JPS60211031A - 単結晶鋳造物 - Google Patents
単結晶鋳造物Info
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- JPS60211031A JPS60211031A JP60055620A JP5562085A JPS60211031A JP S60211031 A JPS60211031 A JP S60211031A JP 60055620 A JP60055620 A JP 60055620A JP 5562085 A JP5562085 A JP 5562085A JP S60211031 A JPS60211031 A JP S60211031A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
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- 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
- C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
-
- 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
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C30B33/00—After-treatment of single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure
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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】
本ｉｌＦ！ｉ１は、高応力高温度ガスタービンに用いる
鋳造部品に使用するニッケル基礎単結晶超合金に関する
ものである。
鋳造部品に使用するニッケル基礎単結晶超合金に関する
ものである。
この合金及びこの種の合金は、ガスタービｌの羽根、＃
に熱疲労、クリープ、酸化に対する抵抗が本質的に重要
である極度の性能の航空機タービ／ｆａ関に用いる羽根
である単結晶鋳造物を企図するものである。
に熱疲労、クリープ、酸化に対する抵抗が本質的に重要
である極度の性能の航空機タービ／ｆａ関に用いる羽根
である単結晶鋳造物を企図するものである。
単結晶部品の鋳造のための合金の基礎的技術は米国特許
才３，４９４．７０９号、同ｆｔ１ｘａ。
才３，４９４．７０９号、同ｆｔ１ｘａ。
７２３号及び同ｆ４．２０９．３４８号に記載されてい
る。これらの特許に記載されている合金を越えて可成り
改良された合金が本出願人により１９８１年３月１７日
に登鍮された。″″単結晶（単一結晶粒）合金”と題す
る公開された曹−ロツバ特許出願才８１３０１１０４１
．１号に記載いる。本明細書ではこれらを０Ｍ８Ｘ−２
、０Ｍ８Ｘ−３と呼ぶことにする。本発明は、前記出願
特許に記載された合金のクリープ強度、クリープ速度の
改良である。この合金は商品名″ＣＭ８Ｘ ”を用い０
Ｍ８Ｘ−４として市販される予定である。
る。これらの特許に記載されている合金を越えて可成り
改良された合金が本出願人により１９８１年３月１７日
に登鍮された。″″単結晶（単一結晶粒）合金”と題す
る公開された曹−ロツバ特許出願才８１３０１１０４１
．１号に記載いる。本明細書ではこれらを０Ｍ８Ｘ−２
、０Ｍ８Ｘ−３と呼ぶことにする。本発明は、前記出願
特許に記載された合金のクリープ強度、クリープ速度の
改良である。この合金は商品名″ＣＭ８Ｘ ”を用い０
Ｍ８Ｘ−４として市販される予定である。
ヶ所望の機械的性質及び耐５璋境性の特徴を持つのみな
らず、工業的に単結晶に鋳造される可能性と熱処理特性
を併せて持つ合金を構成するファクターは非常に多い。
らず、工業的に単結晶に鋳造される可能性と熱処理特性
を併せて持つ合金を構成するファクターは非常に多い。
これらの二つの特性、即ち機械的特性と耐環境性Ｋｌえ
る要素と工業的生産の可能性の要素とは１通常互いに矛
盾し、所望の性能特徴を持つことＫなる合金組成が、実
際上鋳造及び熱処理が不可能であることが非常に多い。
る要素と工業的生産の可能性の要素とは１通常互いに矛
盾し、所望の性能特徴を持つことＫなる合金組成が、実
際上鋳造及び熱処理が不可能であることが非常に多い。
同様にこの逆の場合もある。
遭遇する問題の一つは、充分なりリープ−破□断抵抗と
耐酸化性を持ち、他力では又合金が初期溶融温度に到達
することなくすべての一次屓を相が溶体化する温度を熱
処理されることが雫きる熱処理温度範囲を持っているこ
とである。加うるに、共晶混合物の少くとも一部も溶体
化されることが望ましい、この温度範囲は、熱処理の＠
ウィンドウ１ と呼ばれる。２５’Ｆ（１３，９℃）以
上の温度差の如き実際上のライ／ドウな備えることに失
敗すれば、−次Ｗ相の不完全な溶体化又は初ＭＩ！ｌｌ
