JPS5864331A - 単結晶鋳造物品製造に適した合金及びその熱処理法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は単品注型品の製造に適した合金とそれで作られ
た注型品に関する。

応力及び腐食の攻撃という困難な条件下で高温で使用さ
れるニッケルベース合金の注型品の製造においては、単
品として作られた注型品が寿命と高温耐性において大き
な利点を持つと評価されている。これら特性が役立つ主
分野はガスタービンエンジンの高温にさらされる部品、
例えばノズル案内羽根とタービン回転翼、である。しか
し、普通使用されているニッケルベース超合金は１等軸
の通常の注型品の材料としては高度に開発されているが
、それからできる単品注型品の特性にとり有益でない可
能性のある成分を含む。

最近のニッケルは−ス超合金をベースとして、単品注型
品の形で使う時に非常に良好な特性ケ与える様々な合金
組成物が発明された。

単品注型品の形での使用に適した本発明の合金は重量％
で次組酸からなる。

８−１０％　クロム ０−１５％　コバルト １、５−３％　チタン＋捧ニオブ ５−６．５％　アルミニウム ３−１０．５％　タングステン ０−６．５％　モリブデン ０−３．５％　タンタル ０−０．５％　ハフニウム ０−１．５％　バナジウム ０．０１５−０．０５％　炭素 ０−０．０１％　ホウ素 ０−０．０５％　ジルコン 残部はニッケルと付随不純物。

好ましくは次重量％組成からなる。

８−１０％　クロム ２−１１％　コバルト １．７−２．６％　チタン＋捧ｔオプ ５．２５−５．７５％　アルミニウム ８、りＦ・−１０５％　タングステン ２．５−３．２％　タンタル ０．０１５−０．０５％　炭素 ０−０．０１％　ホウ素 ０−０．０５％　ジルコン 残部はニジケ／ｌ／と付随不純物。

この合金は約１ｓｏｏｒに迄溶融加熱できる。例えば、
特別な場合にはこの熱処理を１２６０〜１６２０Ｃで４
時間行ない、ついでガスファンで急冷し、ついで１０９
０Ｃで１時間、ついで８７０ｃで１６時間熱処理する。

本発明には該合金から作られた単品体の注型品、特にガ
スタービン回転翼としての注型品、も含まれろ。

本発明の合金の特性をテストで確望した。結果は添付図
面を参照しながら後述する。

本発明の合金をテストするため様々な合金試験片を注型
単晶体の形に作った・単品注型品の製造には２つの基本
方法がある。これらは当業界で良く知られており、一般
的には、種晶を使うか直接固化し、ついで試験片に発育
する単品合金の選択に役立つラビリンス通路を使う〇 いづれの方法も使用できるが後者の方法が便利である。

様々なテスト合金の各々に対して単品体の試験片を作っ
た。対照品ン提供するために、直接固化物の形の同様な
試験片を注型した。明らかな如（、この直接固化物は、
全て並行である夕数の独立粒子からなり、このタイプの
物質は普通、同一合金でできた通常の即ち等軸の注型品
よりすぐれた特性を持つ。

添付図面では、低温（７６０ｔｒ）、高温（１０４０Ｃ
）で応力−破断寿命をテストした１０個の単品試験片と
１個の直接固化物（対照品）の結果を比較している。

各組成は次の通りであった。但し１合金９の場合には実
際の分析値は１表示１値とはわずかに異なっている可能
性がある。

合金１は対照合金と同一である。それ故、特性の違いは
単品注型品（合金１）と直接固化注型品（対照品）との
構造の違いによる。残りの合金は各々、材料σ）組成の
違いの効果を実証している。

合金２．８．９．１０は本発明の範囲内にあり、合金１
．６〜７は範囲外である。

第１．２図に破線で示した全ての場合において合金は８
７０Ｃで１６時間溶体化された。

本発明の合金は全て、図中の他合金よりも高温に迄熱処
理できる。従ってそれらは、ソルバスより高く、しかも
初期融点より低い１３２０ｔＴで溶体化できる。これら
様々な合金の結果を比較すると、破線は本発明の範囲外
の合金（本発明による合金２．８．９．１０ではない）
に回部な最高の結果を表している。合金８．９．１０で
の最適結果は破線で示されているが、合金２の場合には
示されていない。しかし、合金２がそれらより良い結果
を示すことができるのは明白である。

