JPS59215452A - 相安定炭化物強化形ニツケル基超合金共晶 - Google Patents
相安定炭化物強化形ニツケル基超合金共晶Info
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- JPS59215452A JPS59215452A JP59065290A JP6529084A JPS59215452A JP S59215452 A JPS59215452 A JP S59215452A JP 59065290 A JP59065290 A JP 59065290A JP 6529084 A JP6529084 A JP 6529084A JP S59215452 A JPS59215452 A JP S59215452A
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Classifications
-
- 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
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- 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
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- C30B21/02—Unidirectional solidification of eutectic materials by normal casting or gradient freezing
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- C30B29/52—Alloys
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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
乱ＬＬ乞し１良組
本発明は、本願と同一譲受人の１９８２年９月２２日付
は米国特許出願第４２１６３４号に開示された発明に関
連するものである。 本発明は、一般的には、整列した繊維状の単炭化物共晶
強化相がニッケル基超合金７トリツクス内に埋め込まれ
た複合ミクロ組織を有する製品を形成するように一方向
凝固できるニッケル基超合金に関する。更に具体的には
、本発明は、本質的に相が安定していて、高温応力破壊
強さが改良されていて、一方向凝固の間に表面核発生炭
化物の形成に対する抵抗が大きくなっている単炭化物強
化形ニッケル基超合金共品に関する。 ２、従来技術の説明 大体はＴａＣ強化形である単炭化物強化ニッケル基超合
金共品は、例えば米国時８′［第３９０４４０２号、同
第４２８４４３９号、同第４２９２０７６号に記載され
ており、これらは、主に航空機ガスタービンエンジンの
静翼ヤ動翼の形で一方向凝固型異方性金属体として使用
づ゛るために設計されることが多い。このような航空機
エンジンにお
は米国特許出願第４２１６３４号に開示された発明に関
連するものである。 本発明は、一般的には、整列した繊維状の単炭化物共晶
強化相がニッケル基超合金７トリツクス内に埋め込まれ
た複合ミクロ組織を有する製品を形成するように一方向
凝固できるニッケル基超合金に関する。更に具体的には
、本発明は、本質的に相が安定していて、高温応力破壊
強さが改良されていて、一方向凝固の間に表面核発生炭
化物の形成に対する抵抗が大きくなっている単炭化物強
化形ニッケル基超合金共品に関する。 ２、従来技術の説明 大体はＴａＣ強化形である単炭化物強化ニッケル基超合
金共品は、例えば米国時８′［第３９０４４０２号、同
第４２８４４３９号、同第４２９２０７６号に記載され
ており、これらは、主に航空機ガスタービンエンジンの
静翼ヤ動翼の形で一方向凝固型異方性金属体として使用
づ゛るために設計されることが多い。このような航空機
エンジンにお
【プる作動環境では、例えば、静貿や動翼
が周期的酸化に対する抵抗、高温腐食に対する抵抗、高
温における高強度が要求される。 米国特許第４２８４４３０号、同第４２９２０７６号の
好適な合金を含む多くの単炭化物強化形共晶超合金の好
ましくない特質は、高温に長時間曝した後に、ミクロ組
織の不安定相を生じる傾向があることである。ミクロ組
織の不安定相は、例えばＭｅ Ｃ相ヤσ相の小板状また
は球状析出物であり、これらは超合金マトリックスの元
素、■要なものはタングステンとモリブデンと、タンタ
ル炭化物ｕＡＨまたはウィスカとの間の反応で生じる。 この析出相が好ましくないと考えられる理由は、析出相
が強化元素のマトリックスを激減させて強度を落とすお
それがあることと、析出相が小板状の形態構造において
早期に割れを生じるおそれのある場所であることと、析
出相に含まれるアルミニウムの量が低くて耐火金属の■
が多いために早期に酸化を生じるおそれのある場所だか
らである。 このような共晶超合金の他の望ましくない特徴は、特に
中空の空冷翼型（エアフォイル）鋳物の形では、どっし
りした表面核発生型炭化物の存在である。このような超
合金では、これらの炭化物が全鋳物表面に基本的には連
続づる膜を形成し、鋳物の中に典型的には約６ミル（１
５０ミクロン）の深さにまで延びる。モールドやコアの
壁にｃｔ５４プるこのような炭化物の核発生は、一方向
凝固の間に、進みつつある凝固成長先端の前にある液体
の中に生じる。表面（核発生型）炭化物のディメンショ
ンは、液体中の温度勾配、成長く凝固）速度による。な
ぜなら、これらの炭化物は、進ｌυで行く凝固成長先端
が炭化物中に得られる全ての液体を消費するまで成長し
続けるからである。表面核発生型炭化物が好ましくない
のは、これらの炭化物により強度が落ちることである。 プなわら、薄壁の中空翼型部分では、こ塾らの炭化物に
よって、荷重負荷面積が４０％も少なくなることがある
。 更に、これらの炭化物は、割れの核発生の場として作用
することがあり、疲れ寿命や応力破壊割れに対する抵抗
に有害な影響を及ばず。一般には、このような表面（核
発生型）炭化物は、鋳物を航空機ガスタービスエンジン
における最終的使用に適したものにするために、高価な
機械加工プロセスによって除去しな（ブればならない。 米国特許第４２８４４３０号および同第４２９２０７６
号の合金は、多聞の表面核発生型炭化物を日常的に形成
しやすいのであるが、米国特許第３９０４４０２号のよ
うな他の合金はそうではない。これらの合金には極めて
多くの組成上の相違がある。これらの合金の中で大幅に
量が変動する元素はＴａ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ及びＯｒである
。例えば、米国特許第４２８４４３０号および同第４２
９２０７６号の合金は、ＭＯと多量のＴａを含み、■を
含まないが、米国特許第３９０４４０２号の合金はＶを
含むが、ｌ−ａの量は少なく、ＭＯを含まない。更に、
ＴｉＣとＮｂＣで強化された共晶合金も、多聞の表面核
発生型炭化物を形成しやづい。 従って、前述の共晶超合金は金属技術分野の著しい発展
の代表となるが、更に改良の余地がある。 特に好ましいのは、相安定で、表面核発生型炭化物の形
