JPS60155637A - 単結晶キヤステイング製造用合金 - Google Patents
単結晶キヤステイング製造用合金Info
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- JPS60155637A JPS60155637A JP59272717A JP27271784A JPS60155637A JP S60155637 A JPS60155637 A JP S60155637A JP 59272717 A JP59272717 A JP 59272717A JP 27271784 A JP27271784 A JP 27271784A JP S60155637 A JPS60155637 A JP S60155637A
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- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
- C30B29/52—Alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B33/00—After-treatment of single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure
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- Inorganic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、単結晶キャスティングを製造するに適した合
金およびそのような合金からつ（られたキャスティング
に関する。
金およびそのような合金からつ（られたキャスティング
に関する。
鋳造ニッケル基合金、特に、いわゆるニッケル基スーパ
アロイは、高温に耐性が要求される応用分野における部
品に広く使用されている。そのような応用には、主にガ
スタービンエンジンの高熱部品がある。これらの極限状
態で運転される鋳造物品が、従来の多結晶形よりもむし
ろ単結晶のように対象物を鋳造することによって改良さ
れると、近年認識されてきた。一般に、単結晶キャステ
ィングは・等軸÷抽壬各妊介（・（ｕｉ−ａｘｅｄ）多
結晶対応物よりも良好な高温寿命および強さを持ってい
る。
アロイは、高温に耐性が要求される応用分野における部
品に広く使用されている。そのような応用には、主にガ
スタービンエンジンの高熱部品がある。これらの極限状
態で運転される鋳造物品が、従来の多結晶形よりもむし
ろ単結晶のように対象物を鋳造することによって改良さ
れると、近年認識されてきた。一般に、単結晶キャステ
ィングは・等軸÷抽壬各妊介（・（ｕｉ−ａｘｅｄ）多
結晶対応物よりも良好な高温寿命および強さを持ってい
る。
最近使用されているニッケル基スーパアロイは、用いら
れる等軸＋（ｅｑｕｉ−ａｗｅｄ）多結晶鋳造形の最良
のものをつくるために特別に設計された非常に進歩した
組成に相当する。単結晶キャスティングを製造するため
に、それらの材料を通常のやり方で用いると、多結晶構
造の欠点を大いに解消すべき多種の成分の存在および程
度によってキャスティングの性質が損なわれる。しかし
、単結晶用により厳密に適合させた新しい合金を設計す
ることは可能である。
れる等軸＋（ｅｑｕｉ−ａｗｅｄ）多結晶鋳造形の最良
のものをつくるために特別に設計された非常に進歩した
組成に相当する。単結晶キャスティングを製造するため
に、それらの材料を通常のやり方で用いると、多結晶構
造の欠点を大いに解消すべき多種の成分の存在および程
度によってキャスティングの性質が損なわれる。しかし
、単結晶用により厳密に適合させた新しい合金を設計す
ることは可能である。
単結晶用に従来から組成された合金は、高強度によって
特徴付けられるが、その多くは、反対に耐衝撃性に長所
