KR20070114689A

KR20070114689A - 초합금 조성물, 제품 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20070114689A
Application number: KR1020070119568A
Authority: KR
Inventors: 폴 엘. 레이놀즈
Original assignee: 유나이티드 테크놀로지스 코포레이션
Priority date: 2005-03-30
Filing date: 2007-11-22
Publication date: 2007-12-04
Also published as: US20100008790A1; TW200639260A; CA2533574A1; CN1840719A; EP1710322A1; AU2006200325A1; KR100810838B1; US8147749B2; JP4498282B2; SG126026A1; JP2006283186A; KR20060106635A; US20100158695A1; EP1710322B1

Abstract

최대 함량의 니켈과, 적어도 16.0중량%의 코발트와, 적어도 3.0중량%의 탄탈을 포함하는 조성물. 상기 조성물은 터빈 엔진 터빈 디스크를 형성하기 위해 분말 야금 공정에서 사용될 수 있다.

초합금, 터빈 엔진, 터빈 디스크, 분말 야금, 디스크 합금

Description

초합금 조성물, 제품 및 그 제조 방법{SUPERALLOY COMPOSITIONS, ARTICLES, AND METHODS OF MANUFACTURE}

본 발명은 해군 항공 시스템 사령부(Naval Air System Command)에 의해 재정된 협정 번호 제N00421-02-3-3111호 하에서 미국 정부의 지원으로 이루어졌다. 미국 정부는 본 발명에 대한 일정한 권리를 가지고 있다.

본 발명은 니켈기 초합금에 관한 것이다. 더 특별하게는, 본 발명은 터빈 디스크와 압축기 디스크와 같은 고온 가스 터빈 엔진 구성부품들에 사용되는 초합금에 관한 것이다.

가스 터빈 엔진의 연소부와, 터빈부와, 배기부는 압축기부의 뒤쪽 부분과 같이 극도의 열을 받는다. 이 열은 이 부분들의 구성부품에 실질적인 재료 제한 요소가 된다. 특히 중요한 영역은 블레이드 베어링 터빈 디스크들을 포함한다. 이 디스크들은 엔진 작동 중에 상당한 시간 동안 열응력뿐만 아니라 극도의 기계적 응력을 받는다.

터빈 디스크 사용의 요구 조건을 해결하기 위해 신종 재료가 개발되었다. 미국특허 제6,521,175호에는 터빈 디스크의 분말 야금 제조에 관한 향상된 니켈기 초합금이 개시되어 있다. 상기 '175 특허의 개시 내용은 상세하게 설명되는 바와 같이 참고문헌으로 본 명세서에 병합된다. '175 특허에는 디스크 온도가 약 1500˚F (816℃)의 온도에 접근하는, 단시간의 엔진 사이클에 최적화된 디스크 합금이 개시되어 있다. 다른 디스크 합금은 미국특허 제5,104,614호 및 제2004221927호, 유럽특허 제1201777호 및 제1195446호에 개시되어 있다.

별도로, 터빈 블레이드 사용의 요구 조건을 해결하기 위해 다른 재료들이 제안되어왔다. 블레이드는 일반적으로 주조되고, 어떤 블레이드는 복잡한 내부적 특징을 포함한다. 미국특허 제3061426호, 제4209348호, 제4569824호, 제4719080호, 제5270123호, 제6355117호 및 제6706241호에 다양한 블레이드 합금이 개시되어 있다.

본 발명의 한 형태는 비교적 높은 농도인 하나 이상의 다른 성분들과 공존하는 비교적 높은 농도의 탄탈(tantalum)을 가진 니켈기 조성물을 포함한다.

다양한 실시에서, 합금은 분말 야금 공정을 통해 터빈 디스크를 형성하는 데사용될 수 있다. 상기 하나 이상의 다른 성분에는 코발트가 포함될 수 있다. 상기 하나 이상의 다른 성분에는 감마프라임(γ') 포머(former) 및/또는 에타(η) 포머의 화합물이 포함될 수 있다.

