と比較してい
る。

【００５８】

【表８】

【００５９】上述の評価と並行して、完全に熱処理した
ＣＭＳＸ−１１Ｃ試験サンプルに裸酸化及び高温腐食試
験を施した。

【００６０】行った高温腐食試験の結果が以下の表７に
報告されている。この試験は人工灰(artificial ash)と
ＳＯ₂を使用して実験用炉中において700℃（1292°
Ｆ）及び800℃（1472°Ｆ）で行った。金属の損失のデ
ータは、平均値と最大値並びに使用した試験ピンの損失
百分率が報告されている。700℃（1292°Ｆ）の試験に
ついては100、576及び1056時間の間隔でデータを報告
し、800℃（1472°Ｆ）の試験については100、576、105
6及び5000時間の間隔でデータを報告した。

【００６１】

【表９】

【００６２】同様に、図１は、ＣＭＳＸ−１１Ｃ合金と
その他の合金を合成スラッグ（ＧＴＶ型）及び空気中0.
03体積％のＳＯ_xに500時間さらすことによって行った追
加の高温腐食試験の結果を示す。この500時間の試験は7
50、850、及び900℃（1382、1562、及び1652°Ｆ）で行
った。これらの結果は、ＣＭＳＸ−１１Ｃ合金が３つの
温度全てにおいて極めて良好な腐食抵抗を与えることを
示している。

【００６３】800℃と900℃（1472°Ｆと1652°Ｆ）の試
験温度で別のスラッグであるＦＶＶ型を使用するその他
の試験も行った。500時間の試験の結果を以下の表８に
報告する。これらの結果は、12.5％のクロム含有率を有
するＣＭＳＸ−１１Ｂ合金と比較して、より高いクロム
含有率を有するＣＭＳＸ−１１Ｃ合金が性能的に優れて
いることを示している。

【００６４】

【表１０】

【００６５】追加の実験炉（るつぼ型）人工灰高温腐食
試験を行った。732℃（1350°Ｆ）及び899℃（1650°
Ｆ）で行ったこれらの試験の結果をそれぞれ図２及び図
３に示す。これらの試験においては、100サイクル毎に1
mg／cm²のＮａ₂ＳＯ₄でサンプルを被覆し、１日当
たり３回サイクルさせた。いずれの試験も約2400時間行
った。これらの結果は、ＣＭＳＸ−１１Ｂ材料と比較し
て、ＣＭＳＸ−１１Ｃ合金によって得られた高温腐食抵
抗の水準がさらに改善されていることを示している。

【００６６】さらに、高温腐食試験を、比較の目的でそ
の他の合金とともに、ＣＭＳＸ−１１Ｃ合金について行
った。上述の試験とは対照的に、これらの高温腐食評価
はバーナー掘削(burner rigs)において行われた。これ
は通常好ましい試験方法である。なぜならば、バーナー
掘削試験において得られる結果は一般に材料のガスター
ビンエンジン中での機能の仕方のより典型的な示唆を与
えるからである。

【００６７】バーナー掘削試験は900℃（1652°Ｆ）と1
050℃（1922°Ｆ）で行った。試験結果を以下の表９と
表10にそれぞれ示す。直径９ mm（0.35インチ）×長さ1
00 mm（3.9インチ）の試験ピンを回転する円柱状のジグ
に取り付け、高速のガス流れにさらした。その他の試験
条件は各々の表中に特定されている。

【００６８】

【表１１】

【００６９】

【表１２】

【００７０】試験の結果は、両方の試験温度においてＣ
ＭＳＸ−１１Ｃ合金はＩＮ７３８ＬＣ合金よりもずっ
と良好な高温腐食抵抗を与え、さらにＣＭＳＸ−１１Ｂ
合金よりも優れた性能を有することを示している。さら
に、図４はＣＭＳＸ−１１Ｃ合金が1050℃（1922°Ｆ）
で強度と高温腐食性の好ましい組み合わせを与えるこ
と、及び、特に、商業的に広く使用されているＤＳＲ
ｅｎｅ８０Ｈ合金よりも性能が優れていることを示
している。900℃での同様な分析がさらに優れた能力の
組み合わせを示すものと考えられる。

