JPS61136649A

JPS61136649A - 高強度ニツケル系単結晶合金

Info

Publication number: JPS61136649A
Application number: JP60261622A
Authority: JP
Inventors: ルイス・ジエイ・フイードラー; スブハシユ・ケイ・ナイク
Original assignee: Avco Corp
Current assignee: Avco Corp
Priority date: 1984-12-06
Filing date: 1985-11-22
Publication date: 1986-06-24
Also published as: EP0187444B1; EP0187444A1; DE3568194D1; BR8505580A; US4677035A; CA1249455A

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】〔産業上の利用分野〕本発明は、一般に新規なニッケル系（基）単結晶合金、
特に高温度において高強度を有するこの種の合金に関す
るものである。より詳細には、本発明は高温度に長時間
若しくは反復曝露した後にもその高温度機械特性を保持
するような新規なニッケル系単結晶合金に関・し、この
単結晶合金はたとえば高温ガスタービンエンジンに使用
すれルタービン翼、ベーンなどの部品のよ５に所望形状
忙鋳造することができる。さらに詳細には、本発明は熱
処理を伴ないながら慣用のコーティングで被覆してこれ
に高温度酸化／硫化耐性を付与しうると共に、合金／コ
ーティングの界面に有害相を形成しないような新規なニ
ッケル系単結晶合金に関するものである。

〔従来の技術〕

米国特許第４．２２２．７９４号は、高温度で使用する
ためのニッケル系単結晶超合金を開示しており、この合
金は４．５〜６．０％のクロムと、５．０〜５．８％の
アルミニウムと、α８〜ｔ５Ｘのチタンと、１７〜２．
３Ｘのモリブデンと、４．０〜＆０％のタングステンと
、巳５〜＆０％のタンタルと、ｔｏ　〜５．０％ノＬ／
ニウムと、ａ、２〜［］、６％のバナジウムと、０〜７
．０％のコバルトと、残部のニッケルとよりなる限定さ
れた組成を有する。この特許はさらに、そこに記載され
た合金を特定温度範囲で熱処理する方法をも開示してい
る。この特許は単結晶合金を開示しているが、この合金
は本発明の合金とは化学的に相違している。たとえば、
本発明の合金はクロム含有量、チタン含有量及びチタン
対アルミニウムの比が著しく高く、かつレニウムとバナ
ジウムとを含有しない。

米国特許第４，１１６．７２５号は、コバルトと硼素と
ジルコニウムとを意図的に添加しない単結晶ニッケル系
超合金を開示している。この特許は、高温度に長時間露
出した後に有害相が単結晶合金に発生する（すなわち合
金不安定性を生じる）のを回避することを論じている。

有害相は一般的にシグマ相およびミュー相の２種類であ
る。シグマ相はその脆性のため望ましくないのに対し、
ミュー相は多量の高融点固溶体強化剤と結合する結果残
余の合金相を弱化させるので望ましくない。シグマ相及
びミュー相は形態学的に稠密充填相（ＴＣＰ相）と呼ば
れ、それらの共通した性質の１つはそれらが全てコバル
トを含有することである。

その発明においては単結晶ニッケル系合金においてコバ
ルトを排除してＴＣＰ相の形成を阻止している。予想外
に、本発明の単結晶ニッケル系合金におけるコバルトの
存在は、ＴＣＰ相の形成を誘発しない。さらに、上記特
許に開示されたチタン対アルミニウムの比は、本発明の
合金におけるよりも低い。

米国特許第４．２０７．０９８号公報は比較的低強度の
ニッケル系多結晶合金を開示しており、この合金は実質
的に１４〜２２Ｘのクロムと、５〜２５Ｘのコバルトと
、１〜５Ｘのタングステンと、０．５〜３Ｘのタンタル
と、２〜５％のチタンと、１〜４．５Ｘのアルミニウム
（チタンとアルミニウムとの合計は４．５〜９Ｘである
）と、０〜２Ｘのニオブと、１３１〜１２Ｘの硼素と、
０〜五５５％のモリブデンと、０〜０．５　Ｘのジルコ
ンと、全体で０〜α２Ｘのイツトリウム若しくはランタ
ン又はその両者と、０〜０．１Ｘの炭素と、残部のニッ
ケルとよりなっている。この多結晶合金は、硼素を含有
せねばならず、本発明の単結晶合金とは化学的に異なっ
ている。