成に対し高い抵抗を有すると共に充分な横断延性と周期
的酸化抵抗と、高温腐食抵抗と、高温強度と、応力破壊
強さとを有し、厳しい環境、特に航空機ガスタービンエ
ンジンにみられるような環境への使用を可能と覆るよう
な共晶超合金であろう。 １」匹」彰 本発明では、木質的に相安定で、約１９００下の改善さ
れた高温強度と高応力破壊強度と表面核発生炭化物の形
成に対づる改善された抵抗を有Ｊ−る車脚化物強化形共
晶超合金が得られる。これらの新規な超合金によれば、
ニッケル基超合金マトリックスと該マトリックスの中に
埋め込められ、整列された繊維車代化物共晶強化相とか
らなるミクロ組織の一方向凝固異方体製品を開発するこ
とができる。考えられる主な製品は、航空機ガスタービ
ンエンジンに使用Ｊる静翼や動翼である。本発明の新規
な超合金は、例えば、周期的酸化や高温腐食に対づる抵
抗、高温強度のような性質を有する。これらの性質は、
航空機ガスタービンエンジンにみられるような厳しい雰
囲気で作動づ゛る製品に必要どされる。 本発明の超合金は、米国特許第４２９２０７６号の合金
に比較して、Ｔ ａをＮｂに部分的に置換したものとし
て理解できる。したがって、本発明の超合金の破壊強さ
は、絶対的な基準で、米国特許第４２９２０７６号のも
のに等しいか、それより高いのであって、Ｔａ、に比較
してＮｂの原子量が低いから、特定基準では、当該特許
のものより大きい、づなわち強度／重量の比が大きい。 広くは、本発明の超合金は基本的には、タンタルと；ニ
オブ（コロンビウム）と：炭素と；そしてクロム、アル
ミニウム、コバルト、タングステン、モリブデン、レニ
ウム、バナジウム、ハフニウムおよびジルコニウムから
なる群より選ばれた１つ以上の元素と：約０．０５％以
下の不純物含有量より多いホウ素と；および残部のニッ
ケルと不可避的不純物とからなり、重■％で次に示され
る制限を受ける。 ａ）３．４≦Σ（Ｍｏ＋Ｗ）≦１０．４ 及Ｕｂ）１
≦（Ｎｂ／Ｔａ）≦４．５ 同様に、本発明においては、高温応力破壊強さと表面核
発生型炭化物の形成に対づる抵抗を改善した一方向凝固
形異方体複合体の製品が得られる。 この製品は、（ａ）ニッケル基超合金７１〜リツクスと
、（ｂ）該マトリックス内に埋め込まれた整列した繊維
状半炭化共晶強化相からなり、当該製品は、基本的に、
タンタルと：ニオブと：炭素ど；クロム、アルミニウム
、コバルト、タングステン、モリブデン、レニウム、バ
ナジウム、ハフニウムおよびジルコニウムからなる群よ
り選ばれた１つ以上の元素と：約０．０５％以下の不純
物より多いホウ素と；残部の基本的にニッケルと不可避
的不純物とからなり、重量％で、（ｉ）３．４≦Σ（Ｍ
。 」−Ｗ）≦１０．４、および（ｉｉ）ｉ≦（Ｎｂ／Ｔａ
）≦４．５の両式の条件が課せられている、本質的に相
安定な合金である。 −１１の１ な１明 第１表（原子％を使用している）および第２表（重量％
を使用している）に表示された合金は、軸方向（縦方向
）の性質を測定するために、溶解後、１／２インチ（１
，３ｃｍ ）径の棒または７／８インチ（２，２ｃｍ
）径の棒になるように１／４インチ／時間（０，６３ｃ
ｍ／時間）の速度で一方向凝固（ＤＳ）された。また、
合金の一部は、軸からずれた方向（横断方向）の性質を
測定する試料を作るために、厚ざ３／１０インチ（０，
８ｃｍ ）Ｘ幅１１／２インチ（３，８ｃｍ ） ｘ長
さ４インチ（１０，２ｃｍ ）のスラブの形に前記と同
じ速度で一方向凝固した。試料番号Ｒｅｒ１の合金は、
米国特許第４２９２０７６号の最も好適な合金に対応し
、試料番号Ｒｅｆ２の合金は、ルネ（Ｒｅｎｅ −）
１２５として高温ガスタービンエンジン月料の技術分野
の当業者には周知の合金に対応する。 なお、第１表と第２表においてｃｂはＮｂと同意義であ
る。 （この頁以下余白） ミクロ組織の特徴と繊維の整列を評価できるようにする
ために、一方向凝固を行ったままのインゴットの縦方向
の線条を研摩した。一般的には、第１表の合金によって
作られたインゴットは、車脚化物強化形ニッケル基超合
金共晶に典型な整列された繊維ミクｒ＋組織を有する。 本明細書に使用されている用語、例えば［選別（５ｏｒ
ｔ−ｏｕｔ ）区域の長さ」、［一方向凝固インゴット
と相対づる］、は第１図に説明されている。 表面炭化物の存在の定性的観察は、第１表の合金のイン
ボッ１〜の金属組織学的研究によって行われた。インゴ
ットの調整は、表面を清浄にし、炭化物の存在を際立た
せるために、塩酸と過酸化水素の水溶流で、鋳造のまま
のインゴットを腐食して行った。測定は、低出力双眼顕
微鏡と定規を使って行った。一般に、選別（５ｏｒｔ
−ｏｕｔ ）区域の真上のインゴットの表面は、密な接
触関係で、炭化物によってほぼ完全に覆われた。成る一
連（シリーズンの測定では、表面炭化物が終った、すな
わち実質的に零になったところで凝固した率（ｇｔ）が
決定された。他の一連（シリーズ）の測定では、高密度
炭化物母集団が終わるところく隣接炭化物間の約１１１
１１１１の空間）のｇｔが測定され、また、低密度炭化
物母集団が終わるところく隣接炭化物間の約５ｎ＋ｍよ
り長い空間）のｇｔが測定された。表面炭化物密度の金
属組織学的研究は、第３表に示されている。 第２図は、第３表のデータの一部のグラフで、形成され
た表面炭化物の端で凝固したｆｌｇｔ）が、当該合金内
に含まれるニオブどタンタルの原子％の比に対して画か
れている。第３表と第２図のデータから、凝固したイン
ゴットのｆｆ１（１／２インチ対７／８インチ）の相違
に現在のところ起因する炭化物母集団への寸法影響があ
ることが理解できる。 （この頁以下余白） 応力破壊試験用の試料ブランクは、最終の機械加工及び
試験の前に熱処理された。“′Ｅ″及び゛Ｆ′″シリー
ズの合金に関しては、ｌｌ Ａ ！ｌ熱処理が使用され
た。即ち１２７０℃で２時間の溶体化処理、次ぎにヘリ
ウムによる急冷、次いで１０８０℃、１６時間の最初の
時効処理、次にヘリウムによる急冷、そして９００℃１
６時間の第２の時効処理、その次にヘリウムによる急冷
である。 ＩＩ ＣＢ Ｉ＋合金シリーズについては、１１ Ｂ
Ｏ熱処理を行った。即ち、Ａ １１熱処理の内、第１の
時効処理を４時間で行い、第２の時効処理を省略した。 １１ Ａ Ｉ＋熱処理と“′Ｂ″熱処理は、本質的には
、等価であるということ、即ち第２の時効処理の省略と
１０８０℃の時効の短縮が、なんら合金の応力破壊性質
を変えるものでないということが別の手段で決定されて
いる。 応力破壊試験を行う条件及びその結果のデータを第４表
に示す。第３表に、２１００ °Ｆ、１７Ｋｓｉ／空気
の条件に対する第４表のデータをモリブデンとタングス
テンの合金含有量の関数とじて示す。 応力破壊強さにお（ブる著しい改善が、２１００下の高
い試験温度で観察された。１８００’Ｆにｄ５（プる応
力破壊強さにもとずいて、２１００下で観察された高温
応力破壊性質にお（プる改善が、約１９００下に下がる
まで続くと考えられる。２０００ ’Ｆ にり高い温度
で試験され、１００時間以上より長い寿命を持つ色々な
応ツノ破壊試験片が、長軸に平行にゲージ長さに沿って
切断され、相の安定性に関し金属組織学的に試験されｌ
Ｃ０相安定性のデータも第３表に示されている。且つ第
３図に応力破壊のデータをまとめである。第３表では、
