JPS59190342A - 単結晶合金 - 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】 この発明は長時間の連続した作動条件における高応力、
高温度使用のための単結晶合金に関するものである。

この型の合金は、高熱疲れおよび高クリープｍｌさと結
合した酸化および品温腐食に対する抵仇がＭ女であると
ころのタービンブレード技術において特に重装である。

これらの合金は普通［スーパアロイ（ｓｕｐｅｒ　ａｌ
　ｊｏｙ）Ｊと呼ばれる。

単結晶飾品を鋳造するための合金の概念は数年前に開発
され、その開発については一部米国約許第３，４９４，
７０９号、第４，１１６，７２３号、第４，２０９．３
４８号に記載されている。これらの合金に加えて、１つ
以外の全稚子横這のｂ又負ヲ防止する単結晶合金部品の
鋳造のためのプロセス技術が開促されてきた。このよう
な技術はこの発明の一部をなすものではな（、この発明
はこのような技術と共に使用されうる合金の開発にある
。

単釉晶合金部品の製造において、部品は最初に単胎晶技
術ＶＣ過した合金から鋳造される。鋳造凝固中１つの粒
子だけが鋳型空隙部に形成されるようにするプロセス方
法が使用され、これは実際にはタービンブレードのよう
な鋳造部品を形成する。しかしながら、得られる単結晶
鋳物はその元素の一部のかなりの「コアリング（ｃｏｒ
ｆｎｇ）Ｊ　（樹枝状偏析）のため均質ではない。この
状態を解消するために、Ｎｊ物は久に熱処理される。こ
の熱処理において、刷物は十分゛に高い温度て加熱され
、−次ガンマプライム（γ１）強化析出物の全部および
共晶の一部か潜体化するようにしなけれはならない。し
かしながら、この温圧は、（シｊ物が浴融し始める温に
すなわち初融点よりも１氏（なＵ゛れば１よらない。こ
れが連成される温Ｋ　ｉｌ、ｉｌ囲は［熱処理窓（ｈｅ
ａｔ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ　ｗｉｎｄｏｗ）Ｊと呼はれ
うる。この「窓」が広いほど、熱処理が全−次ガンマプ
ライムおよび共晶の一部を初溶融を起こすことな（潜体
化するのに成功するｎ」能性が太きい。最終鋳物中の一
部カンマプライムの全部な潜体化するのに失敗する程度
に応じて、高温弧度の低減があることになる。

初融点に達した場合には、仝隙形成に起因する延性の紙
Ｊｊ４および早期クリープ又は疲労破俵の可能性がある
。

従来−１発された単結晶合金はすべて望ましくない特性
を持つものであった。それらが良好な該化成υ・疲労抵
抗と結合した所望の関部疲労及びクリープ抵抗を持つも
のであった揚会には、それらは非常に狭い熱処理「窓」
をするから、生産規模で熱処理することは笑質的に不可
能でありかつ信頼できる８睨性を欠くものであった。

熱処理「慝」を広けようとした場合には、合金の１つは
高温４に＋不安定性を元遅さセ・その結釆としてアルフ
ァ（γ）タングステン、アルファ（γ）クロム及びミュ
ー（μ）相の板状／針状相を形成した。これは長時間ク
リープ及び疲労特性の劣化を生ずる潮退的状悪であるこ
とが見出された。

この発ゆｊは、クリープ強さならひに熱疲労、ｒｔ＝食
及び酸化抵抗な宮む最高性能にとって１要な作動特性を
ぎせいＫすることな（、従来のものよりも少なくとも４
〜５倍も広い範囲内の、比較的に広い「πＳ」を発達さ
せることが試験によって′；３ｒ’ＪＡ合金を創造する
ものである。顕微鋭侠食は、アルファタングステン、ア
ルファクロム及びミューのような有害相析出物の高温形
成に対する１１（抗と結合された、従来のものよりも首
い程度の均買化を明示する。これらの特性は「窓」の広
げに一部起因しかつ筒温度、尚応力有害用析出に対して
鋳物を安定化する有金組成にｍ一部起因する。

この発明の合金の調製において、いわゆる結晶粒界強化
元素な除去する概念が従来既知の単ッ店晶付金から何ら
続けられた。したかつて、可能な］呈度まで、炭素、ジ
ルコニウム、ノ・フニウム及びボロンは除去された。し
かしながら、残りの元系はバランスをとり匝され、過度
に狭い熱処理「窓」の問題点と関部相不安定性の問題と
を同時に解粕する組成を生じた。