본 발명의 하나 이상의 실시예의 세부 사항이 첨부된 도면과 이하의 상세한 설명에 설명된다. 본 발명의 다른 특성, 목적 및 이점들은 상세한 설명, 도면 및 청구범위로부터 명백해질 것이다.

본 발명의 합금에 있어서, 담금질 균열 저항의 현저한 개선을 보여준다. η 석출물 주위의 영역(108)에서 γ'의 아주 미세한 분포(담금질 주기 동안 아주 낮은 온도에 다다를 때까지 γ' 석출물을 형성되지 않음)는 담금질 균열에 대한 개선된 저항에 관계가 있다. 상기 η 주위의 이러한 γ'의 부족은, 절대적으로 균열을 일으키기 위해 담금질 주기 동안 응력이 재분포되도록 촉진할 수 있다.

표 2로부터, 동등한 그레인 크기에 대해, 샘플 조성은 시간의존적인 (크리프 및 파열) 수용력 및 항복 및 절대 인장 강도에 있어서 816℃ (1500˚F)에서 상당히 개선되었다는 것을 알 수 있다.

도1은 디스크(22) 및 복수의 블레이드(24)를 포함하는 가스 터빈 엔진 디스크 조립체(20)를 도시한다. 디스크는 일반적으로 환형이고, 중앙 구멍에서 인보드 보어 또는 허브(26)로부터 아웃보드 림(rim)(28)까지 연장되어 있다. 비교적 얇은 웹(30)은 반경 방향으로 상기 보어(26)와 림(28) 사이에 있다. 림(28)의 주연부는 블레이드(24)의 상보적인 형상부(34)와 결합하도록 결합 형상부(32)의 외주 어레이(예를 들면, 열장이음 슬롯(dovetail slot))를 갖는다. 다른 실시예에서, 디스크와 블레이드는 단일 구조(예를 들면, 소위 "일체형 블레이드" 로터 또는 디스크)일 수도 있다.

디스크(22)는 분말 야금 단조 공정(예를 들면, 미국특허 제6,521,175에 개시됨)에 의해 유리하게 형성된다. 도2는 예시적인 공정을 도시하고 있다. 합금의 원소 성분(예를 들면, 정제된 순물질 또는 합금의 개별 성분)들이 혼합된다. 이 혼합물은 성분 편석을 제거하기 위해 충분히 용융된다. 용융된 혼합물은 세분화되어 용융 금속의 액적을 형성한다. 세분화된 액적들은 냉각되어서 분말 입자로 응 고된다. 상기 분말은 허용되는 분말 입자 크기의 범위를 제한하기 위해 체로 걸러질 수 있다. 분말은 용기 안에 담긴다. 분말 용기는 압축과 가열을 포함하는 다단계 공정에서 결합된다. 그 결과로 생긴 결합된 분말은 더 큰 주조에 일반적인 화학적 편석 없이 합금의 충분한 밀도를 본질적으로 갖는다. 결합된 분말의 블랭크(blank)는 적절한 온도와 변형 제한 조건들에서 단조되어, 기본 디스크 형상에 단조를 가한다. 단조물은 높은 온도로 가열한 후에 빠른 냉각 공정 또는 담금질을 하는 것을 포함하는 다단계 공정에서 열처리된다. 바람직하게는, 열처리는 특징적인 감마(γ) 그레인(grain) 크기를 예시적으로 10㎛ 이하에서부터 예시적으로 20~120㎛ 까지 (바람직하게는 30~60㎛ )증가시킨다. 열처리를 위한 담금질은 또한 요구되는 입자 분포와 요구되는 부피 비율의 강화된 석출(예를 들면, 이하에서 더 상세히 설명된 감마프라임(γ') 과 에타(η)상)을 형성할 수도 있다. 이후의 열처리는 제조된 단조물의 필수 기계적 특성들을 만들기 위해 이러한 분포를 수정하기 위해 사용된다. 증가된 그레인 크기는 제조된 단조물의 작업 중에 감소된 크랙 성장율과 양호한 고온의 크리프(creep) 저항과 관계가 있다. 따라서, 열처리된 단조물은 슬롯과 최종 프로파일의 가공을 필요로 한다.