ｌ融により、受容できない程機械的性質が劣化したりス
クラップの割合が多くなったりすることを併わない鋳造
物の熱処理がほとんど不可能になる。初期溶融による廃
業物の割合が多くならなく【も、−次のｌ′相の全体を
溶体化する効果のある熱処理を行なうことができない合
金は、実験室の好奇心の対象以上のものではなく、実用
性のないものである。前記公開されたヨーロッパ特杵明
細書に記載された合金ＣＭＩＸ−２及び合金ＣＭ８Ｘ−
３は、コノ問題を解決した合金である。前記出願特許記
載の基礎合金（ｃｎｓｘ−２）の−変種に於いて、ハフ
ニウムを添加してＣ０Ｍ８Ｘ−１）、実用可能な溶体化
熱処理ライ／ドウを留保しながら、被覆されたときの耐
酸化〜耐腐食性能を増加させた。
耐酸化性を持ち、他力では又合金が初期溶融温度に到達
することなくすべての一次屓を相が溶体化する温度を熱
処理されることが雫きる熱処理温度範囲を持っているこ
とである。加うるに、共晶混合物の少くとも一部も溶体
化されることが望ましい、この温度範囲は、熱処理の＠
ウィンドウ１ と呼ばれる。２５’Ｆ（１３，９℃）以
上の温度差の如き実際上のライ／ドウな備えることに失
敗すれば、−次Ｗ相の不完全な溶体化又は初ＭＩ！ｌｌ
ｌ融により、受容できない程機械的性質が劣化したりス
クラップの割合が多くなったりすることを併わない鋳造
物の熱処理がほとんど不可能になる。初期溶融による廃
業物の割合が多くならなく【も、−次のｌ′相の全体を
溶体化する効果のある熱処理を行なうことができない合
金は、実験室の好奇心の対象以上のものではなく、実用
性のないものである。前記公開されたヨーロッパ特杵明
細書に記載された合金ＣＭＩＸ−２及び合金ＣＭ８Ｘ−
３は、コノ問題を解決した合金である。前記出願特許記
載の基礎合金（ｃｎｓｘ−２）の−変種に於いて、ハフ
ニウムを添加してＣ０Ｍ８Ｘ−１）、実用可能な溶体化
熱処理ライ／ドウを留保しながら、被覆されたときの耐
酸化〜耐腐食性能を増加させた。
本発明は、０Ｍ８Ｘ−２及び０Ｍ８Ｘ−３合金に典型的
な望ましい工業生産可能性を保ちながら合金の耐高温度
性、耐高応力性、クリープ抵抗を大きく改良することを
目的とした研究の結果受ある。
な望ましい工業生産可能性を保ちながら合金の耐高温度
性、耐高応力性、クリープ抵抗を大きく改良することを
目的とした研究の結果受ある。
合金の永続的な塑性変形の形′のクリープは、２通常破
断の起る前の与えられた温度と応力に於いて特定の時間
にわたって起こる伸びの百分率によって定義される。ク
リープが破断になるまでの温度と時間の増加は、合金の
特性に関する重要なデータであるが、このデータは高性
能の航空機タービ／機関の設計者にとつ【格別の意義の
あるものではない。該設計者は、特定の％のクリープが
起る時間と温度の範囲により関心を持っている。これら
の範囲は、何時又如何なる条件の下に鋳造物の特定の寸
法の変化が、工／ジン部品間の物理的干渉から来るよ５
な性能低下を惹起するかを、決定するが故に重要である
。設計される工／ジ／の性能特性が増大する程、部品間
のクリアラ／スを通常小さくしなければならない、従っ
て許容しさるクリープの量は減少する。同時に、大きく
なった性能特性は通常より高い温度とより大きな速度を
必要とする。これらは応力を増加させクリープを促進す
るファクターである。現代の高性能ガスタービン機関で
は、設計者は１％のクリープを実用上受容し５る限界と
見做している。
断の起る前の与えられた温度と応力に於いて特定の時間
にわたって起こる伸びの百分率によって定義される。ク
リープが破断になるまでの温度と時間の増加は、合金の
特性に関する重要なデータであるが、このデータは高性
能の航空機タービ／機関の設計者にとつ【格別の意義の
あるものではない。該設計者は、特定の％のクリープが
起る時間と温度の範囲により関心を持っている。これら
の範囲は、何時又如何なる条件の下に鋳造物の特定の寸
法の変化が、工／ジン部品間の物理的干渉から来るよ５
な性能低下を惹起するかを、決定するが故に重要である
。設計される工／ジ／の性能特性が増大する程、部品間
のクリアラ／スを通常小さくしなければならない、従っ
て許容しさるクリープの量は減少する。同時に、大きく
なった性能特性は通常より高い温度とより大きな速度を
必要とする。これらは応力を増加させクリープを促進す
るファクターである。現代の高性能ガスタービン機関で
は、設計者は１％のクリープを実用上受容し５る限界と
見做している。
本発明は、Ｃ！Ｍ８Ｘ−２合金とＣ’Ｍ８Ｘ−３合金の
実用可能な熱処理“ウィンドウ”と、合金安定性と、単
結晶を鋳造できる可能性の特性を留保しながら、他方で
は許容しうる運転温度と１％クリープが起るまでの時間
の両者を増大させることＫより、クリープ抵抗特性を非
常に改良した、ニッケル基礎超合金を提供する。これら
のことは、レニウムの添加を含む、合金の耐火元素の増
量によって達成される。本発明は、レニウムの合体によ
り起りうる合金の不安定化を招くことなく、クリープ抵
抗の非常な増加を成就する。
実用可能な熱処理“ウィンドウ”と、合金安定性と、単