下記の単結晶合金が最初の原理から開発され、その組ノ
戊は、１１１量％で示されている。

Ｃｏ　　　　　　５ Ｃｒ　　　　　１０ Ｍｏ　　　　　　Ｏ ４ Ｔａ　　　　　１２ Ａｌ　　　　　　５ Ｔｉ　　　　　　１．５ Ｎｉ　　　残部 この合金はクリープ強さ、腐食抵抗、熱疲労及び酸化抵
抗の所要特性の持つものであることが実証された。ｔ、
かじながら、この合金は、５−１５下の範囲に限定され
た「熱処理窓」を持つことが報告されたため、利用する
ことは非常にｆ４しいことが夾言正された。かくして、
−次ガンマプライムをｍＭするためのこの合金の熱処理
１（おいて、すいせんされる溶解温度は２３４５　’Ｆ
±５’Ｆ（１２８５℃±２．８℃）であり、これは、非
常に精籾な設備をもってしても、生産上維持することが
実質的に不可能な範囲である。かくして、初溶融に起因
する熱処理鋳物の不合格率は過度でｈっだ。

上記初単結晶合釜の過度に狭い「熱処理窓」によって味
せられた制限な克服するために、ＭＡＲＭ　２４７合金
がＧａｒｒｅｔｔ　Ｔｕｒｂｉｎｅ　Ｅｎｇｉｎｅ　Ｃ
。

（以前ＡｉＲｅｓｅａｒｃｈＭａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎ
ｇ　Ｃｏとして知られた会社）によって改質された。

ＭＡＲＭ　２４７合金として采界に知られている、最初
の等方性、方向性鋳造（ＤＳ）合金は車量％で下記の組
成を有した。

Ｃｏ　　Ｃｒ　　Ｍｏ　　Ｗ　Ｔａ　　ＡＩ　　Ｔｉ　
　Ｈｆ　　ＣＮｉ１０　８．２　０．６　　Ｌ（１３５
，５１，Ｏｌ：５ｏ、ｔ６６残Ａ１Ｒｅ５ｅａｒｃｈは
実用範囲の「熱処理窓」を有する単結晶合金を生成した
。この合金は、Ｎａ５Ａｉｒ　１００として知られ、下
記のＭＬ　Ｍ％組成を持つものであった。

Ｃｏ　　Ｃｒ　　Ｍｏ　Ｗ　Ｔａ　　ＡＩ　　Ｔｉ　　
Ｎｉ０９１１０゜５３．３５．７５１．２残部この合金
は所望の「熱処理窓」範囲を持つものであったが、島い
熱および応力条件にさらされると不安定であることが実
証された。これらの条件の下でアルシアタングステン及
びミューの有害な板状及び針状構造ならびにこれらより
も少ない程度のアルファクロムが出抗し始めた。

これらは熱疲労抵抗及びに期間クリープ強さが実質的に
悲影響ン父ゆるような点まで急速に増加した。この合金
の然相不安定性はスーパアロイとしてのその有用性を排
除するものである。

これらの合金組成の結果は、実際上、熱／応力作用の外
側パラメータに接近する状態における使用に息ヒされた
単結晶合金を、熱処理過程をどうにか切り抜けた最初の
単結晶合金に限定した。

ＭＡＲＭ２４７２４７合金組成として使用して、先行単
結晶合金の原因と結果について数ケ月間分析研究した後
、この分野で従来受入れられてぎたある冶金概念（工完
全には妥当でないことが確信された。少なくとも１％の
モリブデンが広い「窓」の特性をｆＪｊ持するために必
要であると考えられてきたが、このレベルにおけるこの
元素の存在はこの型の結晶粒界の無い鋳物に相不安定性
を生ずる（ミューはＭｏとＷを含有する）有力な因子の
１つであることが誌められた。

０．５％のモリブデンは不安定性問題を生ずることなく
広い熱処理窓を維持するために添加されうろことが発見
された。さらに、比較的に高いタングステン言置は強度
な与えるためにＮａであり、高いクロム含量は腐食抵抗
を与えるために蓮、要であることが認められた。この両
元素の量は、合金の動作）１１１２囲の上限において所
望の強度及び酸化／腐食抵抗特性を減損することな（、
低減されかつタンクルで置換されうることが実験によっ
て決定された。このＷおよびＣｒをＴａで置換′１−る
ことはまたさらに合金の安だ性を改良する、すなわち、
アルファタングステン及びアルファクロム及びミュー相
形成を防止することが期待された。後の試験でこの置換
の成功が確認された。コバルトもまた合金の固溶度を増
大するために添加された。アルミニウムとチタンの含量
はＭＡＲＭ２４７合金と同一レベルに保たれた。この研
死の結果として下記の重量％組成を有する合金が得られ
た。