図において、第１図は、７３０ＭＰａの応力、７６０Ｃ
の温度に維持した時の様々な合金のサンプルの寿命の例
示である。これは合金の応力−破断特性な決定するため
の標準テスト法であるσ）でこれ以上の説明は不要であ
ろう。対照合金は８０時間未満の寿命を持ち、一方、単
品体の同一合金（合金１）は１４５時間というほぼ２倍
の寿命を持つ。本発明による第１σ）合金（合金２）は
約２６０時間の寿命を持ち、これは驚異的な改良である
。本発明の範囲外の合金ろ、４．５はそれぞれ２００時
間以上、２００時間以上、２３０時間以上の寿命という
改良は示すが上記値には達しな（）。

合金６．７は炭素量が多い（合金６）かホウ素量が多い
（合金７）ので本発明の範囲外にある。

これら合金はいづれも合金１程すぐれておらず、特に合
金７の場合には寿命は対照品の場合と同程団に短い。合
金８．１０で、合金６．４の場合に示した＠　（２００
時間以上）に再び戻り、一方、コバルト量が少ないので
本発明のボーダーラインである合金９は対照品より優秀
ではない。この合金は８５０〜１０５０Ｃの高温で５０
０時間ソーキング後に若干不安定であるのは興味深い。

高温処理後に達成されたよりすぐれた数値（破線で示さ
れている）については後述する。

第２図には、上記と同様なテスト法で、但し、高＠（１
０４０Ｃ）、対応低応力（１２８ＭＰａ）で得られた結
果を示す。低温での挙動と同一の挙動がほぼくり返され
ていることがわかる。即ち、単品合金１は対照品に似て
おり、合金２〜５はこれら２つより相当に良い改良を示
している。合金６ははるかに効力が劣り、合金９ははる
かに良く、一方、合金８はこの条件で相当の見込みケ示
しており、事実、熱処理した時には特に良好な均合いの
とれたアールラウンドの特性を示す。合金７はこの条件
で合金５に似ているが、これは、低温での非常に貧弱な
結果からの予想に当然反している。

応力−破断寿命は合金の有用性にとり非常に重要である
が、考慮すべき唯一のノξラメータではない。本発明に
よる変更がいづれの有意な合金パラメータにも悪影響す
ることはなく、それらのうちの特定のものを改良するこ
とがわかった。

例えば、融点降下剤であるホウ素、ジルコン、ハフニウ
ムの少量配合で初期融点が上昇する・これは、合金操作
温度を上げる直接の好機が与えられる点と、高温での溶
体化の使用が可能になる点との閘者から有益である。熱
処理温度を上げることによりγ′硬化相が溶体化されろ
程度が高まり、応力−破断寿命は一層長（なる。かくて
、本発明の合金は一般に、ソルバスより高く初期融点よ
り低く、そσ〕間で熱処理できる温度の１窓“を持つ。

この熱処理のための便利な一般的技術は１２６０〜１ろ
２０′ｃで４時間、ついで８７０Ｃで１６時間加熱する
ことである。

次表に、本発明の合金に利用できる溶体化を使って得ら
れた初期融点の上昇と応力−破断σ】結果を示す。この
応力−破断寿命は第１．２図に示す結果を得るために使
った条件で得たものなので結果ン比較できろ。この改良
熱処理では溶体化温度から室温に迄冷却し、ついでそれ
より低温で熟成熱処理をする。

表Ｂ 合金８．９．１０に対するこれらの結果は第１．２図の
破線部分で示されており、６合金は全て本発明の範囲外
の合金よりも良い特性を示している。合金２（これも翼
として熱処理する）は似た様な改良を示すであろうが、
但し、この場合、ハフニウムが下限量なので初期融点が
熱処理温度に近づくという危険がある。温度の制御は正
確にしなければならない。

初めの溶体化と後の低温熟成処理との間に試験片２を室
温に迄急冷することが必要である。この冷却工程とそれ
が実施される速度は最終特性に於いて、重大な違いをも
たらす可催性があることが判る。例えばこの工程で毎分
７Ｏ−２０Ｏｒの冷却速度にすると特性が著しく改良さ
れる。　６゜応力−破断寿命の相当な上昇は高温溶体化
の応用により達成できることは、上述の表より明白であ
る。好ましい合金に近い合金８については、このことは
特に確かである。

合金８．１０の場合、チタンの量は比較的に高く１７％
以上であることもわかるであろう。この量は非常に重要
なもので次の表■は、このことを示す為に実施されたテ
ストの結果を示す。