ミクロ組織不安程度″゛軽度″は、少量の小板状または
、球状の相の析出を意味づ−る。この相は、人体１部の
粒界（即し全部の粒界ではない）にあるγ−月包物中の
ＭｏＣやσであると人体考えられる。 対照的に“重度″の析出の場合には、小板状の析出物の
一般的でかつ均質の析出があった。これは、試料中に大
部分がＭｅ Ｃでいくらかのσを含むということがＲｅ
ｆ’１の合金に関Ｊる測定から決定された。 （この頁以下余白） 縦方向（成長）軸に対し横断方向の延性は、スラブ状イ
ンゴットから切り取った試料の横断方向引張り試験によ
って評価した。横断方向引張り試験の結果は第５表に示
され−Ｃいる。合金Ｒｅｆｌの場合におけるように、合
金ＦＳ、ＦＴ、ＥＫの横断延性が良いのは、ホウ素の存
在に起因し、約０．１重量％までは、同様に、本発明の
合金にとって有効であると考えられる。同じ理由で、ハ
フニウムとジルコニウムも、約１．０重量％までは、本
発明の合金に任意に含有さぜることができる。 （この頁以下余白） 匿 ７ 築 ミ ミ ζマ 畷 −の 〇 ト 周期的酸化と高温腐食試験が、実験合金ＦＳ。 ＦＴのビン状試料に実施されたが、その結果は、第４図
と第５図に各々図示されている。非常に良い環境抵抗を
有すると一般に認められている合金であるルネ１２５の
ビンが、実験合金と比較のために同時に試験された。酸
化試験では、ビンを空気中で１１００℃まで加熱し、５
０分保持し、静止した周囲空気の中で１０分間冷却し、
再び１１００℃に加熱することを周期的に行った。この
ような１１００℃での周期的酸化試験は、航空機ガスタ
ービンエンジンでの使用のために設甜された合金の酸化
抵抗の表示手段として、静的（一定温度）酸化試験より
も信頼性があると決定された。 一般に、周期的酸化試験の結果は、静的酸化試験の結果
と相関がありえない。高温腐食試験は、８７０℃で１０
分間、次にｉ ｏｏｏ℃で１０分間、そして室温で１０
分間のサイクルでビンを処理して行われた。２４時間毎
に、Ｎａ２ｓＯ＋の水溶液が、試料の表面に約１０ｍｐ
／ｃｍ２のＮａ２８０４を塗布するために試料に噴霧さ
れた。 第２図には、ニオブの原子％とタンタルの原子％の比が
約１，５〜５の範囲内に維持されている場合に表面炭化
物の形成が最小となることが示されている。重量％で表
わした場合は、前記範囲は約１〜約４．５になる。ここ
で、タングステンとモリブデンの含有量は、Ｎｂ／Ｔａ
重聞比を最大にしたり最小にするために極限値に設定さ
れる。 づ−なりち、３．５重量％に等しいタングステンと零重
量％のモリブデンがＮｂ／Ｔａ比を最小にする。 第３図では、２本の垂直点線が引かれている。 約２．２５原子％の（ｌｙｌｏ＋Ｗ）のところの垂直線
が、Ｙ［容範囲の応力破壊強さをもたらＪため本発明の
合金に存在しなければならない最小のくＭｏ 十Ｗ ）
を示す。約３．５原子％の（Ｍｏ十Ｗ）のところの垂直
線が、ミクロ組織の不安定相の形成に関し許容できない
傾向を生じることなしに本発明の合金中に存在しうる最
大の（ＭＯ＋Ｗ）を示す。これらの限界は、重量％で示
ずと、各々約３．４と１０．４である。 第３図の合計（ＭＯ＋Ｗ）の範囲の最小値と最大値を原
子％から重量％に変える前に、最小値−（２，２５原子
％） ｄ５よび最大値（３，５原子％）に対応する各元
素の原子％の最小値と最大値が各々求められた。例えば
、最大値に関しては、モリブデンが零で、タングステン
が３．５に設定された。また（ニオブ＋タンタル）と炭
素の量が、最小の選別（ｓｏｒｔ−ｏｕｔ）区域を有す
る合金を代表するレベルであるが、マトリックスの選別
区域（ｓｏｒｔ−ｏｕ ｔ）のレベルより低いレベルに
下げられた。にオブ＋タンタル）の和尚で、Ｎｂ ／Ｔ
ａの比が、第２図によって許される範囲で最大にされた
。 前述の２つの範囲に基づいて、高温応力破壊強さが
改善され、表面核発生炭化物に対する抵抗が改善され、
一方向凝固形異方体製品中にニッケル基超合金マトリッ
クスと該マトリックス内に埋め込められた整列繊維車脚
化物共晶強化相からなるミクロ組織を発達させることの
できる新しい実質的に相安定の共晶超合金が、基本的に
は、タンタルと：ニオブと；炭素とニクロム、アルミニ
ウム、コバルト、タングステン、モリブデン、レニウム
、バナジウム、ハフニウムおよびジルコニウムからなる
群より選ばれる１つ以上の元素と：約０．０５％以下の
不純物より多いホウ素と；残部の基本的にはニッケルと
不可避的不純物とからなり、重量％で、（ａ ） ３
．４≦Σ（ＭＯ＋Ｗ ） ≦１０．４Ｊ３よび（ｂ）１
≦（Ｎｂ ／−１−ａ ） ＜ ４．５の制限を受ける
超合金として定性できる。 前述の２つの範囲と、第３図の垂直点線の境界内にあっ
て、空気中で２１００’Ｆ、１７ＫＳｉの条件で約１１
０時間より長い破壊寿命を有し、しかも不都合な表面炭
化物の形成傾向が無い合金の合金元素の範囲とを７考慮
し、そして前記合金元素の範囲に対Ｊる妥当な商業的溶
解許容誤差〈づなわち、Ｇｏ 、Ｃｒ 、Ｍｕ 、ＡＭ
、Ｎｉｌに対しては± ０．２重量％、Ｗ、Ｒｅ 、Ｖ
ｔ、Ｊｄしｔは± ０．３重量％、Ｔａに対しては±０
．４重量％、Ｃに対しては±０．０８重量％、そしてＢ
に対しては±０．００５重量％）を適用すると、本発明
の新規な共晶超合金は、更に、基本的には、重量で、３
．８〜４．２コバルト、３．８〜４．６％クロム、１．
４〜２．９％モリブデン、２．２〜４．９％タングステ
ン、６．４〜７．５％レニウム、５．４〜６．１％アル
ミニウム、θ〜１．４％バナジウム、２，７〜６．０％
ニオブ、０．８〜４．１％タンタル、０．１７〜０．７
５％炭素、約０．０５％以下の不純物より多いホウ素、
残部の基本的にはニッケルおよび不可避的不純物からな
り、重量％で、（ａ ） ３．６＜Σ（Ｍｏ＋Ｗ＞＜
１．６および（ｂ ） １ ＜ （Ｎｂ ／Ｔａ ）
＜ ４．５（７）制限を受ケルものとして特定できる
。 本発明の超合金に対する前述の説明に到達したところで
、溶解許容誤差で広がった範囲は、更にＶ、Ｎｂ 、Ｔ
ａ 、Ｃの元素に対し広げられ、一旦一方向凝固された
インゴットを選別区域（ｓｏｒｔ−ｏｕｔ ）の直上で
切断し、再び一方向凝固し／ｊ場合得られる期成物を含
められる。同様に、合金ＦＳ、ＦＴ、ＦＸの合金元素の
範囲を考慮し、溶解許容誤差と広がった範囲を■、Ｎｉ
ｌ、Ｔａ、Ｃの元素に適用すると、本発明の新規な超合
金は、更に、基本的には、重量で３．８〜４．２％コバ
ルトと、３．８〜４．３％クロムと、１．８〜２．９％
−しリブデンと、３．１〜４．８％タングステンと、６
．４〜１．１％レニウムと、５．４〜５．８％アルミニ
ウムと、２．７〜６．０％ニオブと、０．８〜４．１％
タンタルと、０．１７〜０．７５％炭素と、０．００１
〜０．０５％ホウ素と、残部の基本的にはニッケルと不
可避的不純物からなるものとして特徴づけられる。 本発明の実施態様を次に示づ。 （１ン高温応力破壊強さが改善され、表面核発生痩化物
に対する抵抗が改善され、一方向凝固形異方体製品中に
ニッケル基超合金マトリックスと該マトリックス内に埋
め込められた整列繊維車脚化物共晶強化相からなるミク
ロ組織を発達させることのできる実質的に相安定の合金
であって、基本的には、タンタルと：ニオブと：炭素と
ニクロム、アルミニウム、コバルト、タングステン、モ