結晶を鋳造できる可能性の特性を留保しながら、他方で
は許容しうる運転温度と１％クリープが起るまでの時間
の両者を増大させることＫより、クリープ抵抗特性を非
常に改良した、ニッケル基礎超合金を提供する。これら
のことは、レニウムの添加を含む、合金の耐火元素の増
量によって達成される。本発明は、レニウムの合体によ
り起りうる合金の不安定化を招くことなく、クリープ抵
抗の非常な増加を成就する。
以下に本発明を好適実施態様により説明する。
本発明が展開された基礎となった合金は、米国特詐出願
矛３３９．３１８号に記載されたハフニクム含有単結晶
合金であり、この合金をこれより後ＣＭ８Ｘ−３と呼ぶ
ことにする。この合金は重量％で表わして次の組成を持
っ： ｉｌ 吹 Ｃｏ ４．３−４．９ Ｃｒ ７．５−８．２ Ｍｏ Ｏ１３０，７ Ｗ ７．６−８．４ Ｔａ ５．８−６．２ ｋｔ ５．４５−５．７５ ’Ｉ’Ｉ Ｏ，８−１，２ Ｈｆ ０１０５−０．１５ 旧 残り Ｃ最大 ６０ＰＰｍ Ｚｊ 最大 ５０ＰＰｍ Ｂｅ大 ３０ＰＰｍ ８ 最大 ２０ＰＰｍ 旧 最大４００ＰＰｍ 耐火元素としてのレニウムの使用に関する既知の合金技
術に基づいて、従って合金の強度が増加することを期待
して、最初はタングステンの３皿量％分をレニウム３重
量％に代えた。コバルトを可成り増加させ、クロムを有
意義量だけ減少させた。その結果は、所望の強度の増加
を生じなかった。しかしながら、コバルトの可成りの増
加により合金に良好な安定性を与える所望の結果が得ら
れた。
矛３３９．３１８号に記載されたハフニクム含有単結晶
合金であり、この合金をこれより後ＣＭ８Ｘ−３と呼ぶ
ことにする。この合金は重量％で表わして次の組成を持
っ： ｉｌ 吹 Ｃｏ ４．３−４．９ Ｃｒ ７．５−８．２ Ｍｏ Ｏ１３０，７ Ｗ ７．６−８．４ Ｔａ ５．８−６．２ ｋｔ ５．４５−５．７５ ’Ｉ’Ｉ Ｏ，８−１，２ Ｈｆ ０１０５−０．１５ 旧 残り Ｃ最大 ６０ＰＰｍ Ｚｊ 最大 ５０ＰＰｍ Ｂｅ大 ３０ＰＰｍ ８ 最大 ２０ＰＰｍ 旧 最大４００ＰＰｍ 耐火元素としてのレニウムの使用に関する既知の合金技
術に基づいて、従って合金の強度が増加することを期待
して、最初はタングステンの３皿量％分をレニウム３重
量％に代えた。コバルトを可成り増加させ、クロムを有
意義量だけ減少させた。その結果は、所望の強度の増加
を生じなかった。しかしながら、コバルトの可成りの増
加により合金に良好な安定性を与える所望の結果が得ら
れた。
腐食抵抗を犠牲にしないで、所望のクリープ抵抗をうる
ための他の試みで、クロム含量を６．８％から７，７％
にした。この試みも期待又は所望の改良を生じないこと
が見出された。
ための他の試みで、クロム含量を６．８％から７，７％
にした。この試みも期待又は所望の改良を生じないこと
が見出された。
この合金も、声又はΣ相を形成する傾向を示すことなく
高い応力及び高温の下で使用しうる高いクリープ抵抗を
持った合金を得よ５とした初めの企図と同様Ｋ、強度の
所望の増加従ってクリープ抵抗の増加を生み出すととに
失敗した。
高い応力及び高温の下で使用しうる高いクリープ抵抗を
持った合金を得よ５とした初めの企図と同様Ｋ、強度の
所望の増加従ってクリープ抵抗の増加を生み出すととに
失敗した。
クリープの問題を解決しようとする他の策で、クロム含
量を減少させ、耐火元素タングステン及びりｌタルの両
者の重量％を増加させた。その結果次の組成の合金が得
られた： ｆＩＩ表 Ｃｒ Ｃｏ Ｍｏ Ｗ Ｔａ Ａｔ Ｔｉ Ｂｅ ！（
ｆ Ｎ１７．２ １０．０ ０．６ ６．４ ６．５
Ｂ、６ １．０ ３．０ ０、ｌ 残りこの合金を３６
に８１ （２４８ＭＰａ）／１８００？（９８２℃ンヶ
１９４．３時間の条件で応力−破断試験をしたときこの
合金は所望のクリープ抵抗を備え【いるが安定性を犠牲
にしたものであることが判明した。
量を減少させ、耐火元素タングステン及びりｌタルの両
者の重量％を増加させた。その結果次の組成の合金が得
られた： ｆＩＩ表 Ｃｒ Ｃｏ Ｍｏ Ｗ Ｔａ Ａｔ Ｔｉ Ｂｅ ！（
ｆ Ｎ１７．２ １０．０ ０．６ ６．４ ６．５
Ｂ、６ １．０ ３．０ ０、ｌ 残りこの合金を３６
に８１ （２４８ＭＰａ）／１８００？（９８２℃ンヶ
１９４．３時間の条件で応力−破断試験をしたときこの
合金は所望のクリープ抵抗を備え【いるが安定性を犠牲
にしたものであることが判明した。
この合金は高温で大きな応力の下に置かれると、ｃｒ
−Ｒ，系のΣ相の特徴的な１針“即ち針状結晶の形成を
示し始めるＣ２２図）。これは不安定性の証拠であり、
レニウム含量とクロム含量が均衡のとれていないことを
示す特徴である。
−Ｒ，系のΣ相の特徴的な１針“即ち針状結晶の形成を
示し始めるＣ２２図）。これは不安定性の証拠であり、
レニウム含量とクロム含量が均衡のとれていないことを
示す特徴である。
このように、レニウムは、この種の合金の強度を増加さ
せるものとして知られているものの、又Ｏｒ −Ｒｅ系
針状晶形成がクリープ強度を減少させクラックが伝播す
る条件を与えるが故に、合金の可使寿命を可成り短縮す