Ｃｏ　　Ｃｒ　　Ｍｏ　Ｗ　Ｔａ　　ＡＩ　　Ｔｉ　　
Ｎｉ４Ｂ　　７．８　０５　８Ｄ６０　５．６　１．０
　　残部この合金のその後の金属組織試叙は、この合金
が合金の初融点よりも十分に低いガンマグ２イムソルバ
ス（ｓｏｌｖｕｓ）を有し、５０〜５５’Ｆ（２８〜３
１℃）の実用的「熱処理窓」を与えることを示した。同
時に他の試験は長期間の高温度露出中のその相安定性お
よび有害板／針状析出物の形成に対する抵抗性を示した
。

この名゛金から単結晶鋳造技術を使用してタービンプレ
ートＭ物が造られた。これらの鋳物は、最終カスファン
急冷を伴なう、２４００’Ｆ（１３１６℃）の溶体化処
理され、この温度において一部ガンマプライムの全部と
共晶の大部分が溶体化した。この合金のミクロ組社の変
化は第１、ＩＡ図と第２．２人図とを比較すれば明瞭で
ある。

熱処理前に４００倍でとられた。！＝４１Ａ図から明ら
かであるように、−次ガンマプライムは分布と形状にお
いて非均−でありかつ比較的に太きいサイズを有する。

熱感Ｗ　１−ｙ−一部ガンマプライムは小なくなりかつ
基本的にサイズと形状が均一である。カスファン急冷に
より０２〜０．３ミクロンの非常に微細なガンマプライ
ムサイズが得られた。得られた鋳物は、へ熱／応力環境
下でづ）１反及び耐久性の最高ポテンシャルな発展維持
するＮｌ−、力のある、均一の非常に微細なガンマプラ
イム構造を有する。

今日まで行なわれた実験の結果として、この合金が作ら
れうる組成範囲は下呂己の通りである。

第１表 Ｍ量％ Ｃｒ　　　７．５　　　　８．２　　　　７．８Ｍｏ　
　　Ｏ，３０，７’　　　　０，５Ｗ　　　７．６　　
　　８．４　　　　８．０Ｔａｓ、ｓ　　　　　６．２
　　　　６．ＯＡＩ　　　６．４５５．７　ｓ　　　　
５．６Ｔｉ　　　Ｏ，８１，２□、Ｏ Ｎｉ　　　　　残部　　　　　残部　　　　　残部Ｃ最
高　６０　　ｐｐｍ Ｚｒ　　　　　　最高　５０　　ｐｐｍＨｆ　　　　　
　最高　５０　　ｐｐｍＢ　　　　　　最高　３０　　
ｐｐｍ ５　　　　　　最高　２０　　ｐｐｍ Ｓｉ　　　　　　最高４００　　ｐｐｍ第１表かられか
るように、この発ゆＪの合金は組成範囲が非常に狭く、
この狭い範囲からの変動は機能特性の実質的な損失を生
じうる。Ｃ１Ｚｒ、Ｈｆ、Ｂ、Ｓな完全に除去すること
は望ましいが、これは実行できない。すなわち、これら
の元素は主要元素と共に又は合金の製造処理に必然Ｈ′
シに使用されなければならないところのＩＶ　＋４炉及
び耕似容器の２イニングのような合金の処理に使用され
る設備から不純物として倣蓋擲人される。

実施例　１ ０．１２５インチセクションを有する単結晶ソリッドジ
ェットエンジンタービンブレードが、第１表に示した穐
囲内の浴番ＶＦ−２６７からの合金がらＪｅｔｓｈａｐ
ｅｓ発熱法を使用して鋳造された。この合金は５（）〜
５５．　Ｆの実用的な「熱処理窓」および２４３５〜２
４４０Ｆ（１３３５〜１３３７℃）の初融点を有するも
のであった。これらのブレードはカリフォルニア州ロス
アンゼルスの■ａｃ、　Ｈｙｄｅｐｒｏｃｅｓｓ　Ｃｏ
ｒｐ　　において熱処理された。ブレードは２４００’
Ｆ（１３１６℃）で３時間浴体化処理され、ついでガス
ファン急冷され、１８００　Ｆ　（９８２℃）で５時間
処理され、ついで１６００′Ｆ（８７１℃）で肋時間処
理された。