を持つ従来の等軸＝鋳造スーパアロイよりも低い延性と
なっている。さらに、それらは、しみ及びスリーバなど
の鋳造欠陥を受けやす（、また効果的に熱処理すること
が難かしい。
特徴付けられるが、その多くは、反対に耐衝撃性に長所
を持つ従来の等軸＝鋳造スーパアロイよりも低い延性と
なっている。さらに、それらは、しみ及びスリーバなど
の鋳造欠陥を受けやす（、また効果的に熱処理すること
が難かしい。
単結晶キャスティングから材料の性質を最大限に引き出
すために、冶金構造を精密化する溶体化処理および均質
化熱処理を行なう必要がある。この熱処理を行なう温度
は、合金のガンマ初晶のソルバス（ｇａｍｎａｐｒｉｍ
ａ ５ｏｌｖｕｓ） より高くかつ合金固相線より低く
なくてはならない。この温度差は一般に合金の温度窓（
ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｗｉｎｄｏｗ）と呼ばれてい
る。製造上の理由から温度窓は少なくとも９℃あるべき
である。しかし、従来の単結晶合金は、この数値に近ず
くことが難かしい温度窓を持ち、極めて少数のもので温
度窓が２３℃を越すにすぎない。
すために、冶金構造を精密化する溶体化処理および均質
化熱処理を行なう必要がある。この熱処理を行なう温度
は、合金のガンマ初晶のソルバス（ｇａｍｎａｐｒｉｍ
ａ ５ｏｌｖｕｓ） より高くかつ合金固相線より低く
なくてはならない。この温度差は一般に合金の温度窓（
ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｗｉｎｄｏｗ）と呼ばれてい
る。製造上の理由から温度窓は少なくとも９℃あるべき
である。しかし、従来の単結晶合金は、この数値に近ず
くことが難かしい温度窓を持ち、極めて少数のもので温
度窓が２３℃を越すにすぎない。
本発明の目的は、高強度、改善された鋳造性、良好な引
張り延性および広い熱処理窓（ｈ・ａｔｔｒｅａｔｍｅ
ｎｔ ｗｉｎｄｏｗ ）を持つ単結晶キャスティングを
製造するに適したニッケル基スーパアロイを提供するこ
とである。
張り延性および広い熱処理窓（ｈ・ａｔｔｒｅａｔｍｅ
ｎｔ ｗｉｎｄｏｗ ）を持つ単結晶キャスティングを
製造するに適したニッケル基スーパアロイを提供するこ
とである。
本発明による単結晶キャスティング製造に適した合金は
、実質的に次の重量％の成分からなるものである。
、実質的に次の重量％の成分からなるものである。
クロム ざ〜ｌ！チ
アルミニウム ５〜クチ
チタン ２〜！チ
ニオブ ０．１〜２％
モリブデン θ〜ｔチ
タンタル ７〜ｇ チ
タンゲステン Ｑ〜ｔ ％
コバルト タ〜／Ｓ ％
バナジウム Ｏ−コ チ
炭素 ０〜ｏ、ｏタチ
ニッケル及び不純物 残部
（ただし、タングステン、モリブデンおよびタンタルの
合計重量が合金全体重量のコ、５〜ｔｒ、ｏ重量％であ
り、アルミニウム、チタン、ニオブ、タンタルおよびバ
ナジウムの組み合せはガンマ初晶（Ｎｉ３（Ｍ） ）の
６０〜７５％の合金体積分を与え、またガンマ／ガンマ
初晶格子不整合が最少になるように調整されたものであ
る。式中、Ｍはアルミニウム、チタン、ニオブ、タンタ
ル、バナジウムである） 本発明は、また、上記の範囲内にある合金からり（られ
た単結晶鋳造物を含む。
合計重量が合金全体重量のコ、５〜ｔｒ、ｏ重量％であ
り、アルミニウム、チタン、ニオブ、タンタルおよびバ
ナジウムの組み合せはガンマ初晶（Ｎｉ３（Ｍ） ）の
６０〜７５％の合金体積分を与え、またガンマ／ガンマ
初晶格子不整合が最少になるように調整されたものであ
る。式中、Ｍはアルミニウム、チタン、ニオブ、タンタ
ル、バナジウムである） 本発明は、また、上記の範囲内にある合金からり（られ
た単結晶鋳造物を含む。
本発明に従うニッケル基合金の例を後述の表にＣおよび
Ｄとして説明する。合金ＣおよびＤは、リストした成分
からなる装入物を融解させ、真空炉内で、適当な型内に
溶融物を注き入れ、そして単結晶部品を製造するように