일반적인 현대 디스크 합금 성분은 0~3 중량%의 탄탈(Ta)을 포함하는 반면, 본 발명의 합금은 더 높은 수준을 갖는다. Ta의 이러한 수준은 디스크 합금들 중에서 유일한 것으로 믿는다. 더 구체적으로는, 비교적 높은 수준의 다른 γ' 포머(즉, 알루미늄(Al), 티타늄(Ti), 니오브(Nb), 텅스텐(W) 및 하프늄(Hf) 중 하나 또는 그 화합물)와 비교적 높은 수준의 코발트(Co)와 결합된 약 3% Ta 수준은 유일 한 것으로 믿는다. Ta 는 γ'와 γ에 대한 고용 강화 첨가제로 작용한다. Ta 원자가 상대적으로 많으면 대체로 γ'상 뿐만 아니라 γ에서 확산을 줄인다. 이것은 고온 크리프를 줄일 수 있다. 아래의 실시예와 관련하여 더 상세히 설명되는 바와 같이, 본 발명의 합금에서의 6% 이상의 Ta 수준은 η 상의 형성을 돕고 이것이 γ 그레인과 비교하여 비교적 작다는 것을 보장한다. 따라서, η 석출물은 γ'석출물 상에 의해 얻어지는 강화된 메카니즘과 유사한 석출 강화를 도울 수 있다.

또한, 본 발명의 합금과 현대의 블레이드 합금을 비교할 가치가 있다. 비교적 높은 Ta 함량은 현대의 블레이드 합금에 일반적이다. 본 발명의 합금과 현대의 블레이드 합금 사이에는 약간의 조성상의 차이가 존재한다. 블레이드 합금의 높은 온도 수용력은 매우 큰 다중결정체 및/또는 단일 그레인(단일 결정으로도 알려져 있음)을 형성하는 능력에 의해 강화되기 때문에, 블레이드 합금은 일반적으로 캐스팅 기술에 의해 제조된다. 분말 야금 분야에서 이러한 블레이드 합금을 사용하는 것은 매우 큰 그레인 크기의 형성과 고온 열처리에 대한 요구조건에 의해 절충된다. 최종 냉각속도는 상당한 담금질 균열(quench cracking)과 인열(tearing)을(특히, 더 큰 부품들에서) 일으킬 수 있다. 다른 차이점들 중에서, 상기 블레이드 합금은 본 발명의 예시적 합금보다 적은 코발트(Co) 농도를 가지고 있다. 넓게 보아, 고농도의 Ta를 가진 현대의 블레이드 합금과 비교해보면, 본 발명의 예시적 합금은 Al, Co, Cr, Hf, Mo, Nb, Ti 및 W 중 하나 이상을 포함하는 몇 가지 다른 성분의 조절을 통해 디스크 제조의 효율을 위해 맞춤화된다. 그럼에도, 본 발명의 합금은 블레이드, 날개(vane) 및 디스크형이 아닌 다른 부품에의 사용 가능성을 배 제할 수 없다.

따라서, 개선된 고온 특성(예를 들면, 1200~1500˚F (649~816℃) 또는 그 이상의 온도에서의 사용)을 가진 고농도 Ta 디스크 합금을 최적화할 가능성이 있다. 미터법과 영국식 단위가 모두 주어져도 미터법 단위는 영국식 단위의 전환이고, 정확성의 부정확한 정도를 지시하는 것으로 보아서는 안 된다.

실시예

아래 도3의 표1은 하나의 예시적 합금 또는 합금의 그룹에 대한 상세 내역을 도시하고 있다. 공칭 조성물과 공칭 제한은 원소 변화에 대한 민감성을 기초로 유도된다(예를 들면, 상 다이어그램(phase diagram)들로부터 유도된다). 표1은 또한 테스트 샘플의 측정된 성분을 도시하고 있다. 표1은 또한 종래 기술의 합금 NF3 및 ME16 (미국특허 제6521175호 및 유럽특허 제1195446호에 각각 설명되어 있음)의 공칭 조성물을 도시하고 있다. 별도로 표시된 것을 제외하고는, 모든 함량은 중량에 의한 것이고 구체적으로는 중량%이다.