Ｊｏｌｉｅｔ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ　Ｌａｂｓ
において直径０．０７０１ｎｃｈ　（１，８ｍｍ）の試
験片かブレードの縦方向（（００１）結晶配向〕から徐
絨化された。これらの試験片はついで高温応力−破壊試
験にかけられ、下記の結果が得られた。

２　　　　３６ｋｓｉ　、　ｘｇｏｏｙ　　　６９．２
３　　　　１８　　ｋｓｉ　、　　２０００Ｆ　　　　
　　　９８．２４　　　１８　ｋｓｉ　、　　２０００
Ｆ　　　　　　　９７．６５　　　３６ｋｓｉ、１８０
０７”％　　　　６９．９６　　３６　ｋｓｉ　、　　
１８００’Ｆ”　　　　６９．９７　　　５５ｋｓｉ　
、　　１６００’Ｆ　　　　　　５２９．１８　　　５
５　ｋｓｉ　、　　１６００Ｆ　　　　　　４９８．７
１６００″Ｆ、２０＃間エージングサイクル削除同−溶
番から鋳造されたブレードからとられた試験片の顕微鏡
検査は第２．２人図に示したものと同一の均一の微細な
ガンマプライム構造を示した。

実施例　■ 実施例１と同一の溶番（ＶＦ−２６７）から３／８　イ
ンチ（９，５ｍｍ）の単結晶棒がヨーロッパ式後退法を
使用して鋳造された。０．０８９インチ（２，３ｍｍ）
直径の試穎片が、２４００？、３時間の俗体化処理をし
、ついで空冷し、ついで１８００Ｆで５時間処理し、さ
らに１６００Ｔでｗ時間エージングした後、縦セクショ
ン〔（００１）結晶配向〕から機械加工された。

これらの試験片は高温応カー飯壊試験にかけられ、下記
の結果が借られた。

２　　　１０５９ｋｓｉ、　１４００Ｆ　　　　　８８
２３　　　１０５５ｋｓｉ、　１４００Ｖ７０８４　　
　　７２５ｋｓｉ、　１５６２Ｆ　　　　　２６３上記
２つの実施例で報告した試験結果は第３図にＮａ５Ａｉ
ｒ　１００合金について行なわれた類似試験と比軟して
示されている。これらの試験から明らかであるように、
この発明の合金は応カー破訣強度において Ｎａ５Ａｉｒ　１００合金より少し改良されている。

しかしながら、この発明の合金は合金安定性を減損する
ことな（広い「熱処理窓」ケ保持している。鋳放し状態
の合金の単結晶試験片ハ１５６０°Ｆ（８４９℃）、１
７４０？（９４９℃）１９２０？（１０４９℃）で１０
００時間エージングされた。これらの試験片の顕微鏡検
査は相不安定性を示さなかった。

類似試験がさらに２つの浴香（ＶＦ−３１２、ＶＦ　−
３３２）について行なわれ、同様の結果が得られた。こ
れはこの合金を使用した結果の再現性を確証するもので
ある。

これは高真空条件の下で製造かつ鋳造されなければなら
ない合金であることが認められるであろう。これは酸素
や窒素のようなガス汚染物を回避するために重要である
。合金にその容量がら入りうるｃｓ　Ｂ　ｓ　Ｓｌ　、
　Ｚｚその他のような物質からの汚染を防止するために
特殊化容器を使用することもまた重要である。

前述した合金は良好な高温酸化−抵抗および適度の腐食
抵抗を有するが、それはコーティングによって実質的に
改良される。アルミナイド又は貴金属アルミナイド材料
によるガスタービンエンジン部品のコーティングは既知
の慣用手段である。例えば、真空プラズマスプレィ技術
によって施されたＣｏ　、　Ｃｒ　、　ＡＩ。

Ｙ又はＮｉ　、　Ｃｏ、　Ｃｒ、　ＡＩ　、　Ｙ全綱肉
盛によるコーティングもまた知られている。このような
コーティングで起こった問題の中には付＞６１性及びき
裂の問題及びコーティング完全性の関連間組があった。

尚温度においてかつまた１０００’Ｆを起える反復温度
変化の下で分離やぎ装を生じることなく長時間にわたっ
て有効状態を維持する結合な得ることが厘要である。

ハフニウム（Ｈｆ）は、ニッケル基スーパアロイに旅加
されると、非核４ｐ　ｌ、　＜　Ｅの凍化抵抗を増大し
かつ被堕合金の付ン４．注および酸化、腸食性能を改良
することがまた知られている。