る条件をつくり易い。
せるものとして知られているものの、又Ｏｒ −Ｒｅ系
針状晶形成がクリープ強度を減少させクラックが伝播す
る条件を与えるが故に、合金の可使寿命を可成り短縮す
る条件をつくり易い。
不安定性の問題を避け、しかも希望のりＩＪ−プ抵抗を
うる試みの一つで、合金の組成を再び変化させて、ニッ
ケル含量を増加させ、クロムとコバルトを減少させた。
うる試みの一つで、合金の組成を再び変化させて、ニッ
ケル含量を増加させ、クロムとコバルトを減少させた。
それに対して耐火元素の量は増加させたままに保った。
得られた合金は、重量％で次の組成を持つものが好適で
あった： ｙｍ＊ Ｃｒ Ｃｏ Ｍｏ Ｗ Ｔａ ｋｌ ＴＪ Ｒｅ Ｈｆ
Ｎｊ６６ ９６ ０ｆｉ ６．４ ６５ ５ｆｉ １
．０ ３１） （１１０残りＣｒ Ｃｏ Ｍｏ Ｗ Ｔ
ａ Ａｔ ＴＩ Ｒｅ Ｈｆ Ｎ１６４ ９３ ０！ｉ
６ｊ！ ６！１ ５４５ ０Ｂ ２８ ００７ 残り
６Ｂ １０．００１ ６Ｂ ６．７ ５ｆｆ５ １２
３２ ０１２ 残す同時に望ましくない微量元素はでき
る限り少量に制限された： Ｃ最大 ６０ ＰＰｍ Ｂ 最大 ３０ＰＰｍ Ｚｒ 最大 ７５ ＰＰｍ ８ 最大 ２０ ＰＰｍ ８ｉ 最大４００ ＰＰｍ 結果は合金の特性を突然可成り変化させるものであった
。ｉ ＩＩＩ表の組成を持つ耐熱合金ＶＦ５５２がつく
られ、急温度勾配引出し法を用いて単結晶試料が鋳造さ
れた。応カー破断試験ＲＴ３１張り試験を本発明の合金
に就いて行った。
あった： ｙｍ＊ Ｃｒ Ｃｏ Ｍｏ Ｗ Ｔａ ｋｌ ＴＪ Ｒｅ Ｈｆ
Ｎｊ６６ ９６ ０ｆｉ ６．４ ６５ ５ｆｉ １
．０ ３１） （１１０残りＣｒ Ｃｏ Ｍｏ Ｗ Ｔ
ａ Ａｔ ＴＩ Ｒｅ Ｈｆ Ｎ１６４ ９３ ０！ｉ
６ｊ！ ６！１ ５４５ ０Ｂ ２８ ００７ 残り
６Ｂ １０．００１ ６Ｂ ６．７ ５ｆｆ５ １２
３２ ０１２ 残す同時に望ましくない微量元素はでき
る限り少量に制限された： Ｃ最大 ６０ ＰＰｍ Ｂ 最大 ３０ＰＰｍ Ｚｒ 最大 ７５ ＰＰｍ ８ 最大 ２０ ＰＰｍ ８ｉ 最大４００ ＰＰｍ 結果は合金の特性を突然可成り変化させるものであった
。ｉ ＩＩＩ表の組成を持つ耐熱合金ＶＦ５５２がつく
られ、急温度勾配引出し法を用いて単結晶試料が鋳造さ
れた。応カー破断試験ＲＴ３１張り試験を本発明の合金
に就いて行った。
結果を次のオ■表に示す：
１−ＶＩＩ表
２’ １４０４（９６８） １４８２（１０２２） ２
０．３ ２０．９＞ｙ表の合金（耐熱合金ＶＦ５５２）
及び０Ｍ８Ｘ −２（耐熱合金ＶＦ２６７．３１２，４
３８，４６６．４７２）から単結晶としズ鋳造された試
料から（００１）方向の１０°以内に機械加工されたＭ
ＦＢ ０．０７０″″及び０．０８９”直りｎ就いて、
比較Ｌａｙｓｏｎ Ｍｉｌｌｅｒ応カー破断試験が行わ
れた。結果はｆｔ図に示されている。ｆ３−９図の顕微
鏡写真は合金のイクロ組織の均一性と高温度高応力の下
での安定性を示す。
０．３ ２０．９＞ｙ表の合金（耐熱合金ＶＦ５５２）
及び０Ｍ８Ｘ −２（耐熱合金ＶＦ２６７．３１２，４
３８，４６６．４７２）から単結晶としズ鋳造された試
料から（００１）方向の１０°以内に機械加工されたＭ
ＦＢ ０．０７０″″及び０．０８９”直りｎ就いて、
比較Ｌａｙｓｏｎ Ｍｉｌｌｅｒ応カー破断試験が行わ
れた。結果はｆｔ図に示されている。ｆ３−９図の顕微
鏡写真は合金のイクロ組織の均一性と高温度高応力の下
での安定性を示す。
才１１図及びｉ１２図は、クリープ抵抗が非常に増加し
ていることをグラフで示したものである。
ていることをグラフで示したものである。
才１１図は、１８００７（９８２℃）、３６゜ＯＫａｌ
（２４８ＭＰａ）の試験に於いて破断に必要な時間が１
００％を越えて増大している事業を示す。このことは非
常に大きな変化である。しかしながらｆ１２図は、ガス
タービン設計技術者にとって主要な関心の的である１％
以下の範囲のクリープ曲線部分に於いて、本発明が成就
したより大きな変化をグラフで示している点で、更に重
要である。
（２４８ＭＰａ）の試験に於いて破断に必要な時間が１
００％を越えて増大している事業を示す。このことは非
常に大きな変化である。しかしながらｆ１２図は、ガス
タービン設計技術者にとって主要な関心の的である１％
以下の範囲のクリープ曲線部分に於いて、本発明が成就
したより大きな変化をグラフで示している点で、更に重
要である。
クリープ曲線の初めの部分が可成り平たくなっているこ
とが見られる。即ち、３６ Ｋｓｉ（２４８ＭＰａ）／
１８０Ｇ’Ｆ（９８２℃）の高温度、高応力の下に１％
のクリープを生ずるに必要な時間が、約３１時間から（
資）時間に延長し、約１５８％の増加である。この試験
は苛酷なものであり、その意義はクリープ抵抗の変化の
主要部分が最初の１．０％の伸びに必要な時間内に起っ
ていることである。従ってこの変化は、合金の機能と実
用性を決定する合金特性局面で起っているが故に合金の
機能として重要である。クロム含量の減少は最大２・２
５のＮＶａ Ｂ数を持つ合金のＮｙ３Ｂ数を減少せしめ