가장 기초적인 η 형태는 Ni₃Ti 이다. 현대의 디스크 및 블레이드 합금에서, Ti에 대한 Al의 중량 비율이 1과 같거나 그보다 작을 때 η 형태가 형성된다고 일반적으로 믿어져 왔다. 예시적 합금에서, 이 비율은 1보다 크다. η 상의 구성 분석으로부터, Ni₃ (Ti, Ta)와 같은 η 상의 형성에 Ta 가 상당히 공헌한다고 나타난다. 따라서, 다른 결합관계(Al 및 Ti 이상을 반영함)가 더 적절할 수도 있다. 표준 분할 계수를 이용하여, Al이 보통 차지하고 있는 원자 위치를 대신할 원소의 전체 몰분율을 계산할 수 있다. 이 원소들은 Hf, Mo, Nb, Ta, Ti, V, W 및 작은 정도의 Cr을 포함한다. 이 원소들은 γ' 상에 대해 고체 용액 강화제로 작용한다. γ' 상이 이러한 추가의 원자들을 너무 많이 가지고 있으면, Ti 가 너무 많을 때의 η와 같은 다른 상들이 형성되기 쉽다. 따라서, 이러한 다른 원소들의 합에 대한 Al의 비율을 η 형성에 대한 전조적인 판단으로 보는 것이 도움이 된다. 예를 들면, γ' 상에서 Al 위치에 대해 구분된 다른 원자들의 총합에 대한 Al 원자의 몰 비율이 약 0.79 ~ 0.81과 같거나 또는 그보다 작을 때 η 가 형성되는 것으로 나타난다. 이것은 높은 수준의 Ta 와 함께 특히 중요하다. 명목상, NF3에 있어서 이 비율은 0.84이고, Ti에 대한 Al의 중량% 비율은 1.0이다. NF3의 테스트 샘플에 있어서는 각각 0.82 와 0.968로 관찰되었다. Ti에 대한 Al의 비율의 통상적인 지식에 의해 NF3에서 η 이 예측되었으나, 관찰되지는 않았다. ME16 은 각각 0.85 와 0.98의 유사한 공칭 값을 가지고 있으나, Ti에 대한 Al의 비율에 의해 예측되는 바와 같이 η 상이 존재하지는 않았다.

η 조직과 그 성질은 Ti 와 Ta 함량에 특히 민감한 것으로 믿어진다. 대용물에 대한 Al의 상기 비율이 만족스럽다면, η 구조에 대한 추가의 대략적인 예측자가 있다. Al 함량이 약 3.5%와 같거나 그보다 작고, Ta 함량이 약 6.35%와 같거나 그보다 크고, Co 함량이 약 16%와 같거나 그보다 크고, Ti 함량이 약 2.25%와 같거나 그보다 크고, 아마도 가장 중요하게는, Ti 및 Ta 함량의 합이 8.0%와 같거나 그보다 크면, η 이 형성되는 것으로 평가된다.

η-포머(former)로서 Ti 에 대한 대용물에 더하여, Ta 는 η 석출물의 크기 를 조절하는 특별한 효과를 가지고 있다. 유리한 기계적 특성을 위해 η 석출 크기를 조절하기 위해 적어도 약 3개의 Ta 대 Ti 함량비가 효과적일 수 있다.

도4 및 도5는 압축과, 단조와, 두 시간 동안 1182℃(2160˚F)에서의 열처리와, 0.93~1.39℃/s(56-83℃/분 (100~150˚F/분))의 담금질에 후속하여, 약 74㎛(0.0029 inch)와 그보다 작은 크기의 분말로의 세분화를 나타내는 샘플 조성물의 미세구조이다. 도4는 γ 매트릭스(102) 안에서 밝은 색으로 나타나는 η 석출물(100)을 도시하고 있다. 대략적인 그레인 크기는 30㎛이다. 도5는 γ 매트릭스(106)에서 γ' 석출물(104)을 훨씬 적게 포함하는 매트릭스(102)를 도시하고 있다. 이러한 미세그래프는 η 상의 실질적으로 균일한 분배를 도시하고 있다. η상은 γ그레인 크기보다 더 크지 않아서, η 상이 상당히 더 컸다면 발생할 수 있는 주기 운동에 대한 해로운 영향 없이 강화된 상으로 작용할 수 있다.