リブデン、レニウム、バナジウム、ハフニウムおよびジ
ルコニウムからなる群より選ばれる１つ以上の元素と：
約０．０５％以下の不純物より多いホウ素と：残部の基
本的にはニッケルと不可避的不純物とがらなり、ａｍ％
で、（ａ）３．４≦Σ（Ｍｏ ＋Ｗ＞≦１０．４および
（ｂ）１≦（Ｎｂ ／Ｔａ ） ｓ ４．５の制限を受
番プる実質的に相安定な合金。 （２）高温応力破壊強さが改善され、表面核発生炭化物
に対する抵抗が改善され、一方向凝固形異方体製品中に
ニッケル基超合金７１−リックスと該マトリックス内に
埋め込められた整列ｗ４帷単車脚物共品強化相からなる
ミクロ組織を発達させることのできる実質的に相安定の
合金であって、基本的には、重量で、３．８〜４．２％
コバルト、３．８〜４．６％クロム、１．４〜２．９％
モリブデン、２．２〜４．９％タングステン、６．４〜
７．５％レニウム、５．４〜６．１％アルミニウム、０
〜１．４％バナジウム、２．７〜６．０％ニオブ、０．
８〜４．１％タンタル、０．１７〜０．７５％炭素、約
０．０５％以下の不純物より多いホウ素、残部の基本的
にはニッケルおよび不可避的不純物からなり、重量％で
、（ａ）３．１３≦Σ＜Ｍｏ−トＷ）≦７．８および（
ｂ）１≦（Ｎｂ ／Ｔａ）≦４．５の制限を受ける実質
的に相安定な合金。 （３）第２項に記載の合金において、基本的には、重量
で、３．８〜４．２％コバルト、３．８〜４．３％クロ
ム、１．８〜２．９％モリブデン、３．１〜４．８％タ
ングステン、６．４〜７．１％レニウム、５．４〜５．
８％アルミニウム、２．１〜６．０％ニオブ、０．８〜
４．１％タンタル、０．１７〜０．７５％炭素、約０．
００１〜０．０５％のホウ素、残部の基本的にはニッケ
ルおよび不可避的不純物からなる合金。 （４）第２項に記載の合金において、基本的には、重量
で３．８〜４．２％コバル１〜と、３．８〜４．２％ク
ロムと、２．２〜２．６％モリブデンと、４．２〜４．
８％タングステンと、６．４〜７．０％レニウムと、５
．４〜５．８％アルミニウムと、４．２〜４．８％ニオ
ブと、２．６〜３．４％タンタルと、０．３７〜０．５
３％炭素と、０．００１〜０．０２％ホウ素と、残部の
基本的にはニッケルど不可避的不純物からなる合金。 （５）第２項に記載の合金に１１５いて、基本的には、
重量で３．８〜４．２％コバル１へど、３．９〜４．３
％クロムと、２．５〜２．９％モリブデンと、３．１〜
３．７％タングステンと、６．５〜７．１％レニウムと
、５．４〜５．８％アルミニウムと、４．２〜４．８％
ニオブと、２．６〜３．４％タンタルと、０．３７〜０
．５３％炭素と、ｏ、ｏｏｉ〜０．０２％ホウ素と、残
部の基本的にはニッケルと不可避的不純物からなる合金
。 （６）第２項に記載の合金において、基本的には、重量
で、３．８〜４．２％コバルトと、３．８〜４．２％ク
ロムと、１．８〜２．２％モリブデンと、４．２〜４．
８％タングステンと、６．５〜７．１％レニウムと、５
．４〜５，８％アルミニウムと、４．２〜４．８％ニオ
ブと、２．６〜３．４％タンタルと、０．３７〜０．５
３％炭素と、約ｏ、ｏｏｉ〜０．０２％ホウ素と、残部
の基本的にはニッケルと不可避的不純物からなる合金。 （７）高温応力破壊強さと表面核発生型炭化物の形成に
対する抵抗を改善した一方向凝固形異方性複合製品であ
って、（ａ）ニッケル基超合金マトリックスと、（ｂ）
該マトリックス内に埋め込まれた整列した繊維状用炭化
共晶強化相からなり、基本的に、タンタルと：ニオブと
；炭素と；クロム、アルミニウム、コバルト、タングス
テン、モリブデン、レニウム、バナジウム、ハフニウム
およびジルコニウムからなる群より選ばれた１つ以上の
元素と：約０．０５％以下の不純物Ｊζり多いホウ素と
；残部の基本的にニッケルと不可避的不純物とからなり
、重量％で、（ｉ）３．４≦Σ（Ｍ Ｏ＋Ｗ ）≦１０
．４、Ｊ３よび（ｉｉ）１≦（Ｎｂ／Ｔａ）≦４．５の
両式の条件が課せられている、一方向計固形異方性複合
製品。 （８）高温応力破壊強さと表面核発生型炭化物の形成に
対する抵抗を改善した一方向凝固形異方性複合金属製品
であって、（ａ）ニッケル基超合金マトリックスと、（
ｂ）該マトリックス内に埋め込まれた整列した繊維状車
脚化共晶強化相からなり、基本的には、重量で、３．８
〜４．２％コバル１〜．３．８〜４．６％クロム、１．
４〜２．９％モリブデン、２．２〜４．９％タングステ
ン、６．４〜１．５％レニウム、；】、４〜６．１％ア
ルミニウム、Ｏ〜１．４％バナジウム、２．７〜６．０
％ニオブ、０．８〜４．１％タンタル、０．１７〜０．
７５％炭素、約０．０５％以下の不純物より多いホウ素
と、残部の基本的にニッケルと不可避的不純物とからな
り、重量％で、（ｉ）３．６≦Σ（Ｍ Ｏ＋Ｗ ）≦７
．８、および（ｉｉ）１≦（Ｎｂ／Ｔａ）≦４．５の両
式の条件が課せられている、一方向凝固形異方性複合金
属製品。 （９）第８項に記載の一方向凝固形異方性複合金属製品
において、基本的には、重量で３．４〜４．２％コバル
トと、３．８〜４．３％クロムと、１．８〜２．９％モ
リブデンと、３．１〜４．８％タングステンと、６．４
〜７．１％レニウムと、５．４〜５．８％アルミニウム
と、２．７〜Ｇ、０％ニオブと、０．８〜４．１％タン
タルと、０．１１〜０．７５％炭素と、ｏ、ｏｏｉ〜０
．０５％ホウ素と、残部の基本的にはニッケルと不可避
的不純物からなる製品。 （１０）第８項に記載の一方向凝固形異方性複合金属製
品において、基本的には、重量で３．８〜４．２％コバ
ル１〜と、３．８〜４．２％クロムと、２．２〜２．６
％モリブデンと、４．２〜４．８％タングステンと、６
．４〜７．０％レニウムと、５．４〜５．８％アルミニ
ウムと、４．２〜４．８％ニオブと、２．６〜３．４％
タンタルと、０．３７〜０．５３％炭素と、０．００１
〜０．０５％ホウ素と、残部の基本的にはニッケルと不
可避的不純物からなる製品。 （１１）第８項に記載の一方向凝固形異方性複合金属製
品に４３いて、基本的には、重量で３．８〜４．２％コ
バルトと、３．９〜４．３％クロムと、２．５〜２．９
％モリブデンと、３．１〜３６７％タングステンと、６
．５〜７．１％レニウムと、５．４〜５．８％アルミニ
ウムと、４．２〜４．８％ニオブと、２．６〜３．４％
タンタルと、０．３７〜０．５３％炭素と、ｏ、ｏｏｉ
〜０．０２％ホウ素と、残部の基本的に（よニッケルと
不可避的不純物からなる製品。 （１２）第８項に記載の一方向凝固形異方性複合金属製
品において、基本的には、重量で３．８〜４．２％＝】
バルトと、３．８〜４．２％クロムと、１．８〜２．２
％モリブデンと、４．２〜４．８％タングステンと、６
．５〜７．１％レニウムと、５．４〜５．８％アルミニ
ウムと、４．２〜４．８％ニオブと、２．６〜３．４％
タンタルと、０．３７〜０．５３％炭素と、０．００１
〜０．０２％ホウ素と、残部の基本的にはニッケルと不
可避的不純物からなる製品。
が周期的酸化に対する抵抗、高温腐食に対する抵抗、高
温における高強度が要求される。 米国特許第４２８４４３０号、同第４２９２０７６号の
好適な合金を含む多くの単炭化物強化形共晶超合金の好
ましくない特質は、高温に長時間曝した後に、ミクロ組
織の不安定相を生じる傾向があることである。ミクロ組
織の不安定相は、例えばＭｅ Ｃ相ヤσ相の小板状また