【００７１】高温腐食試験と並行して、ＣＭＳＸ−１１
Ｃ合金の酸化試験を行った。以下の表11は、実験炉内で
950℃（1742°Ｆ）で1000時間行ったるつぼ酸化試験(cr
ucible oxidation test)の結果を示す。100時間と500時
間の間隔及び試験の終了時に測定した平均と最大の酸化
深さ(oxidation depth)と重量増加量を報告する。

【００７２】

【表１３】

【００７３】ややより高温での酸化試験の結果を図５に
示す。示されているデータは、1000℃（1832°Ｆ）で30
00時間まで行った酸化試験の結果である。この試験は空
気中で行い、試験サンプルの重量変化を時間の関数とし
て測定した。試験温度は１時間に１回の基準で室温まで
サイクルさせた。試験結果は、ＣＭＳＸ−１１Ｃ合金
が、産業用タービン工業において広く使用されている合
金であるＩＮ７３８ＬＣよりもずっと良好な酸化抵抗
を与えることを示している。

【００７４】さらに、酸化試験の結果は図６に示されて
いる。この特別の試験においては、ピンを1010℃（1850
°Ｆ）の試験温度から１日３回室温までサイクルさせ、
重量変化を時間の関数として測定した。試験は約2400時
間行った。結果は、ＣＭＳＸ−１１Ｃ材料が合金ＩＮ
７３８ＬＣよりもずっと良好な酸化抵抗を与えること
を示している。

【００７５】バーナー掘削酸化試験を1200℃（2192°
Ｆ）で行った。結果を以下の表12に示す。種々の合金を
同じ回転する円形台の中で試験した。サンプルの重量損
失を100、200、300、400、及び500時間の間隔で測定し
た。その他の試験条件は表中に与えられている。

【００７６】

【表１４】

【００７７】バーナー掘削酸化試験の結果は、ＣＭＳＸ
−１１Ｃ材料が、広く使用されている産業用タービンブ
レード及び羽根材料と比較して、極めて良好な1200℃
（2192°Ｆ）での酸化抵抗を与えることを示している。

【００７８】合金の強度と1200℃（2192°Ｆ）酸化の比
較が図７に示されている。この図は、ＣＭＳＸ−１１Ｃ
合金の組み合わされた能力が、Ｒｅｎｅ８０Ｈ、Ｆ
ＳＸ４１４、ＩＮ９３９及びＩＮ７３８ＬＣ合金
のような方向性凝固された合金よりも優れていることを
示している。

【００７９】本発明をこれまで特定の実施態様に関連し
て説明してきたが、本発明の多数のその他の形態及び改
良は当業者には明らかである。特許請求の範囲及び本発
明は本発明の真の精神と範囲に含まれるそのような明ら
かな形態及び改良を包含するものと解釈されなければな
らない。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の１つの実施態様と４種のその他の合金
に関して３つの暴露温度で行った高温腐食試験の結果を
示すグラフである。

【図２】本発明の１つの実施態様と２種のその他の合金
に関して732℃（1350°Ｆ）で行った試験から得られた
高温腐食のデータの比較を示すグラフである。

【図３】本発明の１つの実施態様と２種のその他の合金
に関して899℃（1650°Ｆ）で行った試験から得られた
高温腐食のデータの比較を示すグラフである。

【図４】本発明の１つの実施態様と６種のその他の合金
に関して行った試験から得られた合金の強度と高温腐食
のデータの比較を示すグラフである。

【図５】本発明の１つの実施態様と２種のその他の合金
に関して1000℃（1832°Ｆ）で行った試験から得られた
酸化データの比較を示すグラフである。

【図６】本発明の１つの実施態様と２種のその他の合金
に関して1010℃（1850°Ｆ）で行った試験から得られた
酸化データの比較を示すグラフである。

【図７】本発明の１つの実施態様と６種のその他の合金
に関して行った試験から得られた合金の強度と酸化のデ
ータの比較を示すグラフである。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成７年１２月８日