도5는 γ' 석출물의 균일성을 도시하고 있다. 이러한 석출물과 이러한 분포는 석출물 강화에 도움을 준다. 석출물 크기(거칠기)와 공간의 조절은 석출물 강화의 정도와 특성을 조절하는 데 사용될 수 있다. 추가로, 더 작은 γ' 석출물의 높은 차수/정렬 영역(108)이 η 인터페이스를 따라 존재한다. 이 영역(108)은 방해물들에 전위 운동을 더 제공할 수 있다. 방해물은 크리프와 같이 시간에 따른 변형에 대응하여 강화시키는 실질적인 성분이다. 분포의 균일성과 상기 영역(108)에서 매우 미세한 크기의 γ' 는 이것이 담금질 동안 발견된 일시적인 온도 아래에서 잘 형성된다는 것을 가리킨다.

높은 γ' 함량을 가진 합금은 용접하기 어려운 것으로 여겨져 왔다. 이 어 려움은 합금의 용접(일시적인 용융)으로부터 갑작스런 냉각 때문이다. 높은 γ' 함량의 합금에서의 갑작스런 냉각은 큰 내부 응력이 합금에서 균열을 발생시키게 하는 원인이 된다.

도5에서 확대된 하나의 특별한 η 석출물은 사이에 카바이드 석출물(120)을 가지고 있다. 카바이드는 분말 입자들의 고형화 중에 형성된 티타늄 및/또는 탄탈 카바이드라고 주로 믿어지고, 탄소 존재의 자연적인 부산물이다. 그러나 탄소는 그레인 경계를 강화하고 깨지기 쉬운 특성을 회피하는 작용을 한다. 그러한 카바이드 입자들은 부피 분율이 매우 작고, 높은 용융점을 가지고 있기 때문에 매우 안정적이고, 상기 합금의 특성들에 실질적으로 영향을 주지 않는 것으로 믿어진다.

상기 설명한 바와 같이, 크기가 유해할 정도로 크지 않고 석출물 상 강화에 공헌하기에 충분히 작은 η 상의 존재에 의해 추가적인 강화가 제공될 수 있다. η 상이 두 개의 (또는 그 이상) 그레인을 가로질러 연장되어 있다면, 두 그레인의 변형으로부터 전위가 더 추가되고 그에 따라 상당히 유해하게 될 것이다(특히 주기적인 환경에 있어서). 예시적 η 석출물은 30~45㎛의 평균 그레인 지름(γ에 대한)과 0.2㎛ 냉각 γ'의 필드에서 길이가 대략 2~14㎛이다. 이 크기는 대략 IN100 및 ME16와 같이 통상적인 분말 야금 합금에서 발견되는 큰 γ' 석출물의 크기이다. 연대 테스트는 유해한 결과를 나타내지 않았다(예를 들면, 노치 연성과 파열 수명의 소실이 없음).

도6의 표2는 본 발명의 예시적 합금과 종래 기술의 합금의 선택된 기계적 특성들을 보여준다. 세 개의 합금 모두는 공칭 ASTM 6.5 (지름이 약 37.8 ㎛(0.0015 inch))의 그레인 크기로 열처리되었다. 모든 데이터는 유사하게 처리된 작은 규모의 재료로부터 얻어졌다(즉, 같은 그레인 크기로 제조하기 위해 γ 솔버스(solvus) 위에 열처리됨). 상기 데이터는 본 발명의 합금에 있어서, 담금질 균열 저항의 현저한 개선을 보여준다. η 석출물 주위의 영역(108)에서 γ'의 아주 미세한 분포(담금질 주기 동안 아주 낮은 온도에 다다를 때까지 γ' 석출물을 형성되지 않음)는 담금질 균열에 대한 개선된 저항에 관계가 있다. 상기 η 주위의 이러한 γ'의 부족은, 절대적으로 균열을 일으키기 위해 담금질 주기 동안 응력이 재분포되도록 촉진할 수 있다.