沁。クロム含量の減少と耐環境的性質の減退は、クリー
プ特徴の主要な変化に鑑み受容しうるものと見做される
。
とが見られる。即ち、３６ Ｋｓｉ（２４８ＭＰａ）／
１８０Ｇ’Ｆ（９８２℃）の高温度、高応力の下に１％
のクリープを生ずるに必要な時間が、約３１時間から（
資）時間に延長し、約１５８％の増加である。この試験
は苛酷なものであり、その意義はクリープ抵抗の変化の
主要部分が最初の１．０％の伸びに必要な時間内に起っ
ていることである。従ってこの変化は、合金の機能と実
用性を決定する合金特性局面で起っているが故に合金の
機能として重要である。クロム含量の減少は最大２・２
５のＮＶａ Ｂ数を持つ合金のＮｙ３Ｂ数を減少せしめ
沁。クロム含量の減少と耐環境的性質の減退は、クリー
プ特徴の主要な変化に鑑み受容しうるものと見做される
。
ｆ４図及び１６図の顕微鏡写真は、レニウムの添加の結
果、応力−破断試験後の１′ 結晶粒組織が遥かに微細
になったことを明瞭に示している。レニウムの添加※よ
り結果するγ１結晶粒の形態の変化は、合金からつくら
れた試験片の処理後のミクロ組織を観察したときに発見
された。レニウムは、応力／温度Ｋ１１ｉｌされる際に
ｒ′相の初期の成長又は方向的な粗大化を制限するのみ
でなく、合金に働く時間／温度／応力負荷が増加する際
にも、合金中にあってこの機能を果し続けることも、発
見された。１−４図、矛７図から、ｆ５図と矛６図の顕
微鏡写真が得られた際と同じ温度／時間／応力条件の下
に破断面の近くでも、０Ｍ８Ｘ−２又は０Ｍ８Ｘ−３の
如く単結晶鋳造技術のために開角された既知のニッケル
基礎合金に就いて同じ条件下に観察されるものに比較し
て、より低い程度でしかＦｌ結晶粒の１ラーフテイング
″（７５向性のある粗大化）が進んでいない、ことが観
察される。このことは、レニウムが耐火金属として合金
の強度を増加させるに価値があるのに、クロムを高含量
で用いたとき１″２図に示された針状Ｃｒ Ｒｅ結晶の
形成に明瞭に表現されるように合金が高温度高応力の作
用をうけるとレニウムは合金を不安定化することは当業
界に知られている。事実に拘らず真実であることが見出
された。
果、応力−破断試験後の１′ 結晶粒組織が遥かに微細
になったことを明瞭に示している。レニウムの添加※よ
り結果するγ１結晶粒の形態の変化は、合金からつくら
れた試験片の処理後のミクロ組織を観察したときに発見
された。レニウムは、応力／温度Ｋ１１ｉｌされる際に
ｒ′相の初期の成長又は方向的な粗大化を制限するのみ
でなく、合金に働く時間／温度／応力負荷が増加する際
にも、合金中にあってこの機能を果し続けることも、発
見された。１−４図、矛７図から、ｆ５図と矛６図の顕
微鏡写真が得られた際と同じ温度／時間／応力条件の下
に破断面の近くでも、０Ｍ８Ｘ−２又は０Ｍ８Ｘ−３の
如く単結晶鋳造技術のために開角された既知のニッケル
基礎合金に就いて同じ条件下に観察されるものに比較し
て、より低い程度でしかＦｌ結晶粒の１ラーフテイング
″（７５向性のある粗大化）が進んでいない、ことが観
察される。このことは、レニウムが耐火金属として合金
の強度を増加させるに価値があるのに、クロムを高含量
で用いたとき１″２図に示された針状Ｃｒ Ｒｅ結晶の
形成に明瞭に表現されるように合金が高温度高応力の作
用をうけるとレニウムは合金を不安定化することは当業
界に知られている。事実に拘らず真実であることが見出
された。
本発明の合金が、鋳造されたままの、？＋−１相を完全
に溶体化し、再析出した０、４５４クロ／以下の平均の
大きさを持つ微細な凝集１１ 相を５−６容積％の量で
含む、完全に溶体化した電り党組織を生ずることができ
ることが、特に１％以下の伸びで起るクリープ抵抗を大
きく変化させる結果となるクリープの初期段階に於いて
、合金がクリープ抵抗を最大にする能力の発揮に貢献す
る、理由であると信ぜられる。合金が、熱処理のウィン
ドウをそれ程狭めることなく又ミクロ組織の不安定性を
導入することなく、このクリープ抵抗の変化を成就する
ことが重要である。クリープ制御、高温度高応力に於け
るミクロ組織の安定性、及び実用可能な熱処理のウィン
ドウの特性の組合わせを維持するためには、組成が精確
であり、その内の任意の一元紫の量に許される変化は非
常に小さい合金にすべきことは、才■表に示された組成
から明らかである。
に溶体化し、再析出した０、４５４クロ／以下の平均の
大きさを持つ微細な凝集１１ 相を５−６容積％の量で
含む、完全に溶体化した電り党組織を生ずることができ
ることが、特に１％以下の伸びで起るクリープ抵抗を大
きく変化させる結果となるクリープの初期段階に於いて
、合金がクリープ抵抗を最大にする能力の発揮に貢献す
る、理由であると信ぜられる。合金が、熱処理のウィン
ドウをそれ程狭めることなく又ミクロ組織の不安定性を
導入することなく、このクリープ抵抗の変化を成就する
ことが重要である。クリープ制御、高温度高応力に於け
るミクロ組織の安定性、及び実用可能な熱処理のウィン
ドウの特性の組合わせを維持するためには、組成が精確
であり、その内の任意の一元紫の量に許される変化は非