凝固速度および鋳造条件を制御して作製される。本発明
の合金を用いる鋳造部品に採用することのできる単結晶
合金鋳造用の多数の公知方法がある。最終部品は、次表
で説明する組成を有していた。合金Ａは公知の高延性単
結晶ニッケル基スーパアロイであり、合金Ｂは公知の等
軸圭多結晶ニッケル基スーツくアロイである。
Ｄとして説明する。合金ＣおよびＤは、リストした成分
からなる装入物を融解させ、真空炉内で、適当な型内に
溶融物を注き入れ、そして単結晶部品を製造するように
凝固速度および鋳造条件を制御して作製される。本発明
の合金を用いる鋳造部品に採用することのできる単結晶
合金鋳造用の多数の公知方法がある。最終部品は、次表
で説明する組成を有していた。合金Ａは公知の高延性単
結晶ニッケル基スーパアロイであり、合金Ｂは公知の等
軸圭多結晶ニッケル基スーツくアロイである。
スーパアロイ鋳造物にその用途の所望の性質を発現させ
るように熱処理することが一般的に望ましいと考えられ
る。本発明に従った合金は例外がなく、適当な溶体化処
理および均質化熱処理が合金の冶金構造を精密化するの
に必要である。単結晶合金ＡＳＢおよびＣの場合、合金
のガンマ初晶ンルバスを超える温度であるがその固相線
未満の温度に合金を加熱する溶体化処理工程、およびそ
の後の均質化工程が必要である。代表的にはこれは、１
２１０℃を超えるが、固相線未満の温度に合金を／−５
時間加熱し、引ぎ続き１１００℃で７時間およびｔＳＯ
℃で７６時間加熱することを意味する。
るように熱処理することが一般的に望ましいと考えられ
る。本発明に従った合金は例外がなく、適当な溶体化処
理および均質化熱処理が合金の冶金構造を精密化するの
に必要である。単結晶合金ＡＳＢおよびＣの場合、合金
のガンマ初晶ンルバスを超える温度であるがその固相線
未満の温度に合金を加熱する溶体化処理工程、およびそ
の後の均質化工程が必要である。代表的にはこれは、１
２１０℃を超えるが、固相線未満の温度に合金を／−５
時間加熱し、引ぎ続き１１００℃で７時間およびｔＳＯ
℃で７６時間加熱することを意味する。
以下の試験ですべての合金Ａ、ＣおよびＤの試料をその
ように熱処理した。合金Ｂの場合の結果は、適切に熱処
理された合金Ｂに関しての公表情報から引用する。
ように熱処理した。合金Ｂの場合の結果は、適切に熱処
理された合金Ｂに関しての公表情報から引用する。
前述したように、単結晶ニッケル基スーパアロイの熱処
理窓は、通常の製造条件下で効果的な熱処理を確保する
ためにできるだけ広くあるべきである。単結晶合金Ｃの
場合、溶体化処理の窓は／２１１り℃から／−８０℃ま
であり３５℃の熱処理窓となり、合金りの場合、熱処理
窓はｔ２！ｓ℃から１２１０℃であり８℃の熱処理窓と
なる。したがって、本発明による単結晶スーパアロイＣ
およびＤは、製造工程で必要な最小値〃℃より広い熱処
理窓を持っていることがわかる。合金ＣおよびＤの実際
の溶体化熱処理温度は各々１２６０℃および／、２６り
℃である。
理窓は、通常の製造条件下で効果的な熱処理を確保する
ためにできるだけ広くあるべきである。単結晶合金Ｃの
場合、溶体化処理の窓は／２１１り℃から／−８０℃ま
であり３５℃の熱処理窓となり、合金りの場合、熱処理
窓はｔ２！ｓ℃から１２１０℃であり８℃の熱処理窓と
なる。したがって、本発明による単結晶スーパアロイＣ
およびＤは、製造工程で必要な最小値〃℃より広い熱処
理窓を持っていることがわかる。合金ＣおよびＤの実際
の溶体化熱処理温度は各々１２６０℃および／、２６り
℃である。
本発明による合金は、一般式（Ｎｉ、（Ｍ））のガンマ
初晶沈殿物で硬化する。ここで、Ｍはアルミニウム、チ
タン、ニオブ、タンタル、バナジウムである。元素の組
合せは、６０〜７Ｓチのガンマ初晶合金Ｃは６λチのガ
ンマ初晶体積画分を持ち、合金りは６ｔチの体積画分を
持つ。低い格子不整合は高温での安定なガンマ初晶沈殿
物を確保し、したがって高温強度を提供する。高温強度