표2로부터, 동등한 그레인 크기에 대해, 샘플 조성은 시간의존적인 (크리프 및 파열) 수용력 및 항복 및 절대 인장 강도에 있어서 816℃ (1500˚F)에서 상당히 개선되었다는 것을 알 수 있다. 732℃ (1350˚F)에서 샘플 조성은 NF3 보다 약간 낮은 항복 강도를 가지고 있지만, 여전히 ME16 보다는 상당히 좋다. 이러한 특성들을 더 증진하는 것은 추가의 조성과 공정 정제로 달성될 수 있을 것이다.

담금질 균열에 대한 상대 저항을 평가하기 위해 테스트가 고안되었고, 1093℃ (2000˚F)에서의 결과도 표2에 제공된다. 이 테스트는 담금질 주기로 예상되는 응력과 변형률(변형) 모두 저항하는 능력을 평가한다. 이 테스트는 그레인 크기와 합금의 조성에만 의존하고, 냉각률과 후속 공정 스케줄과는 무관하다. 샘플 조성은 1093℃ (2000˚F)에서 두 개의 베이스라인 조성에서 현저히 개선된 것을 보여주었다.

Ta 함량이 더 낮고 η 석출물이 부족하거나, Ta 함량이 더 낮거나, 또는 η 석출물이 부족한 다른 합금도 여전히 몇 가지 유리한 고온 특성을 갖는다. 예를 들면, 3~6% 범위 또는 더 좁게는 4~6% 범위 내의 더 낮은 Ta 함량이 가능하다. 실질적으로 η이 없는 합금에서, Ti 및 Ta 함량의 합은 대략 5~9%가 될 것이다. 다른 함량은 예시적 실시예의 상세 내역과 유사할 수 있다(약간 높은 Ni 함량을 가진 것과 같이). Ta 함량이 더 높은 합금에 있어서, 그러한 합금도 Co 함량이 높고, 결합된 Co 및 Cr의 함량이 높은 것에 의해 구별될 수 있다. 예시적으로 결합된 Co 및 Cr의 함량은 Ta 함량이 낮은 합금에 있어서 적어도 26.0%이고, Ta 함량이 높은 합금에 있어서 유사하거나 더 넓을 수 있다(예를 들어, 20.0% 또는 22.0%).

본 발명의 하나 이상의 실시예들이 설명되었다. 그럼에도 불구하고, 다양한 수정예들이 본 발명의 사상과 범위를 벗어나지 않고 만들어질 수 있다고 이해될 것이다. 예를 들면, 어느 특정 엔진의 작동 조건은 그 구성부품들의 제조에 영향을 미칠 것이다. 상기 설명한 바와 같이, 그 원리들은 임펠러, 샤프트 멤버(예를 들면, 샤프트 허브 구조물), 및 그 유사품과 같은 다른 구성부품들의 제조에 적용될 수 있다. 따라서, 다른 실시예들은 아래의 청구항들의 범위 내에 있다.

도1은 가스 터빈 엔진 터빈 디스크 조립체의 부분 분해도.

도2는 도1의 조립체의 디스크를 준비하기 위한 공정의 플로차트.

도3은 본 발명의 디스크 합금 및 종래 기술 합금의 조성물들의 표.

도4는 도3의 디스크 합금의 광학 마이크로그래프.

도5는 도3의 디스크 합금의 스캐닝 전자 마이크로그래프(SEM).

도6은 도3의 디스크 합금 및 종래 기술 합금의 측정된 특성들의 표.

여러 도면에서 같은 도면부호와 명칭들은 같은 구성 요소를 가리킨다.