米国特許第４，１２６，４９５号は低強度のニッケル系
多結晶合金を開示しており、この合金は本質的ＩＣ６，
７５〜１１１Ｌ０％のアルミニウムと、８．０〜１２．
０’）ｇｆ）ｌｃｌにと、［１８〜２．５Ｘのｆｌ’７
と、２．０〜４０％のコバルトと、２．５〜４．０％の
モリブデンと、１９５〜４．８５Ｘのタンタルと、０〜
１２５！ＸＩ）ＩＩタングステン、０〜１６Ｘのコロン
ビウムと、Ｏ〜ｔ０％の炭素と、０〜ｔ０％の硼素と、
０〜α８Ｘのジルコンと、０〜ｔ０％の希土類と、０〜
ｔ０％のベリリウムと、残部のニッケルとよりなってい
る。この多結晶合金は、本発明の単結晶合金よりも少量
のタングステン及びより多量のモリブデンを含有する。

米国特許第２．９４Ｂ、６０６号は低強度のニッケ、ル
ークロム−コバルト系多結晶合金を開示しており、この
合金は約１５．０〜２５．０％のクロムと、５．０〜５
　０．０％のコバルトと、（Ｌ５〜４．０　Ｘのチタン
と、２．０〜５．０％のアルミニウムと、ｔＯ〜５、０
％のコロンビウム若しくはタンタル又はその混合物と、
５．０〜１１０％のタングステンと、残部のニッケルと
より本質的になっている。゛この多結晶合金は極めて多
量のクロムと、より少ないチタン−アルミニウムの合計
含有量とを有し、かつモリブデンを含有しないものであ
って、本発明の単結晶合金とは化学的に相違している。

米国特許第へ８０ス９９３号は本発明の単結晶合金より
も著しく多いコバルト含有量の多結晶物質を開示してお
り、さらにたとえば炭素、硼素、ジルコン及びハフニウ
ムのよ５な粒界強化材を含有する。これら粒界強化材の
存在は、溶融温度を著しく上昇させかつより高い熱処理
温度を可能にすると共に、強度の増大を伴なう。さらに
、溶融温度が高い程、エンジン使用温度を高くすること
ができる。

米国特許第４９０２．９００号及び第３，９２２，１．
６８・号はニッケルと、元素クロム、コバルト、モリブ
デン及びタングステンの少なくとも１種とを７２〜８３
原子％の範囲で含む第一群と、アルミニウム（１２〜２
６原子Ｘ）を元素チタン、ニオブ及びタンタルの少なく
とも１Ｎと組み合せて１７〜２８原子％の範囲で含有す
る第二群とからなる金属間化合物材料を開示している。

米国特許＠ａ、　２４　ｅｐ、　ｑ　４３号、第４，０
４３，８４１号、第３．７８翫８０９号、第５，６１５
．５７６号及び第３，４８６．８８７号はニッケル、コ
バルト、クロム及びアルミニウムを元素としての特にマ
ンガン、珪素、炭素、ニオブ、硼素、ジルコンの１種若
しくはそれ以上と一緒に含有する合金を開示している。

米国特許第２．９７１，８５８号、第５，２７６．８６
６号、第４９２６，５８６号、第４９７へ９５２号及び
第４．２６８．３０８号はニッケル、クロム及びアルミ
ニウムを元素としての特にジルコン、炭素、コロンビウ
ム、硼素及び珪素の１種若しくはそれ以上と共に含有す
る各種の組成物を開示している。

ニッケル系超合金分野におけるさらに他の特許は米国特
許第２，６２１，１２２号、第２．７８１．２ｔ５４号
、第２，９１２．３２２号、第２．９９４．６０５号、
第翫０４６，１０８号、第３．１６４４１２号、第五１
８８．２０４号、第４２８ス１１０号、第１５０４、１
７６号及び第４５２２．５５４号を包含する。

ガスタービンエンジンの部品を加工するために永年にわ
たり使用されているニッケル系超合金は、典型的には所
定量のクロムとコバルトとアルミニウムとチタンと高融
点金属（たとえばタングステン、モリブデン、タンタル
及びコロンビウム）ノ他に、たとえば粒界強化材として
作用する炭素、硼素およびジルコンのような他の元素を
も含有する。