が更に高めら４れることか、耐火元素の焼入れを限定す
ることによって得られる。かくして、耐火元素タングス
テン、モリブデンおよびタンタルの合計重量は、合金全
体重量の２．５〜ｇ重量％の範囲内にあるべきである。
初晶沈殿物で硬化する。ここで、Ｍはアルミニウム、チ
タン、ニオブ、タンタル、バナジウムである。元素の組
合せは、６０〜７Ｓチのガンマ初晶合金Ｃは６λチのガ
ンマ初晶体積画分を持ち、合金りは６ｔチの体積画分を
持つ。低い格子不整合は高温での安定なガンマ初晶沈殿
物を確保し、したがって高温強度を提供する。高温強度
が更に高めら４れることか、耐火元素の焼入れを限定す
ることによって得られる。かくして、耐火元素タングス
テン、モリブデンおよびタンタルの合計重量は、合金全
体重量の２．５〜ｇ重量％の範囲内にあるべきである。
安定な沈殿と共に高温強度を維持しつつ耐火金属焼入れ
量を限定することにより、多くの従来単結晶合金に等し
い強度を持ちしかもより良好な延性を有し、したがって
優れた耐衝撃性を有する本発明の合金が提供される。本
発明の合金の耐腐食性はざ〜７５重量−のクロムを存在
させることにより与えられる。コバルトは、トポロジカ
ルに密に充填した有害な相の形成を妨げまたマトリック
ス強度をさらに与えるために！ −７５重量％の範囲内
で添加される。
量を限定することにより、多くの従来単結晶合金に等し
い強度を持ちしかもより良好な延性を有し、したがって
優れた耐衝撃性を有する本発明の合金が提供される。本
発明の合金の耐腐食性はざ〜７５重量−のクロムを存在
させることにより与えられる。コバルトは、トポロジカ
ルに密に充填した有害な相の形成を妨げまたマトリック
ス強度をさらに与えるために！ −７５重量％の範囲内
で添加される。
バナジウムは、熱処理窓をコントロールするために２重
量％までの範囲で存在する。ガンマ初晶沈殿物の体積パ
ーセンテージを７Ｓ％を越えないように確保することに
よって、熱処理窓をさらにコントロールすることができ
る。
量％までの範囲で存在する。ガンマ初晶沈殿物の体積パ
ーセンテージを７Ｓ％を越えないように確保することに
よって、熱処理窓をさらにコントロールすることができ
る。
本発明の合金の試験において、本発明の合金Ｃの試験片
を単結晶形につくり上げ、その種々の性質を測定し、公
知の単結晶合金Ａおよび公知等細工多結晶合金Ｂと対比
した。それらの試験結果を添付図面に図示する。
を単結晶形につくり上げ、その種々の性質を測定し、公
知の単結晶合金Ａおよび公知等細工多結晶合金Ｂと対比
した。それらの試験結果を添付図面に図示する。
第１図を参照しつつ、ラルソンーミラー図として冶金分
野で知られた図面を示す。対数スケールの応力と、破損
時間゛ｔ″の対数と定数（この場合〃）との和に試験温
度“Ｔ“を掛けた積であるラルソンーミラーパラメータ
６Ｐ″との関係をグラフで示す。パラメータにスケール
ファクター（この場合１０−’ ）が川けられる。
野で知られた図面を示す。対数スケールの応力と、破損
時間゛ｔ″の対数と定数（この場合〃）との和に試験温
度“Ｔ“を掛けた積であるラルソンーミラーパラメータ
６Ｐ″との関係をグラフで示す。パラメータにスケール
ファクター（この場合１０−’ ）が川けられる。
この図は、所定の時間および応力レベルでの破壊と三種
の時間パラメータの関係を示す合金の応力破壊特性を説
明するのに便利である。
の時間パラメータの関係を示す合金の応力破壊特性を説
明するのに便利である。
パラメータＰに加えて、破壊に対する所定時間の温度の
実際値が第１図の別の縦座標として示されることがわか
る。これは、そのパラメータの物理的効果をより容易に
図示することができる。
実際値が第１図の別の縦座標として示されることがわか
る。これは、そのパラメータの物理的効果をより容易に
図示することができる。
第１図のグラフをつくるために、合金ＡおよびＢのデー
タが各々破線および実線によって示され、他方単結晶試