<도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명>

22 : 디스크

24 : 블레이드

26 : 보어

28 : 림

30 : 웹

100 : η 석출물

104 : γ' 석출물

Claims

16.0 중량% 이상의 코발트와,

6.0 중량% 이상의 탄탈을 포함하는 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항에 있어서, 니켈의 함량이 50 중량% 이상인 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항에 있어서, 니켈의 함량이 44~56 중량%인 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항에 있어서, 니켈의 함량이 48~52 중량%인 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항에 있어서, 알루미늄 함량과 티타늄 함량을 더 포함하고, 상기 알루미늄 함량에 대한 티타늄 함량의 비율이 0.57 이상인 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항에 있어서, 알루미늄과, 티타늄과, 니오브를 더 포함하고, 상기 탄탈과, 알루미늄과, 티타늄과, 니오브의 결합된 함량이 12.3 중량% 이상인 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항에 있어서, 6.0 중량% 이상의 크롬을 더 포함하는 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제7항에 있어서, 2.5 중량% 이상의 알루미늄을 더 포함하고, 추가 성분이 있다면 모든 추가 성분은 각각 4.0 중량% 이하인 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제7항에 있어서, 알루미늄, 티타늄, 니오브 및 하프늄 중 하나 이상이 결합된 6.5 중량% 이상의 화합물을 더 포함하는 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항에 있어서, 2.5 중량% 이상의 알루미늄을 더 포함하는 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항 또는 제10항에 있어서, 1.5 중량% 이상의 티타늄을 더 포함하는 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항에 있어서, 1.5 중량% 이상의 텅스텐을 더 포함하는 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항에 있어서, 0.5 중량% 이상의 니오브를 더 포함하는 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항에 있어서, 분말 형태인 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항에 따른 니켈기 초합금의 분말을 압축하는 단계와,

상기 압축된 분말로부터 형성된 전구체를 단조하는 단계와,

상기 단조된 전구체를 가공하는 단계를 포함하는 가스 터빈 엔진 부품 성형 방법.

제15항에 있어서, 상기 가공 단계 전과 후에서, 또는 상기 가공 단계 전과 후 중 어느 하나에서, 1232℃(2250˚F) 이하의 온도로 가열하여, 상기 전구체를 열처리하는 단계를 더 포함하는 가스 터빈 엔진 부품 성형 방법.

제15항에 있어서, 상기 가공 단계 전과 후에서, 또는 상기 가공 단계 전과 후 중 어느 하나에서 상기 전구체를 열처리하는 단계로서, 특징적인 γ 그레인 크기를 10㎛ 이하의 제1 값에서부터 20 내지 120㎛의 제2 값으로 증가시키기에 효과적인 열처리 단계를 더 포함하는 가스 터빈 엔진 부품 성형 방법.

20.0 중량% 이상의 코발트 및 크롬 화합물과,

제7항 또는 제18항에 있어서, 알루미늄, 티타늄, 니오브, 하프늄 중 하나 이상이 결합된 5.8 중량% 이상의 화합물을 더 포함하는 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제18항에 따른 니켈기 초합금의 분말을 압축하는 단계와,

상기 압축된 분말로부터 형성된 전구체를 단조하는 단계와,

16.0 중량% 이상의 코발트와,

6.0 중량% 이상의 탄탈을 포함하는 니켈기 초합금으로 이루어진 가스 터빈 엔진 디스크.

16.0 중량% 이상의 코발트와,

26.0 중량% 이상의 코발트 및 크롬 화합물과,

3.0 중량% 이상의 탄탈을 포함하는 가스 터빈 엔진 부품용 니켈기 초합금.

제1항 또는 제22항의 니켈기 초합금을 포함하는 가스 터빈 엔진 디스크.

제23항에 있어서, 블레이드가 디스크 본체와 일체로 형성되어 있는 일체형 블레이드 디스크와,

블레이드 부착 형상부를 외주 어레이를 구비한 디스크 중 하나인

가스 터빈 엔진 디스크.

16.0 중량% 이상의 코발트와,

6.0 중량% 이상의 탄탈을 포함하는 니켈기 초합금으로 이루어진 가스 터빈 엔진 디스크 기판.