ガスタービン翼は最も一般的には鋳造により作成され、
かつ特にしばしば使用される方法は等軸非配向粒を有す
る部品を生成させる。金属の高温特性は一般に粒界特性
に依存するので、たとえば上記したように炭素、硼素及
び（又は）ジルコンの添加により粒界を強化させ、或い
は部品の主たる応力軸線を横断する粒界を減少させ又は
除去すべく努力が払われている。こうした横断粒界を除
去する１つの方法は、米国特許第３．２６０．５０５号
に記載された方向性凝固である。この方向性凝固の作用
は、主軸線が部品の応力軸線に対し平行でありかつ部品
の応力軸線に対し垂直な粒界が存在しないか又は最小で
あるような柱状粒の配向ミクロ構造を生ずることである
。この思想をさらに発展させたのが、たとえば米国特許
第＆４９４，７０９号に記載されたよ５１Ｃ、ガスター
ビン翼に単結晶部品を使用することである。単結晶ター
ビン翼の明らかな利点は、弱さの原因となりうる粒界が
完全に存在しないことである。したがって、単結晶の機
械的性質は、材料に固有の機械的性質忙完全に依存する
。単結晶ニッケル系合金は一般に公知であるが、特に高
温度に長時間及び（又は）反復露呈する際の向上した機
械強度及びたとえばタービン翼及びその部品などの所望
形状に鋳造しうる能力を含め、諸性質の組み合せを有す
るこの種の合金が要望されている。

米国特許第４，１１６．７２３号は単結晶合金の熱処理
に関するものであるが、本発明の高温度機械特性（たと
えば高温度に対する長時間又は反復露呈の後の高温特性
の保持）を有する析出硬化合金は得られない。

〔発明が解決しようとする問題点〕

したがって、本発明の目的は、上記欠点をもたない新規
な合金組成物を提供することである。

本発明の他の目的は、高温度に対し長時間及び（又は）
反復露呈した後も高強度を保持しかつ長期相安定性を示
すような単結晶ニッケル系合金組成物を提供することで
ある。

さらに本発明の目的は、向上した機械特性を有する新規
な熱処理された被覆合金組成物を提供することである。

本発明のさらに他の目的は、たとえば拡散アルミナイト
のような慣用の高温被覆と適合しかつ被Ｐｋ／単結晶合
金の界面に有害ＴＣＰ相を形成しないような単結晶合金
組成物を提供することである。

さらに本発明の他の目的は、高温ガスタービンエンジン
に使用するタービン翼などの部品のような所望形状に＃
造しうる新規な高強度の単結晶ニッケル系合金を提供す
ることである。

さらに本発明の目的は、高温度における優秀な酸化及び
硫化耐性と高強度とを備えた新規なニッケル系単結晶合
金組成物を提供することである。

さらに本発明の他の目的は、所望形状（たとえばタービ
ン翼などの部品）に鋳造することができかつ高温ガスタ
ービンにおける被覆若しくは未被覆部品として使用しう
るような新規な高強度の単結晶合金を提供することであ
る。

〔問題点を解決するための手段〕

上記及びその他の目的は、本発明によれば、重量で、約
８．０〜約１４．０％のクロムと、約ｔ５〜約６０％の
コバルトと、約０．５〜約２．０％のモリブデンと、約
６．０〜約１０．０％のタングステンと、約２．５〜７
．０％のチタンと、約２．５〜約７．０　Ｘのアルミニ
ウムと、約６．０〜約４０％のタンタルと、残部のニッ
ケルとより実質なる新規なニッケル系単結晶合金組成物
を提供することにより達成される。

本発明の新規なニッケル系単結晶合金組成物は、たとえ
ばＭＣｒＡｌＹ上層コーティング及びアルミナイトコー
ティングのような慣用のコーティングにより熱処理を伴
ないながら被覆し【、合金組成物に対し高温酸化／硫化
耐性を付与することができ、しかも単結晶合金／コーテ
ィングの界面に有害なＴＣＰ相を形成しない。

〔発明の詳細な説明〕

本発明によれば、高温度に長時間又は反復して露呈して
も、高強度を有する新規なニッケル系単結晶合金組成物
が提供され、この合成組成物は実質的に約８．０〜約１
４．０％のクロムと、約ｔ５〜約６０％のコバルトと、
約０．５〜約２．０％のモリブデンと、約５０〜約Ｉ０
．０％のタングステンと、約２゜５〜約ＺＯ％のチタン
と、約２５〜約７．０％のアルミニウムと、約３．０〜
約＆０％のタンタルと、残部のニッケルとよりなる合金
組成物である。