は球状析出物であり、これらは超合金マトリックスの元
素、■要なものはタングステンとモリブデンと、タンタ
ル炭化物ｕＡＨまたはウィスカとの間の反応で生じる。 この析出相が好ましくないと考えられる理由は、析出相
が強化元素のマトリックスを激減させて強度を落とすお
それがあることと、析出相が小板状の形態構造において
早期に割れを生じるおそれのある場所であることと、析
出相に含まれるアルミニウムの量が低くて耐火金属の■
が多いために早期に酸化を生じるおそれのある場所だか
らである。 このような共晶超合金の他の望ましくない特徴は、特に
中空の空冷翼型（エアフォイル）鋳物の形では、どっし
りした表面核発生型炭化物の存在である。このような超
合金では、これらの炭化物が全鋳物表面に基本的には連
続づる膜を形成し、鋳物の中に典型的には約６ミル（１
５０ミクロン）の深さにまで延びる。モールドやコアの
壁にｃｔ５４プるこのような炭化物の核発生は、一方向
凝固の間に、進みつつある凝固成長先端の前にある液体
の中に生じる。表面（核発生型）炭化物のディメンショ
ンは、液体中の温度勾配、成長く凝固）速度による。な
ぜなら、これらの炭化物は、進ｌυで行く凝固成長先端
が炭化物中に得られる全ての液体を消費するまで成長し
続けるからである。表面核発生型炭化物が好ましくない
のは、これらの炭化物により強度が落ちることである。 プなわら、薄壁の中空翼型部分では、こ塾らの炭化物に
よって、荷重負荷面積が４０％も少なくなることがある
。 更に、これらの炭化物は、割れの核発生の場として作用
することがあり、疲れ寿命や応力破壊割れに対する抵抗
に有害な影響を及ばず。一般には、このような表面（核
発生型）炭化物は、鋳物を航空機ガスタービスエンジン
における最終的使用に適したものにするために、高価な
機械加工プロセスによって除去しな（ブればならない。 米国特許第４２８４４３０号および同第４２９２０７６
号の合金は、多聞の表面核発生型炭化物を日常的に形成
しやすいのであるが、米国特許第３９０４４０２号のよ
うな他の合金はそうではない。これらの合金には極めて
多くの組成上の相違がある。これらの合金の中で大幅に
量が変動する元素はＴａ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ及びＯｒである
。例えば、米国特許第４２８４４３０号および同第４２
９２０７６号の合金は、ＭＯと多量のＴａを含み、■を
含まないが、米国特許第３９０４４０２号の合金はＶを
含むが、ｌ−ａの量は少なく、ＭＯを含まない。更に、
ＴｉＣとＮｂＣで強化された共晶合金も、多聞の表面核
発生型炭化物を形成しやづい。 従って、前述の共晶超合金は金属技術分野の著しい発展
の代表となるが、更に改良の余地がある。 特に好ましいのは、相安定で、表面核発生型炭化物の形
成に対し高い抵抗を有すると共に充分な横断延性と周期
的酸化抵抗と、高温腐食抵抗と、高温強度と、応力破壊
強さとを有し、厳しい環境、特に航空機ガスタービンエ
ンジンにみられるような環境への使用を可能と覆るよう
な共晶超合金であろう。 １」匹」彰 本発明では、木質的に相安定で、約１９００下の改善さ
れた高温強度と高応力破壊強度と表面核発生炭化物の形
成に対づる改善された抵抗を有Ｊ−る車脚化物強化形共
晶超合金が得られる。これらの新規な超合金によれば、
ニッケル基超合金マトリックスと該マトリックスの中に
埋め込められ、整列された繊維車代化物共晶強化相とか
らなるミクロ組織の一方向凝固異方体製品を開発するこ
とができる。考えられる主な製品は、航空機ガスタービ
ンエンジンに使用Ｊる静翼や動翼である。本発明の新規
な超合金は、例えば、周期的酸化や高温腐食に対づる抵
抗、高温強度のような性質を有する。これらの性質は、
航空機ガスタービンエンジンにみられるような厳しい雰
囲気で作動づ゛る製品に必要どされる。 本発明の超合金は、米国特許第４２９２０７６号の合金
に比較して、Ｔ ａをＮｂに部分的に置換したものとし
て理解できる。したがって、本発明の超合金の破壊強さ
は、絶対的な基準で、米国特許第４２９２０７６号のも
のに等しいか、それより高いのであって、Ｔａ、に比較
してＮｂの原子量が低いから、特定基準では、当該特許
のものより大きい、づなわち強度／重量の比が大きい。 広くは、本発明の超合金は基本的には、タンタルと；ニ
オブ（コロンビウム）と：炭素と；そしてクロム、アル
ミニウム、コバルト、タングステン、モリブデン、レニ
ウム、バナジウム、ハフニウムおよびジルコニウムから
なる群より選ばれた１つ以上の元素と：約０．０５％以
下の不純物含有量より多いホウ素と；および残部のニッ
ケルと不可避的不純物とからなり、重■％で次に示され
る制限を受ける。 ａ）３．４≦Σ（Ｍｏ＋Ｗ）≦１０．４ 及Ｕｂ）１
≦（Ｎｂ／Ｔａ）≦４．５ 同様に、本発明においては、高温応力破壊強さと表面核
発生型炭化物の形成に対づる抵抗を改善した一方向凝固
形異方体複合体の製品が得られる。 この製品は、（ａ）ニッケル基超合金７１〜リツクスと
、（ｂ）該マトリックス内に埋め込まれた整列した繊維
状半炭化共晶強化相からなり、当該製品は、基本的に、
タンタルと：ニオブと：炭素ど；クロム、アルミニウム
、コバルト、タングステン、モリブデン、レニウム、バ
ナジウム、ハフニウムおよびジルコニウムからなる群よ
り選ばれた１つ以上の元素と：約０．０５％以下の不純
物より多いホウ素と；残部の基本的にニッケルと不可避
的不純物とからなり、重量％で、（ｉ）３．４≦Σ（Ｍ
。 」−Ｗ）≦１０．４、および（ｉｉ）ｉ≦（Ｎｂ／Ｔａ
）≦４．５の両式の条件が課せられている、本質的に相
安定な合金である。 −１１の１ な１明 第１表（原子％を使用している）および第２表（重量％
を使用している）に表示された合金は、軸方向（縦方向
）の性質を測定するために、溶解後、１／２インチ（１
，３ｃｍ ）径の棒または７／８インチ（２，２ｃｍ
）径の棒になるように１／４インチ／時間（０，６３ｃ
ｍ／時間）の速度で一方向凝固（ＤＳ）された。また、
合金の一部は、軸からずれた方向（横断方向）の性質を
測定する試料を作るために、厚ざ３／１０インチ（０，
８ｃｍ ）Ｘ幅１１／２インチ（３，８ｃｍ ） ｘ長
さ４インチ（１０，２ｃｍ ）のスラブの形に前記と同
じ速度で一方向凝固した。試料番号Ｒｅｒ１の合金は、
米国特許第４２９２０７６号の最も好適な合金に対応し
、試料番号Ｒｅｆ２の合金は、ルネ（Ｒｅｎｅ −）
１２５として高温ガスタービンエンジン月料の技術分野
の当業者には周知の合金に対応する。 なお、第１表と第２表においてｃｂはＮｂと同意義であ
る。 （この頁以下余白） ミクロ組織の特徴と繊維の整列を評価できるようにする
ために、一方向凝固を行ったままのインゴットの縦方向
の線条を研摩した。一般的には、第１表の合金によって
作られたインゴットは、車脚化物強化形ニッケル基超合
金共晶に典型な整列された繊維ミクｒ＋組織を有する。 本明細書に使用されている用語、例えば［選別（５ｏｒ
ｔ−ｏｕｔ ）区域の長さ」、［一方向凝固インゴット
と相対づる］、は第１図に説明されている。 表面炭化物の存在の定性的観察は、第１表の合金のイン
ボッ１〜の金属組織学的研究によって行われた。インゴ
ットの調整は、表面を清浄にし、炭化物の存在を際立た
せるために、塩酸と過酸化水素の水溶流で、鋳造のまま