常に小さい合金にすべきことは、才■表に示された組成
から明らかである。
これらのいずれか一つの特徴に背く変化は、微細な変化
であっても、合金の特性を著しく劣化させそれに悪影番
を及ぼすものである。
であっても、合金の特性を著しく劣化させそれに悪影番
を及ぼすものである。
ｒ′相の固体溶解度曲線温度と初期融点の間に適当な温
度の開きがないと、初期溶融の大きい割合のスクラップ
を招くことなしに、−次のｒ′相を完全に溶体化するこ
とが不可能であるが故に、熱処理のウィンドウは特に重
要なものである。約２０？（１１，１℃）より小さい温
度の開きでは実験室を除い【は実行不可能である。
度の開きがないと、初期溶融の大きい割合のスクラップ
を招くことなしに、−次のｒ′相を完全に溶体化するこ
とが不可能であるが故に、熱処理のウィンドウは特に重
要なものである。約２０？（１１，１℃）より小さい温
度の開きでは実験室を除い【は実行不可能である。
何故と肖うに、生産熱処理装置では、特に必要な高温度
と長い熱処理期間を考えると、このような温度の開き内
に温度があるように精確に制御することが困難である。
と長い熱処理期間を考えると、このような温度の開き内
に温度があるように精確に制御することが困難である。
この合金は耐火元累の含量が大きいが故に、熱処理の期
間を４乃至６時間から８時間に増加させなければならな
い。この合金が３０” −４０？ （１６，７” −４
４，４℃）の溶体化熱処理温度の開きを持つ事実は、初
期溶融の危険なしに一次γ１相が完全に溶体化すること
を保証するものである。市販の真空溶体化熱処理装置を
用いて、３５７（１９，４℃）のウィンドウ内にとどま
ることが実施可能であることが、試験により示された。
間を４乃至６時間から８時間に増加させなければならな
い。この合金が３０” −４０？ （１６，７” −４
４，４℃）の溶体化熱処理温度の開きを持つ事実は、初
期溶融の危険なしに一次γ１相が完全に溶体化すること
を保証するものである。市販の真空溶体化熱処理装置を
用いて、３５７（１９，４℃）のウィンドウ内にとどま
ることが実施可能であることが、試験により示された。
本発明の合金は単結晶を合体した高温度鋳物を必要とす
る如何なる目的にも用いうるが、特にこの合金の用途は
ガスタービン機関の単結晶羽根及びベーンの鋳造にある
。オーの用途は航空機のタービン機関であるが、本発明
の合金の特殊な高い性能特性を必要とする固定機関もあ
る。タービン機関の性能特性が非常に制限されたクリア
ランスを要求し従って許容しうるクリープの量が非常に
制限される場合が特にこれＫあたる。
る如何なる目的にも用いうるが、特にこの合金の用途は
ガスタービン機関の単結晶羽根及びベーンの鋳造にある
。オーの用途は航空機のタービン機関であるが、本発明
の合金の特殊な高い性能特性を必要とする固定機関もあ
る。タービン機関の性能特性が非常に制限されたクリア
ランスを要求し従って許容しうるクリープの量が非常に
制限される場合が特にこれＫあたる。
本合金は、高性能特性を発揮するように設計された小タ
ービン機関に特に応用される。
ービン機関に特に応用される。
これらの機関では、高い性能をうるために大きな機関よ
り高い部品温度で通常運転される。
り高い部品温度で通常運転される。
従って、クリープの問題がより増大する。又本発明の合
金は、可能な最高の温度と応力で短期開動いて最高の性
能特性を発揮するように設計された小機関にも適用でき
る。
金は、可能な最高の温度と応力で短期開動いて最高の性
能特性を発揮するように設計された小機関にも適用でき
る。
両方の場合共に、１％を越えるクリープは受容できない
ものと見做される。今日までに当業界に知られたクリー
プ特性は、限られた運転温度を持ち、従つ【可能な最高
性能も限られたものであった、本発明の合金に就いて行
われた試験は、０Ｍ８Ｘ−２及び０Ｍ８Ｘ−３の如き現
在当業界で最も進歩した高ニツケル超合金に比して３５
Ｋａｌ（２４１ＭＰａ）のレベルの応力で、３２′Ｆ
（１７，８℃）の温度差の応力−破断温度容量の優位を
示した。１％クリープに至る時間を基にすると、温度容
量の優位は４５″Ｆ（２５，ＯＣ）の温度差である。短
寿命の非常に高性能のガスタービン機関に於ける、高温
度一応力下運転の許容温度は２００Ｇ’Ｆ（１０９３℃
）と高いことも試験で示された。本発明の合金は、これ
らの極限運転条件下の酸イビ雰囲気中で優秀な耐酸化性
を示した。
ものと見做される。今日までに当業界に知られたクリー
プ特性は、限られた運転温度を持ち、従つ【可能な最高
性能も限られたものであった、本発明の合金に就いて行
われた試験は、０Ｍ８Ｘ−２及び０Ｍ８Ｘ−３の如き現
在当業界で最も進歩した高ニツケル超合金に比して３５
Ｋａｌ（２４１ＭＰａ）のレベルの応力で、３２′Ｆ
（１７，８℃）の温度差の応力−破断温度容量の優位を
示した。１％クリープに至る時間を基にすると、温度容
量の優位は４５″Ｆ（２５，ＯＣ）の温度差である。短
寿命の非常に高性能のガスタービン機関に於ける、高温
度一応力下運転の許容温度は２００Ｇ’Ｆ（１０９３℃