本発明の好適組成物は、実質的に約９０〜約１２．０％
のクロムと、約２．５〜約５．０％のコバルトと、約０
．８〜約１５Ｘのモリブデンと、約４．０〜約８．０％
のタングステンと、約２５〜約５．０％のチタンと、約
２．０〜約６．０％のアルミニウムと、約４．０〜約５
．０％のタンタルと、残部のニッケルとよりなつ°てい
る。

本発明の組成物は、公知鋳造技術により（溶融させかつ
一方向凝固させて単結晶材料を生成させる）、材料を約
２３４０〜約２４００°Ｆの温度にて約１〜約４時間、
好ましくは約２３４０〜約２３６５°Ｆの温度にて約２
〜約３時間熱処理し、材料を毎分約１５０〜約２５０″
′Ｆの速度で少なくとも約６分間急冷し、かつこの材料
を約１４００〜約２０５０°Ｆの温度まで再加熱して材
料をこの温度範囲に約２〜約２４時間保つ（単−若しく
は複数の再加熱サイクルで）ことにより単結晶形態にて
製造される。

上記の熱処理サイクルを行なうことにより、極めて微細
（寸法１μｍ未満）のγ粒子をγマトリックス中に生成
させて、合金の耐クリープ性を向上させることができる
。

本発明の単結晶ニッケル系合金組成物は、高温度に長時
間又は反復して露呈した際にも高強度を有するが、合金
から加工した部品をガスタービンに使用する際露呈され
るような高温ガス環境において加速された腐蝕作用を受
は易い。

許容し得えない程の急速な酸化及び腐蝕速度を防止する
ため、ガスタービン工業で一般に使用される種類の保護
コーティングを本発明の単結晶ニッケル系合金基材に対
し、コーティング／基材界面における有害なＴＣＰ相の
形成なしに施こすことができる。

本発明の単結晶ニッケル系合金に対する保護コーティン
グとして好適に使用しうるコーテイング材の例は、拡散
アルミナイトコーティング及びＭＣｒＡｌＹ上被コーテ
ィングである。

アルミナイトコーティングは、単結晶ニッケル系合金基
材へのアルミニウムの拡散及び金属間化合物を生成させ
るためのアルミニウムと合金との反応により製造される
。高温使用に際し、合金基材の表面はアルミナ層を発現
し、これはコーティング部品のそれ以上の酸化に対する
バリヤとして作用する。ＭＣｒＡｌＹコーティングは自
身が酸化耐性であって、基材との反応又は基材中への拡
散に依存しない。今日使用されているＭＣｒＡ　Ｉ　Ｙ
コーティングにおいて、Ｍは主としてニッケル若しくは
コバルト単独、或いはニッケル若しくはコバルトと約９
％までのモリブデン、好ましくは約１〜３にのモリブデ
ンとの混合物を示し、Ｍにより示される金属はコーティ
ングの約３０〜７５重量％を構成し、クロムはコーティ
ングの約１０〜約４０重鴬％を榊吠し、アルミニウムは
コーティングの約５〜約２０重量％を構成し、かつイツ
トリウムはコーティングの約０．１〜約１０重ｔＸを構
成する。心安に応じ、少量たとえば約ｒ１．１〜約１０
重景％のＨｆ　、　Ｓｉ　、　Ｍｎ　、　ｐｔ及びその
混合物よりなる群から選択される金属をＭＣｒＡｌＹコ
ーティングに含めることもできる。

都合よくは、アルミナイトコーティングはパック法によ
って単結晶ニッケル系合金基材に形成させることができ
る。この方法においては、被覆すべき基材を充分に清浄
して異物を基材から除去し、次いでこれを約２２〜約４
０重景％のアルミニウムを含有する粉末状Ｎ　ｉ　Ａ　
１合金中忙埋込む。これを真空炉内で加熱し、その際約
１９００〜約２０５０下の温度に約２〜約８時間保って
約４０〜約１２０μｍのコーティング厚さを基材表面上
に生せしめる。