のインゴットを腐食して行った。測定は、低出力双眼顕
微鏡と定規を使って行った。一般に、選別（５ｏｒｔ
−ｏｕｔ ）区域の真上のインゴットの表面は、密な接
触関係で、炭化物によってほぼ完全に覆われた。成る一
連（シリーズンの測定では、表面炭化物が終った、すな
わち実質的に零になったところで凝固した率（ｇｔ）が
決定された。他の一連（シリーズ）の測定では、高密度
炭化物母集団が終わるところく隣接炭化物間の約１１１
１１１１の空間）のｇｔが測定され、また、低密度炭化
物母集団が終わるところく隣接炭化物間の約５ｎ＋ｍよ
り長い空間）のｇｔが測定された。表面炭化物密度の金
属組織学的研究は、第３表に示されている。 第２図は、第３表のデータの一部のグラフで、形成され
た表面炭化物の端で凝固したｆｌｇｔ）が、当該合金内
に含まれるニオブどタンタルの原子％の比に対して画か
れている。第３表と第２図のデータから、凝固したイン
ゴットのｆｆ１（１／２インチ対７／８インチ）の相違
に現在のところ起因する炭化物母集団への寸法影響があ
ることが理解できる。 （この頁以下余白） 応力破壊試験用の試料ブランクは、最終の機械加工及び
試験の前に熱処理された。“′Ｅ″及び゛Ｆ′″シリー
ズの合金に関しては、ｌｌ Ａ ！ｌ熱処理が使用され
た。即ち１２７０℃で２時間の溶体化処理、次ぎにヘリ
ウムによる急冷、次いで１０８０℃、１６時間の最初の
時効処理、次にヘリウムによる急冷、そして９００℃１
６時間の第２の時効処理、その次にヘリウムによる急冷
である。 ＩＩ ＣＢ Ｉ＋合金シリーズについては、１１ Ｂ
Ｏ熱処理を行った。即ち、Ａ １１熱処理の内、第１の
時効処理を４時間で行い、第２の時効処理を省略した。 １１ Ａ Ｉ＋熱処理と“′Ｂ″熱処理は、本質的には
、等価であるということ、即ち第２の時効処理の省略と
１０８０℃の時効の短縮が、なんら合金の応力破壊性質
を変えるものでないということが別の手段で決定されて
いる。 応力破壊試験を行う条件及びその結果のデータを第４表
に示す。第３表に、２１００ °Ｆ、１７Ｋｓｉ／空気
の条件に対する第４表のデータをモリブデンとタングス
テンの合金含有量の関数とじて示す。 応力破壊強さにお（ブる著しい改善が、２１００下の高
い試験温度で観察された。１８００’Ｆにｄ５（プる応
力破壊強さにもとずいて、２１００下で観察された高温
応力破壊性質にお（プる改善が、約１９００下に下がる
まで続くと考えられる。２０００ ’Ｆ にり高い温度
で試験され、１００時間以上より長い寿命を持つ色々な
応ツノ破壊試験片が、長軸に平行にゲージ長さに沿って
切断され、相の安定性に関し金属組織学的に試験されｌ
Ｃ０相安定性のデータも第３表に示されている。且つ第
３図に応力破壊のデータをまとめである。第３表では、
ミクロ組織不安程度″゛軽度″は、少量の小板状または
、球状の相の析出を意味づ−る。この相は、人体１部の
粒界（即し全部の粒界ではない）にあるγ−月包物中の
ＭｏＣやσであると人体考えられる。 対照的に“重度″の析出の場合には、小板状の析出物の
一般的でかつ均質の析出があった。これは、試料中に大
部分がＭｅ Ｃでいくらかのσを含むということがＲｅ
ｆ’１の合金に関Ｊる測定から決定された。 （この頁以下余白） 縦方向（成長）軸に対し横断方向の延性は、スラブ状イ
ンゴットから切り取った試料の横断方向引張り試験によ
って評価した。横断方向引張り試験の結果は第５表に示
され−Ｃいる。合金Ｒｅｆｌの場合におけるように、合
金ＦＳ、ＦＴ、ＥＫの横断延性が良いのは、ホウ素の存
在に起因し、約０．１重量％までは、同様に、本発明の
合金にとって有効であると考えられる。同じ理由で、ハ
フニウムとジルコニウムも、約１．０重量％までは、本
発明の合金に任意に含有さぜることができる。 （この頁以下余白） 匿 ７ 築 ミ ミ ζマ 畷 −の 〇 ト 周期的酸化と高温腐食試験が、実験合金ＦＳ。 ＦＴのビン状試料に実施されたが、その結果は、第４図
と第５図に各々図示されている。非常に良い環境抵抗を
有すると一般に認められている合金であるルネ１２５の
ビンが、実験合金と比較のために同時に試験された。酸
化試験では、ビンを空気中で１１００℃まで加熱し、５
０分保持し、静止した周囲空気の中で１０分間冷却し、
再び１１００℃に加熱することを周期的に行った。この
ような１１００℃での周期的酸化試験は、航空機ガスタ
ービンエンジンでの使用のために設甜された合金の酸化
抵抗の表示手段として、静的（一定温度）酸化試験より
も信頼性があると決定された。 一般に、周期的酸化試験の結果は、静的酸化試験の結果
と相関がありえない。高温腐食試験は、８７０℃で１０
分間、次にｉ ｏｏｏ℃で１０分間、そして室温で１０
分間のサイクルでビンを処理して行われた。２４時間毎
に、Ｎａ２ｓＯ＋の水溶液が、試料の表面に約１０ｍｐ
／ｃｍ２のＮａ２８０４を塗布するために試料に噴霧さ
れた。 第２図には、ニオブの原子％とタンタルの原子％の比が
約１，５〜５の範囲内に維持されている場合に表面炭化
物の形成が最小となることが示されている。重量％で表
わした場合は、前記範囲は約１〜約４．５になる。ここ
で、タングステンとモリブデンの含有量は、Ｎｂ／Ｔａ
重聞比を最大にしたり最小にするために極限値に設定さ
れる。 づ−なりち、３．５重量％に等しいタングステンと零重
量％のモリブデンがＮｂ／Ｔａ比を最小にする。 第３図では、２本の垂直点線が引かれている。 約２．２５原子％の（ｌｙｌｏ＋Ｗ）のところの垂直線
が、Ｙ［容範囲の応力破壊強さをもたらＪため本発明の
合金に存在しなければならない最小のくＭｏ 十Ｗ ）
を示す。約３．５原子％の（Ｍｏ十Ｗ）のところの垂直
線が、ミクロ組織の不安定相の形成に関し許容できない
傾向を生じることなしに本発明の合金中に存在しうる最
大の（ＭＯ＋Ｗ）を示す。これらの限界は、重量％で示
ずと、各々約３．４と１０．４である。 第３図の合計（ＭＯ＋Ｗ）の範囲の最小値と最大値を原
子％から重量％に変える前に、最小値−（２，２５原子
％） ｄ５よび最大値（３，５原子％）に対応する各元
素の原子％の最小値と最大値が各々求められた。例えば
、最大値に関しては、モリブデンが零で、タングステン
が３．５に設定された。また（ニオブ＋タンタル）と炭
素の量が、最小の選別（ｓｏｒｔ−ｏｕｔ）区域を有す
る合金を代表するレベルであるが、マトリックスの選別
区域（ｓｏｒｔ−ｏｕ ｔ）のレベルより低いレベルに
下げられた。にオブ＋タンタル）の和尚で、Ｎｂ ／Ｔ
ａの比が、第２図によって許される範囲で最大にされた
。 前述の２つの範囲に基づいて、高温応力破壊強さが
改善され、表面核発生炭化物に対する抵抗が改善され、
一方向凝固形異方体製品中にニッケル基超合金マトリッ
クスと該マトリックス内に埋め込められた整列繊維車脚
化物共晶強化相からなるミクロ組織を発達させることの
できる新しい実質的に相安定の共晶超合金が、基本的に
は、タンタルと：ニオブと；炭素とニクロム、アルミニ
ウム、コバルト、タングステン、モリブデン、レニウム
、バナジウム、ハフニウムおよびジルコニウムからなる
群より選ばれる１つ以上の元素と：約０．０５％以下の
不純物より多いホウ素と；残部の基本的にはニッケルと
不可避的不純物とからなり、重量％で、（ａ ） ３
．４≦Σ（ＭＯ＋Ｗ ） ≦１０．４Ｊ３よび（ｂ）１