しかしながら、−・フニウムはまた単結晶合金のガンマ
プライム　ソルバス及び初融点を低下させる。ハフニウ
ムはガンマプライムソルバスを低下させるけれども、ガ
ンマプライムソルバスの転移が初融点の転移と同じ率で
あるか又はそれよりも低い率であるか、すなわち、溶体
化熱処理「窓」がかなり狭くなる可能１生があるか（ま
知られていなかった。か（して、−・７ニウムは単結晶
合金技術では望ましくないものとみなされてきた。

Ｈｆのこれらの既知特性および単結晶、鋳た東高性能部
品用のニラクル基合金忙おゆるその使用にもかかわらず
、第１表に示した合金組成に０．１％Ｉ（ｆを添加する
と、熱処理「悪」をあまり縮小することなく、コーティ
ングの酸化、特に掲＊性能および付着特性の契ましい改
良を生することが決定された。これは従来は可能と認め
られないことであった。

すなわち、Ｈｆのこの量の数倍の添加がニッケル基スー
パアロイ用コーティングの酸化、腐食特性の改良を生ず
る限界値であると認められてきた。そのようなレベルの
Ｈｆの添加ハ溶体化熱処理「窓」を実行できない範囲ま
で狭くすることが知られていた。この変化が安定性、応
力−破壊特性、斑点生成及び微小孔構造のような、合金
の他の性能特性にどのような影ｉｓ　ｙ？及ぼすかも正
確には知られてぃなかった。これらを決定するために、
第１表の組成の６管ＶＦ　−３７５を０．１％Ｈｆの添
加によって調製することにより予備試験が行なわれた。

０．１２５インチセクションの単結晶ノリラドブレード
が後退法を使用して真空鋳造され、その縦方向から００
７０インチ直径のＭＦＢ試験片が仙砿加工された。これ
らの試験片は２３７５　’Ｆ　（１３０２”Ｃ）　テ３
時１１］Ｊγｉ；　（ｆ比処理され、ついでガスファン
着、冷された。ついで試ｊ険片は１８００７（９８２“
Ｃ）で５時１ｄ」擬似被りされ、ついで１６００’Ｆ（
８７１℃）でか時間エージングされた。

これらの試ｊ痰片はついで応カー仮娘について試験され
、下記の茨に示す結果が得られた。

第■表 ≠ねじ破壊 同−溶番ＶＦ−３７５から、０．５インチ直径の単結晶
僕が後退法によって鋳造され、これから０．２５０イン
チ直径の試験片が縦方向に機械加工された。これらの試
験片は２４ｏｏ′Ｆ（１３１６℃）で３時間溶体化処理
され、ついで空冷された。

ついで試験片は１８００Ｆ（９８２℃）で５時間擬似被
桓され、ついで１６００’Ｆ（８７１℃）でか時間エー
ジングされた。試験片はついで応カー破璋試、＠なされ
、その結果は下記の表に示されている。

第１１１表 ■改質ニッケル基単結晶合金は非被覆状態において２０
７５’Ｆ（１１３５℃）でマツハ１の速度で動的ｉｌｔ
化にさらされ、毎時１同温度を暗赤色温度まで下げた。

この試験はこの合金がＨｆを含まない同一合金に０しい
かまたはこれよりも少し良い酸化抵抗な待つことを示し
た。■含有合金に関する堝去の経験に基づいて、合金か
被ｉフされるときには酸化抵抗のかなりの改良が得られ
ることが期待される。この合金から鋳造されかつ真空プ
ラズマスプレィ被憶した部品の試験が現在通行中である
。これが起こるべき理由は理解されないのであるが、鋳
物中の酊の一部がコーティング中へ拡散し、コーティン
グ中のイツトリウムと％ｂ回して顕著に改良されたスポ
ーリング抵抗を生ずるものと信じられる。イツトリウム
はコーティングにより緊密な、すなわち、微孔の少ない
、き裂の無い型の寂化物皮膜を与えることが知られてい
る。拡散した比はイツトリウムの封孔作用と協同してこ
れを肯化するものと信じられる。

金８４組城試験が第■、１１１表のデータを得るために
使用されたものと同じ型の試験片について行なわれた。

これらの試験片は１６００′Ｆ（８７１℃）で６０２時
間、１８００Ｆ（９８２℃）で５４４時間、１．９０４
’Ｆ（１０４０℃）で６４５時間及び２０００’Ｆ（１
０９３℃）で１８４時間加熱さねた。試験片の頭微也横
田では有害な相栴造の発達の徴候は認められなかった。