ＭＣｒＡｌＹ上層コーティングは、約４０〜約２００μ
ｍ、好ましくは約７０〜約１２０μｍの範囲の厚さで単
結晶ニッケル系合金基材に被覆される。

基材に対しＭＣｒＡｌＹ上層コーティングを被覆する方
法としては、たとえば低圧プラズマスプレー（ＬＰＰＳ
　）又はスパッタリングのような慣用の物理的蒸着法が
挙げられる。２〜４１時間にわたる約１９００〜２０５
０°Ｆの拡散サイクルが、コ−ティングの被覆後に使用
される。

スパッタリングは、１０−１トール若しくはそれ以下の
ガス中にて粒子を高エネルギーイオンの衝突によりＭＣ
ｒＡｌＹ合金よりなるターゲット表面から放出させ、次
いで高印加電圧の作用下で単結晶ニッケル系合金基材の
方向へ加速させる被覆法である。ＭＣｒＡｌＹコーティ
ングは、ＬＰＰＳ法によって本発明のニッケル系単結晶
合金基材に被覆するのが好適である。

ＬＰＰＳ法においては、調節した量のコーティング用粉
末合金をスプレーガンのプラズマ流中へ導入する。粉末
は溶融状態となり、約１０　トール若しくはそれ以上の
圧力下の減圧室内に入れられた被覆すべき部品の加熱表
面（約１７５０’Ｆ程度）に対し極めて高速度で噴射さ
れる。被覆すべき表面に対する衝撃に際し、コーティン
グ合金粒子は熱エネルギ及び機械的エネルギを基材へ伝
達して融合及び結合を促進する力を発生し、緻密かつ、
密着性のコーティングを生成する。付着時間は、約０．
０７０〜約１２０μｍのコーティング厚さと９８Ｘの許
容し５る密度とを得るようＫＴｈ節される。試料を６〜
７Ｎの強度にてガラスビードピーニングすると共に、１
０６５℃にて約４時間にわたり拡散熱処理する。

以下に説明するように１アルミナイト及びＭＣｒＡｌＹ
コーティングを拡散処理するのに一般に使用される温度
（たとえば１９００〜２０５０″Ｆの温度）は、こうし
たコーティングプロセスに置かれた本発明のニッケル系
単結晶合金の物理的性質に悪影響を与えず、この温度は
合金基材の時効処理に適合することが判明した。

〔実施例〕

以下、実施例により本発明を説明するが、これらのみに
限定されない。

例　　１本発明による１対の単結晶ニッケル系合金組成物を一方
向凝固（ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ　５ｏｌｉｄｉｆｉ
ｃａｔｉｏｎ　）により鋳造し、そして室温まで冷却し
た。次いで、練遺した合金を２３３０〜２５５０″Ｆに
て２〜４時間熱処理し、４〜６時間１００〜２５０°Ｆ
の速度で急冷し、次いで１６００６Ｆにて２０時間にわ
たりグプルエージ／グした。この熱処理した合金は次の
綱成と物理的性質とを有した：表Ｃｒ　　　　　　　　　　、Ｉ０．２７　　　　　　　
　９．８Ｍｏ　　　　　　　　　　　０．９６　　　　
　　　　０．８６Ｔａ　　　　　　　　　　　４．７８
　　　　　　　　４．５５Ｔｉ　　　　　　　　　　　
　Ａ２０　　　　　　　　　五４２ＡＩ　　　　　　　
　　　　　４．５８　　　　　　　　４．１１Ｃｏ　　
　　　　　　　　　２−４９　　　　　　　　４．０Ｗ
　　　　　　　　　　　６．６８　　　　　　　７．０
５Ｎｉ　　　　　　　残部　　　　　残部ＮＶ５Ｂ　　
　　　　　　　　２．２４　　　　　　　２．１３固溶
温度（’Ｆ）　　　　２５５０　　　　　　　２３５０
“ＮＶ３Ｂは砥子空孔数を意味する。ＮＶ　ｓ　Ｂは、
コンピュータ計算を利用して超合金がＴＣＰ化合物を析
出する傾向を予測しかつ制御するのにコンビエータを使
用しての計算を利用する相コンピュータ計算（ＰＨＡＣ
ＯＭＰ）　ｌｌ？：基づ（・て計算された。

合金人及びＢの算出した電子９孔数はＴＣＰ相の析出に
対する長期安定性を示すことが当業者忙周知されている
〔「超合金」、第２７５頁、ジョン・ウィリー・アンド
・サンズ出版（１９７２）］。