≦（Ｎｂ ／−１−ａ ） ＜ ４．５の制限を受ける
超合金として定性できる。 前述の２つの範囲と、第３図の垂直点線の境界内にあっ
て、空気中で２１００’Ｆ、１７ＫＳｉの条件で約１１
０時間より長い破壊寿命を有し、しかも不都合な表面炭
化物の形成傾向が無い合金の合金元素の範囲とを７考慮
し、そして前記合金元素の範囲に対Ｊる妥当な商業的溶
解許容誤差〈づなわち、Ｇｏ 、Ｃｒ 、Ｍｕ 、ＡＭ
、Ｎｉｌに対しては± ０．２重量％、Ｗ、Ｒｅ 、Ｖ
ｔ、Ｊｄしｔは± ０．３重量％、Ｔａに対しては±０
．４重量％、Ｃに対しては±０．０８重量％、そしてＢ
に対しては±０．００５重量％）を適用すると、本発明
の新規な共晶超合金は、更に、基本的には、重量で、３
．８〜４．２コバルト、３．８〜４．６％クロム、１．
４〜２．９％モリブデン、２．２〜４．９％タングステ
ン、６．４〜７．５％レニウム、５．４〜６．１％アル
ミニウム、θ〜１．４％バナジウム、２，７〜６．０％
ニオブ、０．８〜４．１％タンタル、０．１７〜０．７
５％炭素、約０．０５％以下の不純物より多いホウ素、
残部の基本的にはニッケルおよび不可避的不純物からな
り、重量％で、（ａ ） ３．６＜Σ（Ｍｏ＋Ｗ＞＜
１．６および（ｂ ） １ ＜ （Ｎｂ ／Ｔａ ）
＜ ４．５（７）制限を受ケルものとして特定できる
。 本発明の超合金に対する前述の説明に到達したところで
、溶解許容誤差で広がった範囲は、更にＶ、Ｎｂ 、Ｔ
ａ 、Ｃの元素に対し広げられ、一旦一方向凝固された
インゴットを選別区域（ｓｏｒｔ−ｏｕｔ ）の直上で
切断し、再び一方向凝固し／ｊ場合得られる期成物を含
められる。同様に、合金ＦＳ、ＦＴ、ＦＸの合金元素の
範囲を考慮し、溶解許容誤差と広がった範囲を■、Ｎｉ
ｌ、Ｔａ、Ｃの元素に適用すると、本発明の新規な超合
金は、更に、基本的には、重量で３．８〜４．２％コバ
ルトと、３．８〜４．３％クロムと、１．８〜２．９％
−しリブデンと、３．１〜４．８％タングステンと、６
．４〜１．１％レニウムと、５．４〜５．８％アルミニ
ウムと、２．７〜６．０％ニオブと、０．８〜４．１％
タンタルと、０．１７〜０．７５％炭素と、０．００１
〜０．０５％ホウ素と、残部の基本的にはニッケルと不
可避的不純物からなるものとして特徴づけられる。 本発明の実施態様を次に示づ。 （１ン高温応力破壊強さが改善され、表面核発生痩化物
に対する抵抗が改善され、一方向凝固形異方体製品中に
ニッケル基超合金マトリックスと該マトリックス内に埋
め込められた整列繊維車脚化物共晶強化相からなるミク
ロ組織を発達させることのできる実質的に相安定の合金
であって、基本的には、タンタルと：ニオブと：炭素と
ニクロム、アルミニウム、コバルト、タングステン、モ
リブデン、レニウム、バナジウム、ハフニウムおよびジ
ルコニウムからなる群より選ばれる１つ以上の元素と：
約０．０５％以下の不純物より多いホウ素と：残部の基
本的にはニッケルと不可避的不純物とがらなり、ａｍ％
で、（ａ）３．４≦Σ（Ｍｏ ＋Ｗ＞≦１０．４および
（ｂ）１≦（Ｎｂ ／Ｔａ ） ｓ ４．５の制限を受
番プる実質的に相安定な合金。 （２）高温応力破壊強さが改善され、表面核発生炭化物
に対する抵抗が改善され、一方向凝固形異方体製品中に
ニッケル基超合金７１−リックスと該マトリックス内に
埋め込められた整列ｗ４帷単車脚物共品強化相からなる
ミクロ組織を発達させることのできる実質的に相安定の
合金であって、基本的には、重量で、３．８〜４．２％
コバルト、３．８〜４．６％クロム、１．４〜２．９％
モリブデン、２．２〜４．９％タングステン、６．４〜
７．５％レニウム、５．４〜６．１％アルミニウム、０
〜１．４％バナジウム、２．７〜６．０％ニオブ、０．
８〜４．１％タンタル、０．１７〜０．７５％炭素、約
０．０５％以下の不純物より多いホウ素、残部の基本的
にはニッケルおよび不可避的不純物からなり、重量％で
、（ａ）３．１３≦Σ＜Ｍｏ−トＷ）≦７．８および（
ｂ）１≦（Ｎｂ ／Ｔａ）≦４．５の制限を受ける実質
的に相安定な合金。 （３）第２項に記載の合金において、基本的には、重量
で、３．８〜４．２％コバルト、３．８〜４．３％クロ
ム、１．８〜２．９％モリブデン、３．１〜４．８％タ
ングステン、６．４〜７．１％レニウム、５．４〜５．
８％アルミニウム、２．１〜６．０％ニオブ、０．８〜
４．１％タンタル、０．１７〜０．７５％炭素、約０．
００１〜０．０５％のホウ素、残部の基本的にはニッケ
ルおよび不可避的不純物からなる合金。 （４）第２項に記載の合金において、基本的には、重量
で３．８〜４．２％コバル１〜と、３．８〜４．２％ク
ロムと、２．２〜２．６％モリブデンと、４．２〜４．
８％タングステンと、６．４〜７．０％レニウムと、５
．４〜５．８％アルミニウムと、４．２〜４．８％ニオ
ブと、２．６〜３．４％タンタルと、０．３７〜０．５
３％炭素と、０．００１〜０．０２％ホウ素と、残部の
基本的にはニッケルど不可避的不純物からなる合金。 （５）第２項に記載の合金に１１５いて、基本的には、
重量で３．８〜４．２％コバル１へど、３．９〜４．３
％クロムと、２．５〜２．９％モリブデンと、３．１〜
３．７％タングステンと、６．５〜７．１％レニウムと
、５．４〜５．８％アルミニウムと、４．２〜４．８％
ニオブと、２．６〜３．４％タンタルと、０．３７〜０
．５３％炭素と、ｏ、ｏｏｉ〜０．０２％ホウ素と、残
部の基本的にはニッケルと不可避的不純物からなる合金
。 （６）第２項に記載の合金において、基本的には、重量
で、３．８〜４．２％コバルトと、３．８〜４．２％ク
ロムと、１．８〜２．２％モリブデンと、４．２〜４．
８％タングステンと、６．５〜７．１％レニウムと、５
．４〜５，８％アルミニウムと、４．２〜４．８％ニオ
ブと、２．６〜３．４％タンタルと、０．３７〜０．５
３％炭素と、約ｏ、ｏｏｉ〜０．０２％ホウ素と、残部
の基本的にはニッケルと不可避的不純物からなる合金。 （７）高温応力破壊強さと表面核発生型炭化物の形成に
対する抵抗を改善した一方向凝固形異方性複合製品であ
って、（ａ）ニッケル基超合金マトリックスと、（ｂ）
該マトリックス内に埋め込まれた整列した繊維状用炭化
共晶強化相からなり、基本的に、タンタルと：ニオブと
；炭素と；クロム、アルミニウム、コバルト、タングス
テン、モリブデン、レニウム、バナジウム、ハフニウム
およびジルコニウムからなる群より選ばれた１つ以上の
元素と：約０．０５％以下の不純物Ｊζり多いホウ素と
；残部の基本的にニッケルと不可避的不純物とからなり
、重量％で、（ｉ）３．４≦Σ（Ｍ Ｏ＋Ｗ ）≦１０
．４、Ｊ３よび（ｉｉ）１≦（Ｎｂ／Ｔａ）≦４．５の
両式の条件が課せられている、一方向計固形異方性複合
製品。 （８）高温応力破壊強さと表面核発生型炭化物の形成に
対する抵抗を改善した一方向凝固形異方性複合金属製品
であって、（ａ）ニッケル基超合金マトリックスと、（
ｂ）該マトリックス内に埋め込まれた整列した繊維状車
脚化共晶強化相からなり、基本的には、重量で、３．８
〜４．２％コバル１〜．３．８〜４．６％クロム、１．
４〜２．９％モリブデン、２．２〜４．９％タングステ
ン、６．４〜１．５％レニウム、；】、４〜６．１％ア
ルミニウム、Ｏ〜１．４％バナジウム、２．７〜６．０