／ｉＮＧ’ＶＦ　−３７５合金について行なわれた熱処
理実験では、０１％Ｈの添加に起因する「窓」のごくわ
ずかな縮小しか確認されなかった。■改　　　　□質合
金は４５〜５０　’Ｆ　（１５〜２８℃）の窓を維持し
、これに対し■無含再合金の窓は５０〜５５７（２８〜
３１℃）である。これらの試験に基づいて選択された、
改質合蛍の最適溶体化処理温度は２３７５’Ｆ（１３０
２℃）である。Ｉｉｉ改質合金の使用可能な溶体化熱処
理［窓Ｊ？ａ度）ｈμ商を決定するために行なわれた試
験の蛸来は第４．４Ａ図、第５．５Ａ図、第６．６Ａ図
に示されている。

藁４．４Ａ図は潜体化処坤及びエージング前の躯１放し
状態の羊結晶ブレードのミクロ構造を示′１″。第５．
５Ａ図は２３５０’Ｆ（１２８８℃）熱処理後のミクロ
不１唖造の変化を示１−０２３７５Ｆ（１３０２“Ｃ）
の熱処理では楢造均質性の顕著な改良が現われることが
ｆ捻めら才しる（身る６、６Ａ図）。

２３５０　Ｆでは、微１）−ｉのマトリックスガンマプ
ライムが任仕するが、２３７５　’Ｆではその全部ば泊
失し、共晶カンマプライムの一部が俗体化されている。

２４００　”Ｆ　（１３１６℃）において、第７．７Ａ
し」は、共晶ガンマプライムの全部が俗体化し、初溶融
の限界点に達し、これが起こった所に、暗色点として現
われる、小さい隔離区域があることを示している。第８
．８Ａ図は２４２５下（１３２９℃）において許容でき
ない程度にはげしい初溶融が起こったことを示している
。ｍ改質合金のこれらの溶体化熱処理ミクロ構造の分有
により、この合金は４５〜５０　Ｆの実用的なｌ」を持
つものであることが確認される。

困難な進歩技術を尋人した複雑コア付き、潮間の、シュ
ラウド形タービンブレードがｍ改質合金から荀遣され、
どんな斑点生成特性をこれが生ずるかを決定した。その
結果は実質的に斑点の無いブレードであった。

小量の■のｂ版加は、ガンマプライムソルバスと初溶融
との間の「窓」の許容できない縮小を引起こすことなく
、被覆酸化、特に腐食抵抗を改良したものと信じられる
。これらの特性のバランスはＦ「の添加が合金組成の０
０５〜０１５％に制限されるとき実用的範囲内に維持さ
れうろことが確信される。

できる限り広い「窓」を維持することの重装な面は、鋳
造中廃棄物となる合金および不合格鈎物の利用できる合
金の再使用、すなわち、復帰を可能にすることである。

合金が溶融鋳造されるごとに、コア、モールド及び処理
設備からの元素（例えばＳｉ、Ｚｒ）の微量の付加、な
らびに元素成分のあるものの一部の減損がある。この型
のスーパアロイにおいては、組成の変化は、その割合が
小さくても、熱処理「窓」の閉鎖のような、合金の特性
に実負的な影響を及ぼす。

広い初温度範囲を有する広い「窓」を与えることにより
、この温度範囲のそのような諷損は許容され、合金の復
帰使用を可能にする。これは総合費の顕著な低減である
。

本発明は、過度の不合格率のない良好な鋳物な得ること
を可能にするところの熱処理「窓」特性を有する、最初
のミクロ構造的に女足した単結晶合金を提供するもので
ある。したがって、この発明は、非常に高い性能の単結
晶鋳物を、戒も狩殊な用途以外では茜幽すざる製品では
なく、集用的かつ再生できる製品にするものである。