）と高いことも試験で示された。本発明の合金は、これ
らの極限運転条件下の酸イビ雰囲気中で優秀な耐酸化性
を示した。
本発明は非常に精確な合金組成により、特に機関設計に
用いる範囲に於いて、非常に勝れたクリープ抵抗／クリ
ープ速度を持った高温度一応力性能を発揮できる合金を
提供するものである。
用いる範囲に於いて、非常に勝れたクリープ抵抗／クリ
ープ速度を持った高温度一応力性能を発揮できる合金を
提供するものである。
Ｊ’ １図は１本発明の合金とＣＭＢＸ−２の比較Ｌａ
ｒａｏｎ Ｍ目１ｅｒ 応力−破断試験のグラフである
。 才２図は、本発明の創作の途中でつくられた合金の一つ
の試験試料を３６．０ Ｋａｌ（２４８ＭＰａ）／１８
００？ （９８２℃）／１９４．３時間の試験を行った
後の倍率１０００の顕微鏡写真である。第３図は、本発
明の合金の倍率１０００の顕微鏡写真である。牙４図は
、本発明の合金を３０ Ｋｉｔ（２０６，７ｙＰａ）／
１８００ ’Ｆ（９８２℃）７５０７．５時間試験し
た後の破断面に近いところの倍率１０００の顕微鏡写真
である。矛５図は、本発明の合金の試験試料の糸状の部
分め゛倍率１０００の顕微鏡写真である。 １６図は、本発明の合金の試験試料を３６Ｋｓｉ（２４
８ＭＰａ） ／ １８００ ”Ｆ （９８２℃）／１７
４．８時間試験した後の糸状部分の倍率１０００の顕微
鏡写真である。 オフ図は、本発明の合金の試験試料を３６Ｋｓｉ（２４
８ＭＰａ）／１８００”Ｆ（９８２℃）／１７８．０時
間試験した後の破断面に近いところの倍率１０００の顕
微鏡写真である。第８図は、本発明の合金の試験試料７
５ Ｋｓｌ（５１６，７ＭＰａ）／１６００？（８７２
℃）／２ Ｂ ２．６時間試験した後の破断面に近いと
ころの倍率１０００の顕微鏡写真である。１９図は、本
発明の合金を７５ Ｋｓｉ （５１６，７ＭＰａ ）／
１６００？ （８７２℃）／２３２．６時間試験した
後の糸状部分の倍率１０００の顕微鏡写真である。１’
ＩＯ図は、本発明の合金試料を２時間／２３５０？（１
２８８℃）＋２時間／２３６０？（１２９４℃）加熱し
、緩慢に冷却し、２時間／２３５０７（１２８８℃）＋
２時間／２３６０７（１２９８℃）加熱し、次にＧＰＱ
で熱処理した後の倍率１０００の顕微鏡写真である。第
１１図は０Ｍ８Ｘ−３合金と本発明の合金のクリープ特
性の全範囲を比較するグラフである。第１２図は、合金
ＣＭ８Ｘ−３の１％変形までのクリープ特性を、本発明
の合金の該クリープ特性と比較したグラフである。
ｒａｏｎ Ｍ目１ｅｒ 応力−破断試験のグラフである
。 才２図は、本発明の創作の途中でつくられた合金の一つ
の試験試料を３６．０ Ｋａｌ（２４８ＭＰａ）／１８
００？ （９８２℃）／１９４．３時間の試験を行った
後の倍率１０００の顕微鏡写真である。第３図は、本発
明の合金の倍率１０００の顕微鏡写真である。牙４図は
、本発明の合金を３０ Ｋｉｔ（２０６，７ｙＰａ）／
１８００ ’Ｆ（９８２℃）７５０７．５時間試験し
た後の破断面に近いところの倍率１０００の顕微鏡写真
である。矛５図は、本発明の合金の試験試料の糸状の部
分め゛倍率１０００の顕微鏡写真である。 １６図は、本発明の合金の試験試料を３６Ｋｓｉ（２４
８ＭＰａ） ／ １８００ ”Ｆ （９８２℃）／１７
４．８時間試験した後の糸状部分の倍率１０００の顕微
鏡写真である。 オフ図は、本発明の合金の試験試料を３６Ｋｓｉ（２４
８ＭＰａ）／１８００”Ｆ（９８２℃）／１７８．０時
間試験した後の破断面に近いところの倍率１０００の顕
微鏡写真である。第８図は、本発明の合金の試験試料７
５ Ｋｓｌ（５１６，７ＭＰａ）／１６００？（８７２
℃）／２ Ｂ ２．６時間試験した後の破断面に近いと
ころの倍率１０００の顕微鏡写真である。１９図は、本
発明の合金を７５ Ｋｓｉ （５１６，７ＭＰａ ）／
１６００？ （８７２℃）／２３２．６時間試験した
後の糸状部分の倍率１０００の顕微鏡写真である。１’
ＩＯ図は、本発明の合金試料を２時間／２３５０？（１
２８８℃）＋２時間／２３６０？（１２９４℃）加熱し
、緩慢に冷却し、２時間／２３５０７（１２８８℃）＋
２時間／２３６０７（１２９８℃）加熱し、次にＧＰＱ
で熱処理した後の倍率１０００の顕微鏡写真である。第
１１図は０Ｍ８Ｘ−３合金と本発明の合金のクリープ特
性の全範囲を比較するグラフである。第１２図は、合金
ＣＭ８Ｘ−３の１％変形までのクリープ特性を、本発明
の合金の該クリープ特性と比較したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 本質的に、重量％で宍わし【 Ｃｏ ９．６ Ｏｆ ６．６ Ｍｏ ０．６ Ｗ６．４ Ｔ１ ６．５ Ａｊ ５．６ ′Ｉ％Ｉ１１．Ｏ Ｈｆ ０．１０ Ｒｅ ３．０ １１ 残り の元素より成る合金から鋳造された、高応力高温度条件
下で増大したクリープ抵抗を持ち約３５Ｆ”（約１９．
４℃）の熱処理ウィンドウを持つことを特徴とする、高