【手続補正１】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】全図

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１】

【図２】

【図３】

【図４】

【図７】

【図５】

【図６】

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】高温腐食抵抗性ニッケル系スーパーアロ
イであって、重量パーセントで、クロム約14.2〜15.5 コバルト約 2.0〜 4.0 モリブデン約 0.30〜0.45 タングステン約 4.0〜 5.0 タンタル約 4.5〜 5.8 ニオブ約 0.05〜0.25 アルミニウム約 3.2〜 3.6 チタニウム約 4.0〜 4.4 ハフニウム約 0.01〜0.06 ニッケル及び付随的不純物残余量、の元素を含み、約2.45以下の相安定性数Ｎ_v3Bを有する
スーパーアロイ。
【請求項２】重量パーセントで、炭素約０〜0.05 硼素約０〜0.03 ジルコニウム約０〜0.03 レニウム約０〜0.25 珪素約０〜0.10 マンガン約０〜0.10 をさらに含む、請求項１のスーパーアロイ。
【請求項３】ニオブとハフニウムの合計が0.06〜0.31
重量％である、請求項１のスーパーアロイ。
【請求項４】Ｔｉ：Ａｌ比率が１より大きい、請求項
１のスーパーアロイ。
【請求項５】アルミニウムとチタニウムの合計が7.2
〜8.0 重量％である、請求項１のスーパーアロイ。
【請求項６】Ｔａ：Ｗ比率が１より大きい、請求項１
のスーパーアロイ。
【請求項７】改善された酸化抵抗性を有する、請求項
１のスーパーアロイ。
【請求項８】請求項１のスーパーアロイから製造され
た単結晶製品。
【請求項９】タービンエンジン用の部品である、請求
項８の製品。
【請求項１０】ガスタービンブレード又はガスタービ
ン羽根である、請求項９の製品。
【請求項１１】高温腐食に対して優れた抵抗性を有す
る単結晶鋳物であって、重量パーセントで、クロム 14.3〜15.0 コバルト 2.5〜 3.5 モリブデン 0.35〜0.43 タングステン 4.2〜 4.8 タンタル 4.8〜 5.4 ニオブ 0.05〜0.12 アルミニウム 3.3〜 3.5 チタニウム 4.1〜 4.3 ハフニウム 0.02〜0.05 ニッケル及び付随的不純物残余量、の元素を含み、約2.45以下の相安定性数Ｎ_v3Bを有する
ニッケル系スーパーアロイから製造された、単結晶鋳物
【請求項１２】スーパーアロイが、重量パーセント
で、炭素０〜0.05 硼素０〜0.03 ジルコニウム０〜0.03 レニウム０〜0.25 珪素０〜0.10 マンガン０〜0.10 をさらに含む、請求項１１の単結晶鋳物。
【請求項１３】ニオブとハフニウムの合計が0.06〜0.
31重量％である、請求項１１の単結晶鋳物。
【請求項１４】アルミニウムとチタニウムの合計が7.
2〜8.0重量％である、請求項１１の単結晶鋳物。
【請求項１５】Ｔｉ：Ａｌ比率とＴａ：Ｗ比率が１よ
り大きい、請求項１１の単結晶鋳物。
【請求項１６】改善された酸化抵抗性を有する、請求
項１１の単結晶鋳物。
【請求項１７】改善されたクリープ破断強度を有す
る、請求項１１の単結晶鋳物。
【請求項１８】ガスタービンブレード又はガスタービ
ン羽根である、請求項１１の単結晶鋳物。
【請求項１９】高温腐食に対して優れた抵抗性を有す
る単結晶鋳物であって、重量パーセントで、クロム約14.5 コバルト約 3.0 モリブデン約 0.40 タングステン約 4.4 タンタル約 4.95 ニオブ約 0.10 アルミニウム約 3.40 チタニウム約 4.2 ハフニウム約 0.04 炭素約０〜0.05 硼素約０〜0.03 ジルコニウム約０〜0.03 レニウム約０〜0.25 珪素約０〜0.10 マンガン約０〜0.10 ニッケル残余量、の元素を含むニッケル系スーパーアロイから製造された
単結晶鋳物であって、前記スーパーアロイが約2.45以下
の相安定性数Ｎ_v3Bを有し、ニオブとハフニウムの合計
が0.06〜0.31重量％であり、アルミニウムとチタニウム
の合計が7.2 〜8.0 重量％であり、Ｔｉ：Ａｌ比率が１
より大きく、そしてＴａ：Ｗ比率が１より大きい、単結
晶鋳物。
【請求項２０】ガスタービンブレード又はガスタービ
ン羽根である、請求項１９の単結晶鋳物。