料Ｃに関する標準応力−破壊試験が同点によって示され
る個々の結果によって示される。合金ＡおよびＣの結果
は近接し、両方の合金は、試験条件のすべてで合金Ｂの
寿命を容易に越えている。合金Ｃの低温強度は合金Ａの
それと同様であるが、しかしながら、高温強度は改善さ
れる。事実、１０！０℃の平均は合金Ａよりも平均して
温度２７℃高いものと等しいＪ、ｌＩｘ破壊寿命である
。
タが各々破線および実線によって示され、他方単結晶試
料Ｃに関する標準応力−破壊試験が同点によって示され
る個々の結果によって示される。合金ＡおよびＣの結果
は近接し、両方の合金は、試験条件のすべてで合金Ｂの
寿命を容易に越えている。合金Ｃの低温強度は合金Ａの
それと同様であるが、しかしながら、高温強度は改善さ
れる。事実、１０！０℃の平均は合金Ａよりも平均して
温度２７℃高いものと等しいＪ、ｌＩｘ破壊寿命である
。
第２図の棒グラフは、合金Ａ、ＢおよびＣのＯｏ、２保
証強度（θ、λｌｐ、ｓ、）の極限引張り強度（Ｖ、Ｔ
、Ｓ）を示す。単結晶合金ＡおよびＣの結果は等加工多
結晶合金Ｂの結果より優れており、本発明の合金Ｃは公
知の単結晶合金人より優れた性質を持っている。実に合
金Ｃは、０．２％保証強度において合金Ａよりも３０％
程度改良されている。
証強度（θ、λｌｐ、ｓ、）の極限引張り強度（Ｖ、Ｔ
、Ｓ）を示す。単結晶合金ＡおよびＣの結果は等加工多
結晶合金Ｂの結果より優れており、本発明の合金Ｃは公
知の単結晶合金人より優れた性質を持っている。実に合
金Ｃは、０．２％保証強度において合金Ａよりも３０％
程度改良されている。
第３図において、標準試験片を折る際に吸収されるエネ
ルギーを測定する標準試験で測定された合金Ａ、Ｂおよ
びＣの各々の衝撃特性を示す。この試験は室温および高
温で行なわれ、室温試験には一定期間高温で均熱処理し
た試験片も含む。延性の長寿命から見て単結晶合金Ａお
よびＣは多結晶合金Ｂより優れた衝撃特性を持っている
。公知の合金Ａは本発明の合金Ｃよりも優れた衝撃特性
を持っている。しかしながら、合金Ａはその延性特性で
普通であり、また一般的な単結晶合金は多結晶合金Ｂの
ものと同等もしくは劣った延性水準を持つにすぎない。
ルギーを測定する標準試験で測定された合金Ａ、Ｂおよ
びＣの各々の衝撃特性を示す。この試験は室温および高
温で行なわれ、室温試験には一定期間高温で均熱処理し
た試験片も含む。延性の長寿命から見て単結晶合金Ａお
よびＣは多結晶合金Ｂより優れた衝撃特性を持っている
。公知の合金Ａは本発明の合金Ｃよりも優れた衝撃特性
を持っている。しかしながら、合金Ａはその延性特性で
普通であり、また一般的な単結晶合金は多結晶合金Ｂの
ものと同等もしくは劣った延性水準を持つにすぎない。
直径θ、７／ｌａｎの合金Ｃおよび従来の単結晶合金で
行なったデθｏ”ｃシャルピー試験で、合金Ｃは６０ジ
ユールの吸収エネルギー値ヲ与え、他方従来の合金はた
ったＪジュールのエネルギー値を与えるにすぎない。
行なったデθｏ”ｃシャルピー試験で、合金Ｃは６０ジ
ユールの吸収エネルギー値ヲ与え、他方従来の合金はた
ったＪジュールのエネルギー値を与えるにすぎない。
第ダ図は合金Ａ、ＢおよびＣの高繰返し疲労特性を測定
する試験の結果を示す。この試験は、１００℃の温度に
試験片を保持しながら、最大と最少のＩＯおよびｌθ
サイクルの寿命を与える応力水準を測定した。本発明の
合金Ｃの性能は合金ＡおよびＢの結果と顕著に異なって
いない。しかしながら、その結果は合金Ｃが合金Ａおよ
びＢに少な（とも釣り合っていることを示している。
する試験の結果を示す。この試験は、１００℃の温度に
試験片を保持しながら、最大と最少のＩＯおよびｌθ
サイクルの寿命を与える応力水準を測定した。本発明の
合金Ｃの性能は合金ＡおよびＢの結果と顕著に異なって
いない。しかしながら、その結果は合金Ｃが合金Ａおよ
びＢに少な（とも釣り合っていることを示している。
第５図において、温度１ｏｓｏ℃での裸の合金試料に関