【図面の簡単な説明】

第１図はこの発明の合金から鋳造された単結晶タービン
ブレードから取られた鋳放し状態の断面の１００倍率顕
微鏡写真である。 第１Ａ図は同断面の４００倍率顕微鏡写真である。 ８８２図は潜体化熱感理俊の同タービンブレード断面の
１００倍率顕微鏡写真である。 第２Ａ図は第２図の同断面の４００倍率顕微鏡写真であ
る。 第３図はＮａ５Ａｉｒ　１００合金の高温度／応力特性
をこの発明の合金のものと比較したグラフである。 ＆４４図はこの発明の−・フニウム改質合金から後退鋳
造された単結晶タービンブレードの鋳放し状態のものか
ら機械加工された断面の１００倍率顕微鏡写真である。 朱４へ図は第４図の同断面の４００倍率顕微鏡写真であ
る。 第５図は２３５０’Ｆで３時間俗体化処理した後のこの
発明のハフニウム改質合金から後退鋳造された為結晶タ
ービンブレードから機械加工された断面の１００倍率鹿
倣鋺写具である。 第５ＡＩ！ｇ＋は第５図の同断面の４００倍率顕微鏡写
真でカ）る。 ８１！６図は２３７５　’Ｆで３時間浴体化処桂した後
のこの発明のハフニウム改質合金から後退鋳造された単
結晶クーピンブレードから機織加工された断面の１００
倍率顕Ｖ、婉与兵である。 第６Ａ図は第６１８１の同断面の４００倍率顕微鏡写真
である。 第７図は２４００　’Ｆで３時間τ谷体化処理した後の
この発明のハフニウム改負合雀がら後退鋳造された単結
晶タービンブレードから保Ｑ　＋ｌｉＱ加工された断面
の１００倍率顕鍼鋭写真である。 第７八図は第７図の同断面の４００倍率顕微鏡写真であ
る。 第８図は２４２５１Ｆで３時間浴体化処理した後のこの
発明のハフニウム改質合金から後退鋳造された単結晶タ
ービンブレードから機械加工された断面の１００倍率顕
微鏡写真である。 第８Ａ図は第８図の同断面の４００倍率顕微鏡写真であ
る。 ＦＩＧ、Ｉ　　　　　　　　ＦＩＧ、Ｉ　Ａ日０．２　
　　　　　　　　ＦｆＧ、２Ａ２３５０’Ｆ １００　Ｘ　　　　　　　　　　　　　　　　　ａＦｆ
Ｇ　６　　　　　□、、、、　　Ｆｌ（１６Ａ２４００
’Ｆ 手続補正書 口召和５９年λ月）−と日 特許１３長官　若杉　和犬　殿 １、事件の表示 昭和お年　特願第　６１０４１　　号 ２、発明の名称 単結晶合金 ３、補正をする者 事件との関係　　特許出願人 住所　アメリカ合衆国　ミシガン州　マスキーガン　ビ
ー　オーボックス５０６　リンカーン　２８７５、　− ６、補正の内容　　別紙の通り 特許請求の範囲 １　酸化性環境において高応力、高温度条件の下で使用
されるべき製品を単結晶として鋳造するためのニッケル
基合金であって、 Ｃｏ　　　４．６ Ｃｒ　　　７．８ Ｍｏ　　　０．５ Ｗ８．Ｏ Ｔａ　　　　　６．　Ｏ ＡＩ　　　５．６ １　ｉ　　　ｉ、　Ｏ Ｈｆ　　　Ｏ，Ｉ Ｎｆ　　　　残部 上記の重量％割合の上記の元素から本質的になることを
特徴とする前記ニッケル基合金。 ２　酸化性環境において高応力、高温度条件の下で使用
されるべき製品を単結晶として鋳造するためのニッケル
基合金であって、 Ｃｏ　　　４．３−４．９ Ｃｒ　　　７．５−８．２ Ｍｏ　　　　　０．３−−０．７ Ｗ　　　　　７．６−８．４ Ｔａ　　　　　５．８−６．２ ＡＩ　　　　　５．４５−５．７５ Ｔｉ　　　　　Ｏ，８−１，２ Ｈｆ　　　　　Ｏ，０５−０，１５ Ｎｉ　　　残部 上記の重量％割合の上記の元素から本質的になることを
特徴とする前記ニッケル基合金。 ３　単結晶として鋳造された、特許請求の範囲第１項ま
たは第２項記載の合金のガスタービンエンジングレード
。 ４　４５−５０　’Ｆ　（７，２−１０℃）の熱処理窓
と、２４００Ｆ（１３１６℃）の初溶融温度と、２３５
０−２３７５Ｆ　（１２８８−ｘａｏ２′ｃ）のガフー
ｑプライムソルバスとを有し、２３７５Ｆ（１３０２℃
）で全−次ガンマプライムを溶体化する能力があり、ｌ