熱処理後の特性は、溶体化と熟成熱処理との間の中間工
程により、より改良されることも判る。

これは、合金ケそれらの処理の間約１［１１８０−１１
２０Ｃで約１時間保持するので構成されるであろう。表
示上合金８と同じ合金を使ったテストで１３００ｔｌｌ
’で４時間の溶体化とこれに続くガスファンによる室温
迄の冷却、１０ｇ、０τで１時間、８７０Ｃで１６時間
の溶体化で７５０Ｃ１８５０ＭＰａの負荷で１８０時間
の応力−破断寿命と７得られることが判った。同じ熱処
理順序で、但し中間工程’＆１０９０ｔＺ’、１時間と
して同一合金で、同じ条件下で２００時間の寿命を得た
。一方、１１００Ｃで１時間の中間工程がある第６番目
のテストでは、１７０時間の寿命を得た。テスト条件が
違っているのでこれらの結果は表りに示されるものと直
接比較はできなＸ、１が確力・に特性の改良を示してい
る〇 一連の合金をテストしたことが判るであろう。合金１１
は、表１の好ましい合金８に近い。合金１１減少である
。合金１２の応力−破断特性は、合金１１のそれと比較
してかなり域少しているσ）が判るであろ５゜ 合金１３ではチタンの量は６．０１％に戻っており。

このことは、特性に同一の効果を持つのだが、特性を合
金１１のレベルに迄は戻してはいない。合金１４（これ
は、２．１！ｔ％という高チタンｔヶ持っている）Ｋは
合金１１に等しいところではなく相当に越えた特性があ
る。

これらの及び他のテストにより、チタン量が１．５〜１
．６％ならば特性がはっきり変化するという結論がでる
。１．５％ないしその周辺値では特性はまあまあだが、
１．６％以上になると特性は非常に良くなる。

これが、成分変化の結果として生ずる変形機構の変化と
いう観８点からの受は入れられる説明である。

本発明による合金は、チタン単独では７．ｃ　＜　１．
５％以上σ）チタン十μニオブ含量を持つも０〕として
定義される。

これは、ニオブを均等原子量のチタンσ〕代甲として使
用できるからであり、又、はぼ２重し部のニオブを１部
σ）チタンの代わりに使うべきであることも童味する。

それゆえ、チタン含畢＋ＩＡニオブ含量は明記した限度
内に保つべきことが要件である。

この考えは、成分特性を重量％で表わした次σ）表■の
初めσ）６合金である合金１５〜１７σ）組成に反映さ
れている。

＼ −の セ　１　　・　　・　１１１１１１１１１１、＋　　　
Ｃ’ｌ　　ゞ ＼ 甲 東 に　犬騰蔭論二Ｉｎ麓六騰六η六蔭 気 側、ｆ＞。、。。。８ｏ０、。。ト くローーーーー（へ）へへへυへ０重 合金１３が最適組成を表し、合金１４．１３はチタンが
ニオブで部分的か完全に代用されている変型である。こ
の代用により材料のγ″相が強力に硬化される。

同様な効果はタンタルの代わりにチタンを使う合金１６
．１７でも達成されている。γ相は合金１８．１９では
タングステンの代わりにバナジウムを使うことにより硬
化されており、より強力だが酸化耐性が劣った合金が得
られる。同一の効果が合金２０，２１ではタングステン
の代わりにモリブデンを使うことにより達成されている
。合金２２では残部はタングステンの代わりにアルミニ
ウムとチタンヶ使うことにより変えられており、こσ）
ためγ相は軟化しているが、他の特性は改良されている
。

最後に、合金２２，２３．．２４ではコバルｔ４の変化
により合金パランスケ変えている。

これら合金のうちの伺種かではホウ素かジルコンが故意
に添加されている。

上記結果は応力−破断特性に集中しているが、他特性も
改良されている。

この様に、溶体化硬化剤であるタングステン、モリブデ
ンの幾分かをタンタルで代用することにより腐食、酸化
への耐性が改良される。このタンタル添加の重要性はタ
ンタルを含む合金とそれを含まない合金との比較テスト
で実証されている。

例えば、合金１０では応カフ　３０　ＭＰａ、温度７６
０Ｃでの応力−破断寿命は２１０時間であり、１２８Ｍ
Ｐａ、１０４０Ｃでの寿命は１７７時間だった（表を参
照されたい）。試験片は表示上は同一だがタンタルを含
まない合金から作った。対応寿命は６７．５１時間だっ
た。タンタルはテスト量で明らかに必要であり、事実、
５重迄の、そして恐らくはそれ以−トの添加が有益であ
ると考えられる。

更に酸化耐性をテストしてタンタル添加の重要性を確認
した。即ち６サンプル（対照合金、タルタ茂ヲ含めない
合金８、タンタルをタングステンで代用しているｐ金８
）を空気＋４７）Ｔ）ｍの塩という雰囲気中で９０時間
１０５０Ｃに付した。対照合金は１４０μの腐食ケ示し
、他サンプルは共に２００μというより激しい腐食を示
した。