一般に％２．５より大きいＮＹ３Ｂ値を有する合金は、
ＴＣＰ相を形成する傾向がある。

ｌＥＩ図の顕微鏡写真は、１８００６Ｆ及び２０ｋｓｉ
の負荷の応力破裂条件ＩＣ１８００時間露呈させた後の
合金人のミクロ組織を示している。この顕微鏡写真は、
＜００１＞応力軸＃に対し垂直忙配向したプレート面を
有するγプレートの相互連結構造を伴ったｒの合金ミク
ロ組織における分布を示している。この形態的特徴がク
ロススリップを減少させることにより、これら合金が示
す優秀な強度に貢献する。高温度における優秀な長期安
定性は、さらに有害なＴＣＰ相が存在しないことにより
達成される。

同、様Ｋ、第２図の顕微鏡写真は、１８００’Ｆ及び５
２　ｋｓｉの負荷の応力破裂条件１１Ｃ２６１３時間繕
呈した後の合金ＢＩＣおけるγ／Ｉプレート状の複合体
のミクロ組織を示している。合金Ａにおけると同様に、
ここでも有害なＴＣＰ相が存在しない。

合金Ａ及び合金Ｂ＆Ｃより示されるように本発明の単結
晶ニッケル系合金が示す優秀な長期相安定性は、合金が
かなりの量のコバルトを含有し、たとえばコバルトを合
金Ａが２．５重量％含有しかつ合金Ｂが４．０重量％含
有するという事実にもかかわらず達成される。本発明の
単結晶ニッケル系合金における上記濃度のコバルトの存
在は有害なＴＣＰ相の析出を誘発せず、このことは上記
米国特許第４．１１６．７２５号の教示からは予測され
ない。

例　　■ 例■で作成した合金Ａを、ｒマトリックス中に極めて微
細（寸法１μｍ未満）なｒ°粒子を発生させる目的で、
標準熱処理サイクルにかけ、この熱処理サイクルは２３
５０’ＦＫて２時間行ない、次いで１８００６Ｆにて４
時間時効し、かつ最後に１６００下にて２０時間ダブル
二一ジングした。

熱処理した合金人の試験試料を１４００下／１１０ｋｓ
ｉ、　１６００°Ｆ　／　６５　ｋｓｉ及び１８００’
Ｆ　／　３２　ｋｓｉの応力破裂条件にかけて、第３図
に見られるようなラルソンーミラー曲線（Ｎ１１１）を
作成した。この曲線は合金の応力破断寿命特性をプロッ
トしたものである。

例■で作成した合金人の第２の試験試料を先ずパック法
を用いてアルミナイト（７０１）の７０μｍコーティン
グによって被覆した。この際Ｃｒ−ＡＩ　　粉末とＡｌ
　２０５と必要量の活性剤（ＮＨ４）との混合物を含有
する粉末パックに基材を埋め込み、次いで真空炉内で１
９００下にて５時間加熱することにより所望Ｎ　ｉ　Ａ
ｌ被覆試料を得た。

Ｎ　ｉ　Ａ　ｌ　被覆された合金人の試料を２３５０°
Ｆ／２時間、１９７５ｅ′Ｆ／４時間及び１６００″Ｆ
／２０時間の熱処理／被覆にかけた。

さらに、熱処理されたアルミナイト被覆合金人の試験試
料を１４００’Ｆ／１１０ｋｓ’ｉ、１６００下／　６
ｓ　ｋｓｉ及び１８００下の応力破裂条件にかけで、第
３図のラルノンーミラー曲線１を得た。

第５図におけるラルソンーミラー曲線１と２との比較は
、拡散アルミナイトコーティングが合金Ａの応力破裂寿
命を劣化させなかったことを示している。このラルソン
ーミラープロット図は、種々の熱サイクルにかけたアル
ミナイトコーティング合金Ａの応力破断特性を示す。す
なわち１９００〜２０５０下の範囲においてこの応力破
断特性が僅かに増加している。アルミナイトコーティン
グした合金Ａの応力破断特性（曲線２）は、コーティン
グのない合金人の試験試料と比較して、本発明の合金組
成物が１９００〜２１００＠Ｆの範囲の温度においてこ
のような熱露呈の結果として物理特性を劣化させること
なくコーティング処理しうろことを示している。したが
って、本発明の単結晶合金は、たとえば典型的には１９
００〜２０５０°Ｆの範囲の処理温度を必要とする、拡
散アルミナイト型又はＭＣｒＡｌＹ型のような慣用のコ
ーティングにより被覆してその物理特性を阻害すること
なく酸化／硫化耐性を向上させることができる。