　８００　’Ｆ　（９８２°Ｃ）超過する温度における
１０００時間の連続露出中有害な板状および／又は針状
の特定析出物の析出を起こさず、かＣｏ　　　　　　４
．３　４．９ Ｃｒ　　　　　　７．５−８．２ Ｍｏ　　　　　　０．３−０．７ Ｗ　　　　　　７．６−８．４ Ｔａ　　　　　　５．８−６．２ ＡＩ　　　　　　５．４５−５．７５ Ｔｉ　　　　　　Ｏ，８−１，２ Ｈｆ　　　　　　Ｏ，０５−０，１５ Ｎｉ　　　残部 の電量割合の組成を有する、ことを特徴とする単結晶鋳
物用ニッケル基合金。 ５　単結晶として鋳造されかつ２３７５　’Ｆ　（１３
０２℃）で３時間溶体化処理され、ついでガスファン急
冷された、特許請求の範囲第４項記載の合金から鋳造さ
れたガスタービンエンジングレード。 ６　２４００’Ｆ　（１３１６℃）の初溶融温度と、２
３５０’Ｆ　（１２８８℃）のガンマプライムソルバス
とを有し、２３フＯ’Ｆ（１３０２℃）で全欠ガンマプ
ライムを静体化する能力がある合金から単結晶として鏑
遺されるガスタービンエンジンに組込むための要素であ
って、 Ｃｏ　　　４．３−４．９ Ｃｒ　　　７．５−８．２ Ｍｏ　　　Ｏ，３−０，７ Ｗ　　　　７．６−８．４ Ｔａ　　　５．８−６．２ ＡＩ　　　　　５．４５−５．７５ Ｔ　ｉ　　　Ｏ，８−１゜２ Ｎｉ　　　残部 上記の重量％割合の元素から本質的になることを特徴と
する前記要素。 ７　鋳造用合金がまた０、０５−０．１５重量％のＨｆ
を含む特許請求の範囲第６項記載の要素。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　酸化性環境において高応力、高温度条件の下で使用
   されるべき製品を単結晶として鋳造するだめのニッケル
   基合金であって、 Ｃｏ　　　　４．６ Ｃｒ　　　　７．８ Ｍｏ　　　、０．５ Ｗ８．Ｏ Ｔａ　　　　６．Ｏ ＡＩ　　　　５．６ Ｔｉ　　　　１．Ｏ Ｈｆ　　　　Ｏ，Ｉ Ｎｉ　　　　　残部 上記の車量％割合の上記の元素からなることを特徴とす
   る７、前記＝　ｙ　ｆ　、ｎ、基合金・２　酸化性環境
   において高応力、高温度条件の下で使用されるべき製品
   を単結晶として鋳造するためのニッケル基合金であって
   、 Ｃｏ　　　４．３−４．９ Ｃｒ　　　７．５−８．２ Ｍｏ　　　０．３−０．７ Ｗ　　　　７．６−８．４ Ｔａ　　　５．８−６．２ ＡＩ　　　５．４５−５．７５ Ｔｉ　　　Ｏ，８−１，２ Ｈｆ　　　Ｏ，０５−０，１５ Ｎｉ　　残部 上記のＭＷ％割合の上記の元素からなることを特徴とす
   る前記ニッケル基合金。 ３　′単結晶として鋳造された、特許請求の範囲第１項
   または第２項記載の合金のタービンエンジンブレード。 ４　４５−５０’Ｆ（２５−２８℃）の熱処理窓と、　
   ２４００″Ｆ（１３１６℃）の初融点と、２３５０−２
   ３７５下（１２８８−１３０２℃）のガンマプライムソ
   ルバスとを有し、２３７５７（１３０２℃）で全−次ガ
   ンマプライムを溶体化する能力があり、ｘ８ｏｏｙ（９
   ８２℃）超過する温度における１０００時間の連続露出
   中有害な板状および／又は針状の特定析出物の析出を起
   こさず、かつ Ｃｏ　　　　　４．３−４．９ Ｃｒ　　　　　７．５−８．２ Ｍｏ　　　　　　０．３−０．７ Ｗ　　　　　　７．６　　８．４ Ｔａ　　　　　５．８−６．２ ＡＩ　　　　　　５．４５−５．７５ Ｔｉ　　　　　０．８−１．２ Ｈｆ　　　　　Ｏ，０５−０，１５ Ｎｉ　　残部 の亘量訪名゛の組板を有する、ことを特徴とする単結晶
   私物ハ」ニッケル基合金。 ５４結晶として鋳造されかつ２３７５　？　（ｔ３ｏｒ
   ｃ）で３時間浴体化処坤され、ついでガスファン急冷さ
   れた、特許請求の範囲第４項記載の合金からζσ４造さ
   れたタービンエンジンブレード。