する静止空気酸化試験の結果を示す。この試験は、本発
明の合金Ｃが公知の合金ＡおよびＢより優れた耐酸化性
を有していることを明瞭に示している。最後に、第６図
は塩促進炉内腐食試験の結果を示す。その結果は、公知
の単結晶合金Ａが公知の等細工多結晶合金Ｂよりも優れ
た耐腐食性を有していることを示している。しかし、本
発明の合金Ｃはそれら合金の両方より優れた耐腐食性を
有している。
する静止空気酸化試験の結果を示す。この試験は、本発
明の合金Ｃが公知の合金ＡおよびＢより優れた耐酸化性
を有していることを明瞭に示している。最後に、第６図
は塩促進炉内腐食試験の結果を示す。その結果は、公知
の単結晶合金Ａが公知の等細工多結晶合金Ｂよりも優れ
た耐腐食性を有していることを示している。しかし、本
発明の合金Ｃはそれら合金の両方より優れた耐腐食性を
有している。
上記のように試験が行なわれる前に本発明の合金Ｃの鋳
造試験片を検査すると、じみやスリー−などと知られて
いる鋳造欠陥に対してそれらの試験片が耐性を持ってい
ることがわかった。これは合金中の耐火元素の存在が低
水準にあ゛ることによるものと考えられる。
造試験片を検査すると、じみやスリー−などと知られて
いる鋳造欠陥に対してそれらの試験片が耐性を持ってい
ることがわかった。これは合金中の耐火元素の存在が低
水準にあ゛ることによるものと考えられる。
従って、本発明の合金は、良好な鋳造性、広い熱処理窓
を有し、現存のニッケル基単結晶スーパアロイと比較し
て良好な耐衝撃性および引張り延性を有していることが
わかる。さらに本発明の合金により、腐食および酸化に
対する抵抗力が改良される。
を有し、現存のニッケル基単結晶スーパアロイと比較し
て良好な耐衝撃性および引張り延性を有していることが
わかる。さらに本発明の合金により、腐食および酸化に
対する抵抗力が改良される。
第１図は応力−破壊性質を示すラルソンーミラー図、第
一図は引張り性を示す棒グラフ、第３図は種々の前処理
後の衝撃性を示す棒グラフ、第ｑ図は高繰返し疲労を示
す棒グラフ、第３図は静止空気酸化試験の結果を示すグ
ラフ、第６図は塩促進炉内試験の結果を示す棒グラフで
ある。 出願人代理人 猪 股 清 〜・１ ンｔｂｙ；−ｓ７−ノ１２ｘ−Ｐ Ｐ＝Ｔ（２０＋ＬＯ
Ｇｔ）ｘｌＯ−”５１５１９Ｗｒ４’１８０００Ｃ
一図は引張り性を示す棒グラフ、第３図は種々の前処理
後の衝撃性を示す棒グラフ、第ｑ図は高繰返し疲労を示
す棒グラフ、第３図は静止空気酸化試験の結果を示すグ
ラフ、第６図は塩促進炉内試験の結果を示す棒グラフで
ある。 出願人代理人 猪 股 清 〜・１ ンｔｂｙ；−ｓ７−ノ１２ｘ−Ｐ Ｐ＝Ｔ（２０＋ＬＯ
Ｇｔ）ｘｌＯ−”５１５１９Ｗｒ４’１８０００Ｃ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ｌ実質的に次の重量−の成分からなる単結晶キャスティ
ング製造に適した合金。 クロム ｇ〜／ｊ％ アルミニウム ５〜７％ チタン λ〜５チ ニオプ ０．／〜２チ モリブデン θ〜ｔチ タンタル ／〜ｒｆＤ タングステン ０−１％ コバルト ５〜ｌＳ％ バナジウム θ〜コチ 炭素 θ〜ｏ、ｏ！ｒ％ ニッケル及び不純物 残部 （ただし、タングステン、モリブデンおよびタンタルの
合計重量が合金全体重量の、２．３ｉ−４，０重量％で
あり、アルミニウム、チタン、ニオブ、タンタルおよび
バナジウムの組み合せは、ガンマ初晶（Ｎｉ、（Ｍ））
の６０〜７３％の合金体積分を、また最少のガンマ／ガ
ンマ初晶格子不整合を与えるように調節されたものであ
る。式中、Ｍはアルミニウム、チタン、ニオブ、タンタ
ル、バナジウムである） “ ｌ実質的に次の重量％の成分からなる特許請求の範囲第
１項記載の合金。 クロム １０．０％ アルミニウム ５０ｇ％ チタン コ、タチ ニオプ ０．１チ モリブデン ／、６チ タンタル ／、４％ タングステン ３．３チ コバルト １０，０ ％ バナジウム ｏ６ｇ：チ 炭素 θ、θ／チ ニッケル及び不純物 残部 ３実質的に次の重量％の成分からなる特許請求の範囲第