１９００〜２，０５０°Ｆの温度範囲への露呈は、慣用
の超合金、特に上記米国特許第４８０７．９９５号に記
載された種類のコバルト含有多結晶合金の物理特性を低
下させるのが普通である。したがって、合金基材に対し
酸化／硫化耐性を付与する慣用のコーティングを施こす
ために使用される処理温度は、本発明の単結晶合金組成
物の時効処理に適合しているので合金の諸性質の劣化を
生じない。

第４図の顕＃ＩＩ鏡写真は、１８００下及び３２ｋｓｉ
の負荷における応力破断条件に３３０時間露呈した後の
アルミナイト被覆合金人のミクロ組織を示している。こ
の顕微鏡写真を見れば、長時間の高温度／応力条件によ
るコーティング／合金界面の有害なＴＣＰ相が存在しな
いことが示される。

第２図の顕微鏡写真は元素の相互拡散により界面近傍に
おいて合金Ａ基材に有害なＴＣＰ相が析出しなかったこ
とを示しているので、合金Ａはアルミナイトコー“ティ
ングに適しておりかつコーティング−合金基材の相互反
応による組成変化を起さないと結論することができる。

例　　■ ６８．４重ｔＸのＮｉと、１２重量％のＣｏと、１８重
ｔＸのＣｒと、１２重素％のＡ１と、１重量％（ＱＭｏ
と、ｃｌ、６重量％のＹとからなるＭＣｒＡ、ＩＹココ
−ィングをＬＰＰＳ法により合金Ｂ基材に付着させた。

上記のように作成したＭＣｒＡ、ＩＹコーティング合金
Ｂ並びに例■で作幌したアルミナイトコーティング合金
Ａの試験試料を、燃料（ＪＰ−５）燃焼リグ設備を用い
て酸化／硫化耐性の性能につき試験した。

比較の目的で、優秀な酸化／硫化耐性を示すことが知ら
れたアルミナイトコーティングされたＣ１０１合金をも
試験した。約（１２Ｘの硫黄をＪＰ−５燃料に添加し、
塩／空気の比を６ｐｐｍに維持した。６分間の２一温度
設定点サイクルを使用し、これら試料を１６５０下にて
２分間及び１９５０下にて２分間保った。これは酸化／
腐蝕の結合サイクルを示し、熱腐蝕（硫化）は１６５０
’ＦＫてより活発であり、かつ酸化は１９５０’Ｆにて
より活発である。

第５図の顕微鈍写真は、アルミナイト被覆された合金Ａ
と、ＭＣｒＡｌＹ被覆された合金Ｂと、アルミナイト被
覆されたＣ１０１合金との、酸化／硫化サイクルに３０
時間曝露した後の外観を示している。これら被覆合金を
検査すれば、被覆合金Ａ及びＢは被覆Ｃ１０１合金と同
等な酸化／硫化耐性を有することが示され、これは被覆
合金Ａ及びＢが優秀な酸化／硫化耐性を有することを示
している。

本発明の特定面につき上記したが、本発明の植成に何ら
かの影輯を与え、向上させ或いは改善しうるようなその
他多くの改変も可能である。

〔発明の効果〕

本発明によれば、高温度に長時間かつ反復して曝繕した
後にも、高強度と長期相安定性とを保持しうる単結晶ニ
ッケル系合金が得られる。

第１図は本発明にしたがって製造された第１の単結晶ニ
ッケル系合金基材（合金Ａと言う）のミクロ組織の５０
００倍顕微鐘写真である（この基材は１８００下／　２
０　ｋｓｉの応力破断条件に１０００時間かけたもので
ある）。

第２図は本発明により製造された第２の単結晶ニッケル
系合金基材（合金Ｂと言う）のミクロ組織の５０００倍
顕微鈍写真である（この基材は１ａ　ｏ　ｏ　Ｆ１５２
　ｋｓｉの応力破断条件に２６３３時間かけた）。

第５図は本発明にしたがって製造された第１の単結晶ニ
ッケル系合金（合金Ａ）の応力破断特性並びに本発明に
したがって拡散アルミナイトコーティングにより被覆さ
れた合金の応力破断特性を示すラルソンーミラーの特性
曲線図である。