又、炭素が小量なので比較的小さなカーバイド粒子が得
られ、従って、アルミナイビ被覆ニッケルは−ス超合金
の酸化耐性を下げる恐れのある大きなスクリプト形態学
カーバイドは避けられろ（Ｄ、Ｓ、についても同様）。

−例として、アルミナイド被覆等方性材料（他の点は前
記対照材料と同様）で腐食テスｌ実施し、微カーバイド
を使えば寿命は正常状態と比べて２倍以上であることが
わかった。

本発明の材料の耐衝撃強度は改良されていない直接に溶
体化された材料に比べ相当に改良されてイル。この効果
はスクリプトカーバイドの不存在が原因と考えられろ。

アルミニウム、チタン、クロム、タングステン、コバル
トの量で決まる合金安定性は明記した変更によってはさ
程影響は受けないが、成分が本発明の極限値にある合金
では安定性が下がる可能性がある。但し、そうなっても
当然有用な合金である。

それ故、本発明の合金は、例えばガスタービンエンジン
のタービンローターブレードの様な高応力−高温度条件
で操作される物品に適した特性を捉供する。しかし、本
発明の合金は様々の他用途、例えばガスタービンの他部
分、でも使用できる。

【図面の簡単な説明】 第１図は、低温で応力下にある様々な合金試験片の寿命
を示す棒グラフである。 第２図は、高温で得られた結果を示す、第１図と同様な
グラフである。 特許出願人　　ロールス・ロイス・リミテッド第１頁の
続き ０発　明　者　ジエフリー・ウィリアム・ミーサム イギリス国ダービー、アレ８ト ウリ−・ショート′・アベニュー ８ １６４−

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 第１項 水重量％組成からなる、単品注型品の形での使用に適し
   た合金。 ８−１０％　クロム ０−１５％　コバルト １．５−３％　チタン＋Ａニオブ ５−６．５％　アルミニウム ろ−１０，５％　タングステン ０−３．５％　モリブデン ０−３．５％　タンタル ０−０．５％　ハフニウム ０−１．５％　バナジウム ０．０１５−０．０５％　炭素 ０７０．０１％　ホウ素 ０−０．０５％　ジルコン 残部はニッケルと付随不純物。 第２項 水重量％組成からなる、特許請求の範囲第１項記呟の合
   金。 ８−１０％　クロム ２−１１％　コバルト １．７−２．＜５％　チタン＋捧ニオブ５．２５−５．
   ７５％　アルミニウム ８、ｆ５−１０．５％　タングステン ２．５−３．２％　タンタル ０．０１５−ｒｌ、０５％　炭素 ０−０．０１％　ホウ素 ０−０．０５％　ジルコン 残部はニッケルと付随不純物。 第３項 水重量％組成からなる、特許請求の範囲第２項記載の合
   金。 ８−１０％　クロム ３−７％　コバルト １．７−２．６％　チタン＋≠ニオブ −５，２５−５，７５％　アルミニウム８．５−１０．
   ５％　タングステン ２．５−３．２％　タンタル ０．０１５−０．１１５％　炭素 ｏ−ｏ、ｏｉ％　ホウ素 ０−０．０５％　ジルコン 残部はニッケルと付随不純物。 第４項 次重量％組成からなる、特許請求の範囲第３項記載の合
   金。 ８５％　クロム ５％　コバルト ２２％　チタン ５．５％　アルミニウム ９５％　タングステン ２８％　タンタル ００１５％　炭素 残部はニッケルと付随不純物〇 第５項 特許請求の範明第１〜４項のいづれかの項記載の合金の
   電体化法において、合金’＆１２６０〜１３２０７：’
   の温度に迄加熱することからなる方法。 第６項 合金を該温度から室温迄、７０〜２００ｔＴ／分の速度
   で冷却する。特許請求の範囲第５項記載の方法。 第７項 合金をついで約８７０ｃの温度に迄加熱する、特許請求
   の範囲第゛５又は６項記載の方法。 第８項 合金を約１３０Ｏｒの温度に迄４時間加熱し、合金を約
   ８７０Ｃの室温に迄冷却し、この温度に１６時間維持す
   ることからなる、特許請求の範囲第７項記載の方法。 第９項 合金を１０８０〜１１２０１：’の温度に迄約１時間加
   熱する、特許請求の範囲第７又は８項記載の方法。 第１０項 特許請求の範囲第１〜４項のいづれかの項記載の合金か
   ら形成された単品注型品。