７項記載の合金。 クロム ７．０％ アルミニウム ４．０ ％ チタン コ、！ｒ′チ ニオプ １．θチ モリブデン ／、５％ タンタル ２．０％ タングステン ３．０％ コバルト １０．Ｏチ バナジウム ｉ、ｏチ 炭素 ｏ、ｏｉチ ニッケル及び不純物 残部 ３実質的に下記の重量％の成分からなる合金を製造する
にあたって、該成分の溶融物を生成させ、下記組成を有
する単結晶合金を形成するように凝固速度および凝固条
件をコントロールしながら該溶融物を凝固させる工程か
らなる製造法。 クロム ｇ〜／ｊ％ アルミニウム ５〜７％ チタン Ｊ−５％ ニオブ ｏ、ｉ −：１チ モリブデン ｏ−ｔチ タンタル ／−１チ タンゲステン θ〜ｔチ コバルト Ｓ〜ｌ！ｆ％ バナジウム ０−２％ 炭素 Ｏ〜θ、ｏｒ％ ニッケル及び不純物 残部 （ただし、タングステン、モリブデンおよびタンタルの
合計重量が合金全体重量のＪ＆〜ξＯ重量％であり、ア
ルミニウム、チタン、ニオブ、タンタルおよびバナジウ
ムの組み合せは、ガンマ初晶（Ｎｉ、 （Ｍ） ）の６
０〜７５チの合金体積分および最少のガンマ／ガンマ初
晶格子不整合を与えるように調節されたものである。式
中、Ｍはアルミニウム、チタン、ニオブ、タンタル、バ
ナジウムである） ５実質的に次の重量−の成分である特許請求の範囲第ダ
項記載の製造法。 クロム ／θ、Ｏチ アルミニウム ！、ざチ チタン コ、ｓ ｑ６ ニオプ ｏ、ｔ ｔ１６ モリブデン ／、Ａ％ メタンル ／、６チ タングステン ３．３％ コバルト ｉｏ、ｏ ％ バナジウム Ｏ８ざチ 炭素 ｏ 、ｏｉチ ニッケル及び不純物 残部 ム実質的に次の重量−の成分である特許請求の範囲第ダ
項記載の製造法。 クロム タ、Ｏチ アルミニウム ｔ、θチ チタン ２．５チ ニオプ １．Ｏチ モリブデン ｔ、ｒ％ メタンル コ、０９１＋ タングステン ３．０チ コバルト １０，０チ バナジウム ／、０％ 炭素 θ、０／チ ニッケル及び不純物 残部 ７凝固合金な１２１０℃と合金固相線との間の温度で／
−，１時間加熱し、引き続いて１１００℃で１時間およ
びｔｒｏ℃で１６時間加熱して熱処理する、特許請求の
範囲第ｑ項、第５項または第６項記載の製造法。 ざ実質的に次の重量％の成分からなる合金より形成され
た単結晶キャスティング。 クロム ３〜１３％ アルミニウム ｊ〜′クチ チタン ａ〜＆％ ニオブ ０．／〜コチ モリブデン Ｏ−５チ メンタル ／＋−３チ タンゲステン Ｏ〜ざチ シバルト ５〜ｌタチ バナジウム ０〜２％ 炭素 Ｏ〜ｏ、ｏｒ％ ニッケル及び不純物 残部 （ただし、タングステン、モリブデンおよびタンタルの
合計重量が合金全体重量のコ。５〜ｇ、０重量％であり
、アルミニウム、チタン、ニオブ、タンタルおよびバナ
ジウムの組み合せは、ガンマ初晶（ＮｉＮ１５（）の６
０〜７５％の合金体積分および最少のガンマ／ガンマ初
晶格子不整合を与えるように調節されたものである。式
中、Ｍはアルミニウム、チタン、ニオブ、タンタル、バ
ナジウムである） ９実質的に次の重量−の成分からなる特許請求の範囲第
３項記載のキャスティング。 クロム ｉｏ、ｏ％ アルミニウム タ、ｔ％ チタン ２．５％ ニオブ Ｏ６ざチ モリブデン ／、Ａ％ メタンル ７．６チ タングステン ３．３チ コバルト １０，０チ バナジウム ｏ、ｔｒ％ 炭素 ０，０／％ ニッケル及び不純物 残部 １０実質的に次の重量％の成分からなる特許請求の範囲
第３項記載のキャスティング。 クロム ９．０チ アルミニウム ＆、０％ チタン コ、！多 ニオブ ／、θチ モリブデン ／、タチ タンタル コ、θチ タンゲステン ３．０多 コバルト １０，０チ バナジウム １．０チ 炭素 θ、０／チ ニッケル及び不純物 ・ 残部
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