応力高温度条件下に使用する単結晶鋳造物。 ２ 本質的に、重量％で弐わして Ｃｏ９Ｊ−１０，０ Ｏｒ ６．４− ６．８ Ｍｅ ０．１５− ０．７ ！ ６．２− ６．６ Ｔａ ６．Ｂ −６，７ ＡＡ ５．４＄−５，７５ ’Ｉ’Ｉ Ｏ，８−１１！ Ｈｆ Ｏ，０７−０，１２ Ｒｅ ２．８＝ １２ Ｎ１ 残り の元素より成る合金から鋳造された、高応力高温度条件
下で増大したクリープ抵抗を持ち約３５Ｆ”（約１９．
４℃）の熱処理ウィンドウを持つことを％黴とする、高
応力高温度条件下に使用する単結晶鋳造物。 ３ 前記合金が、初期溶融を示すことなく、−次ｒ′相
の完全な溶体化を行うことができるものであることを特
徴とする特許請求の範囲才１．２項のいずれかに記載の
単結晶祷造物。 ４ 前記鋳造物が、１％クリープを受けるまでに、１８
０Ｇ’Ｆ（９８２℃）で３６Ｋｓ１ （２４８ＭＰａ）
の応力に平均８０時間耐えることができることを更に
特徴とする、特許請求の範囲才３項記載の単結晶鋳造物
。 ５ 特許請求の範囲才１項又は第２項のいずれかに記載
の如く鋳造されたガスタービン羽根。 ６ 特許請求の範囲第１項又は第２項のいずれかに記載
の如く鋳造されたガスタービン羽根０ ７ 鋳造物がガスターピッ機関の羽根であるところの特
許請求の範囲才３項紀載の鋳造物。 ８ 鋳造物がガスターピッ機関のべ−ｌであるところの
特許請求の範囲１−３項記載の鋳造物。 ・ ９ 鋳造物を破断するに充分な温度と応力の下に試
験した後にも相の不安定性がないことを更に特徴とする
、特許請求の範囲才３項記載の単結晶鋳造物。 １０ ｒｔ’ 相同体溶解度曲線温度の少くとも３０１
（１６，７℃）上に初期融点を持ち、本質的に重量％で
Ｃｒ６．４−６．８、Ｃｏ ９．３−１０．０、Ｍｏ
９．５−０．７、Ｗ ６．２−６．６、Ｔａ ６．３−
６．７ 、ＡＡ ５．４Ｂ −５，７５、Ｔｉ ０．８
−１．２、Ｈｆ Ｏ，０７−０，１２、Ｒ・２．８−３
．１、組残りの元素より成る合金から単結晶として鋳造
され、合金のすべての一次ｘ１相を溶体化するに充分な
温度と時間熱処理された後は、１％のクリープを受ける
までに明時間１８００ ？ （９８２℃）で３６ Ｉｓ
ｉ （２４８Ｍ１’ａ ７め応力に耐えることができ
ることを特徴とする、ガスタービン羽根に用いる部品。 １３ 前記熱処理が、２３Ｂ０１／（１２８ＢＣ）で２
時間と２！１６０？ （ｌｊｉ９３ｃ） で２時間加熱
し、次いで緩慢に冷却し、次にｚｓｓｏｔ （ｉＱＣ）
で２時間と２３６０？（１２９！１℃）で２時間加熱し
、次にガスファ／急冷することよりなることを特徴とす
る特許請求の範８ ’１’ １０項記載の部品。 １２ 熱処理が、２３５０？（１２８８℃）で４時間と
２３６０”Ｆ（１２９３℃）で４時間加熱し、次いでガ
スファ／急冷することよりなることを特徴とする特許請
求の範８才１０項記載の部品。 １３ １６００’Ｆ（８７１Ｃ）で１０乃至（至）時間
時効処理され、次いで空気冷却されたものであることを
特徴とする特許請求の範囲１’１２項記載の部品。 １４ Ｆ’ 相同体溶解度曲線温度の少なくとも（資）
？（１６，７℃）上に初期融点を持ち、本質的に重量％
でＯｒ ６４． ６Ｂ 、 （：！ｏ ９３−１０１０
１） ＯＲ−Ｏｆ 、Ｗ ６２−６６、Ｔ麿６Ｂ −６
，７ｋＡ Ｌ４Ｂ −５，７５、Ｔｉ Ｏ，８−１，２
、Ｈｆ０．０フ−０１２Ｒ・２Ｂ −３，２、ＮＩ残り
の元素より成り、交互の熱飽埋サイクルによりｆ！１
相の完全な溶体化ができる合金より単結晶として鋳造さ
れたことを特徴とする、ガスターピ／ｗＡ関に用いる部
品。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US591023 | 1984-03-19 | ||
| US06/591,023 US4643782A (en) | 1984-03-19 | 1984-03-19 | Single crystal alloy technology |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60211031A true JPS60211031A (ja) | 1985-10-23 |
| JPH0245694B2 JPH0245694B2 (ja) | 1990-10-11 |
Family
ID=24364722
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60055620A Granted JPS60211031A (ja) | 1984-03-19 | 1985-03-19 | 単結晶鋳造物 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4643782A (ja) |
| EP (1) | EP0155827B1 (ja) |
| JP (1) | JPS60211031A (ja) |
| DE (1) | DE3570094D1 (ja) |
| IL (1) | IL74567A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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