第４図はアルミナイトコーティングで被覆しかつ次いで
１８００’Ｆ／３２　ｋｓｉの応力破断条件に３３０時
間かけた本発明による第１の単結晶ニッケル系合金（合
金Ａ）のミクロ組織を示す４００倍顕微曽写真である。

第５図はアルミナイトコーティングで被覆した従来技術
のニッケル系等軸合金Ｃ１０１と、同じアルミナイトコ
ーティングで被覆した本発明による第１の単結晶ニッケ
ル系合金（合金Ａ）と、ＭＣｒＡｌＹコーティングで被
覆した本発明による第２の単結晶ニッケル系合金（合金
Ｂ）との外観を示す写真である（これら３種の被覆基材
は全てバーナーリグの酸化／硫化試験に２０時間かけた
ものである）。

Ｆｉｇ、　３゜ｃ１ｏ＋　　　　　　　　１’；ｉｉ　”Ａ″　　　　
　ζ１〕（Ｂ（）Ｆｉｇ、　５゜

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量で表わして８．０〜１４．０％のクロムと、
１．５〜６．０％のコバルトと、０．５〜２．０％のモ
リブデンと、６．０〜１０．０％のタングステンと、２
．５〜７．０％のチタンと、２．５〜７．０％のアルミ
ニウムと、３．０〜６．０％のタンタルと、残部のニッ
ケルとよりなる単結晶合金組成物。
（２）重量で表わして９．０〜１２．０％のクロムと、
２．５〜５．０％のコバルトと、０．８〜１．５％のモ
リブデンと、４．０〜８．０％のタングステンと、２．
５〜５．０％のチタンと、３．０〜６．０％のアルミニ
ウムと、４．０〜５．０％のタンタルと、残部のニッケ
ルとよりなる特許請求の範囲第１項記載の組成物。
（３）（ａ）重量で表わして８．０〜１４．０％のクロ
ムと、１．５〜６．０％のコバルトと、０．５〜２．０
％のモリブデンと、３．０〜１０．０％のタングステン
と、２．５〜７．０％のチタンと、２．５〜７．０％の
アルミニウムと、３．０〜６．０％のタンタルと、残部
のニッケルとよりなる組成物を供給し、（ｂ）この組成物を溶融させかつ一方向凝固させて単結
晶合金を生成させ、（ｃ）この材料を２３４０〜２４００°Ｆの温度にて１
〜４時間熱処理し、（ｄ）この材料を毎分１５０〜２５０°Ｆの速度にて少
なくとも約６分間急冷し、かつ（ｅ）この材料を１４００〜２０５０°Ｆの範囲の温度
まで再加熱して、材料をこの温度範囲に２〜２４時間保つことを特徴とする熱処理された単結晶合金材料の製造方
法。
（４）組成物が重量で９０〜１２．０％のクロムと、２
．５〜５．０％のコバルトと、０．８〜１．５％のモリ
ブデンと、４．０〜８．０％のタングステンと、２．５
〜５．０％のチタンと、３．０〜６．０％のアルミニウ
ムと、４．０〜５．０％のタンタルと、残部のニッケル
とよりなる特許請求の範囲第３項記載の方法。
（５）特許請求の範囲第１項記載の組成物から加工され
た基材からなり、この基材をアルミナイト付着層で被覆
してこれに向上した高温度酸化／腐蝕耐性を付与してな
る製造物品。
（６）アルミナイト付着層を２５〜４０重量％のアルミ
ニウムと残部のニッケルとを含有するＮｉＡｌ合金から
作成してなる特許請求の範囲第５項記載の物品。
（７）特許請求の範囲第１項記載の組成物から加工され
た基材からなり、この基材を上被コーティングで被覆し
てこれに向上した高温度酸化／腐蝕耐性を付与し、前記
上被コーティング組成物は一般式ＭＣｒＡｌＹを有し、
式中Ｍはニッケル、コバルト並びにニッケル及びコバル
トとモリブデンとの混合物よりなる群から選択された金
属の固溶体であり、Ｍにより示される金属が被覆の３０
〜７５重量％を構成し、クロムが被覆の１０〜４０重量
％を構成し、アルミニウムが被覆の５〜２０重量％を構
成し、かつイットリウムが被覆の０．１〜１．０重量％
を構成してなる製造物品。