％ニオブ、０．８〜４．１％タンタル、０．１７〜０．
７５％炭素、約０．０５％以下の不純物より多いホウ素
と、残部の基本的にニッケルと不可避的不純物とからな
り、重量％で、（ｉ）３．６≦Σ（Ｍ Ｏ＋Ｗ ）≦７
．８、および（ｉｉ）１≦（Ｎｂ／Ｔａ）≦４．５の両
式の条件が課せられている、一方向凝固形異方性複合金
属製品。 （９）第８項に記載の一方向凝固形異方性複合金属製品
において、基本的には、重量で３．４〜４．２％コバル
トと、３．８〜４．３％クロムと、１．８〜２．９％モ
リブデンと、３．１〜４．８％タングステンと、６．４
〜７．１％レニウムと、５．４〜５．８％アルミニウム
と、２．７〜Ｇ、０％ニオブと、０．８〜４．１％タン
タルと、０．１１〜０．７５％炭素と、ｏ、ｏｏｉ〜０
．０５％ホウ素と、残部の基本的にはニッケルと不可避
的不純物からなる製品。 （１０）第８項に記載の一方向凝固形異方性複合金属製
品において、基本的には、重量で３．８〜４．２％コバ
ル１〜と、３．８〜４．２％クロムと、２．２〜２．６
％モリブデンと、４．２〜４．８％タングステンと、６
．４〜７．０％レニウムと、５．４〜５．８％アルミニ
ウムと、４．２〜４．８％ニオブと、２．６〜３．４％
タンタルと、０．３７〜０．５３％炭素と、０．００１
〜０．０５％ホウ素と、残部の基本的にはニッケルと不
可避的不純物からなる製品。 （１１）第８項に記載の一方向凝固形異方性複合金属製
品に４３いて、基本的には、重量で３．８〜４．２％コ
バルトと、３．９〜４．３％クロムと、２．５〜２．９
％モリブデンと、３．１〜３６７％タングステンと、６
．５〜７．１％レニウムと、５．４〜５．８％アルミニ
ウムと、４．２〜４．８％ニオブと、２．６〜３．４％
タンタルと、０．３７〜０．５３％炭素と、ｏ、ｏｏｉ
〜０．０２％ホウ素と、残部の基本的に（よニッケルと
不可避的不純物からなる製品。 （１２）第８項に記載の一方向凝固形異方性複合金属製
品において、基本的には、重量で３．８〜４．２％＝】
バルトと、３．８〜４．２％クロムと、１．８〜２．２
％モリブデンと、４．２〜４．８％タングステンと、６
．５〜７．１％レニウムと、５．４〜５．８％アルミニ
ウムと、４．２〜４．８％ニオブと、２．６〜３．４％
タンタルと、０．３７〜０．５３％炭素と、０．００１
〜０．０２％ホウ素と、残部の基本的にはニッケルと不
可避的不純物からなる製品。
第１図は、車脚化物強化形超合金共晶の一方向凝固イン
ゴットの図式的縦方向断面図で、このようなインゴット
に関し普通に使用される用語を説明している。 第２図は、表面炭化物が終わるところで凝固した率をニ
オブ対タンタルの原子％の比に対して表わしたグラフで
ある。図中、Ｏは表面炭化物が終わるところく１／２イ
ンチ径の棒）で、口は高密度炭化物母集団が終わるとこ
ろ（１／２インヂ径の棒）で、△は高密度炭化物母集団
が終わるところ（７／８インチ径の捧）である。 第３図は、空気中、２１００’ Ｆ、 １７Ｋｓｉの条
件で試験した試料の応力破壊寿命をモリブデンとタング
ステンの原子％の合計に対しＣ表わしたグラフである。 図中で、ミクロＩＩ織の不安定度を′示す符号は、口は
無し、転は軽度、コは中庸、廁は重瓜、Ｏは未決定、頁
は前述の符号に高表面炭化物密度を重ねたものである。 第４図は、周期的酸化に対づる合金ＦＳ、、ＦＴと合金
Ｒｅｆ２の抵抗を示すグラフである。図中で、ＯはＲｅ
ｆ２合金、△はＦＳ合金、口はＦ Ｔ合金である。 第５図は、合金ＦＳ、Ｆ Ｔおよび合金１でｅ［２の周
期的高温腐食抵抗を示Ｊグラフである。図中、△は合金
ＦＳ、口は合金Ｆ丁、○は合金Ｒｅｆ２′Ｃある。 特許出願人復代理人 弁理士（８４０８） 鴨 １） 朝 ｊＭ第１頁の続
き ０発 明 者 チャールス・アンドリュウ・ブルフ アメリカ合衆国オハイオ州シン シナチ・フラートン・ドライブ ８９５ ＠発明者 ファン・ヌエン・ディン アメリカ合衆国アルシナ用チャ ンドラ・ウェスト・マクネア・ ストリート６４１ 手続補正書く自発） 昭和５９年５り／！日 特許庁長官 若 杉 和 夫 殿 １、事件の表示 昭和５９年特許願第６５２９０号 ２、発明の名称 相安定炭化物強化形ニッケル基超合金共晶３、補正をす
る者 事件との関係 特許出願人 住所（居所） アメリカ合衆国 １２３０５ ニュー
ヨーク州スケネクタデイ リバーロード １番 氏名（名称） ゼネラル エレクトリック カンパニイ
代表者 サムソン へルフゴット４、復代理人 住 所 〒１０５東京都港区虎ノ門１丁目２番３
号虎ノ門第−ビル５階 （発送日 昭和 年 月 日）６、補正の対象 （１）図面 ７、補正の内容 〈１） 図面の浄書（内容に変更なし）８、添付書類
の目録 （１）図面 １通
ゴットの図式的縦方向断面図で、このようなインゴット
に関し普通に使用される用語を説明している。 第２図は、表面炭化物が終わるところで凝固した率をニ
オブ対タンタルの原子％の比に対して表わしたグラフで
ある。図中、Ｏは表面炭化物が終わるところく１／２イ
ンチ径の棒）で、口は高密度炭化物母集団が終わるとこ
ろ（１／２インヂ径の棒）で、△は高密度炭化物母集団
が終わるところ（７／８インチ径の捧）である。 第３図は、空気中、２１００’ Ｆ、 １７Ｋｓｉの条
件で試験した試料の応力破壊寿命をモリブデンとタング
ステンの原子％の合計に対しＣ表わしたグラフである。 図中で、ミクロＩＩ織の不安定度を′示す符号は、口は
無し、転は軽度、コは中庸、廁は重瓜、Ｏは未決定、頁
は前述の符号に高表面炭化物密度を重ねたものである。 第４図は、周期的酸化に対づる合金ＦＳ、、ＦＴと合金
Ｒｅｆ２の抵抗を示すグラフである。図中で、ＯはＲｅ
ｆ２合金、△はＦＳ合金、口はＦ Ｔ合金である。 第５図は、合金ＦＳ、Ｆ Ｔおよび合金１でｅ［２の周
期的高温腐食抵抗を示Ｊグラフである。図中、△は合金
ＦＳ、口は合金Ｆ丁、○は合金Ｒｅｆ２′Ｃある。 特許出願人復代理人 弁理士（８４０８） 鴨 １） 朝 ｊＭ第１頁の続
き ０発 明 者 チャールス・アンドリュウ・ブルフ アメリカ合衆国オハイオ州シン シナチ・フラートン・ドライブ ８９５ ＠発明者 ファン・ヌエン・ディン アメリカ合衆国アルシナ用チャ ンドラ・ウェスト・マクネア・ ストリート６４１ 手続補正書く自発） 昭和５９年５り／！日 特許庁長官 若 杉 和 夫 殿 １、事件の表示 昭和５９年特許願第６５２９０号 ２、発明の名称 相安定炭化物強化形ニッケル基超合金共晶３、補正をす
る者 事件との関係 特許出願人 住所（居所） アメリカ合衆国 １２３０５ ニュー
ヨーク州スケネクタデイ リバーロード １番 氏名（名称） ゼネラル エレクトリック カンパニイ
代表者 サムソン へルフゴット４、復代理人 住 所 〒１０５東京都港区虎ノ門１丁目２番３
号虎ノ門第−ビル５階 （発送日 昭和 年 月 日）６、補正の対象 （１）図面 ７、補正の内容 〈１） 図面の浄書（内容に変更なし）８、添付書類
の目録 （１）図面 １通
Claims (11)
- （１）高温応力破壊強さが改善され、表面核発生ｔｊＪ
化物に対づる抵抗が改善され、一方向凝固形異方体製品
中にニッケル基超合金７１〜リツクスと該７１〜リツク
ス内に埋め込められた整列繊維単炭化物共品強化相から
なるミク１」組織を発達さけることのできる実質的に相
安定の合金であって、基本的には、タンタルど；二Ａブ
と；炭素ど；り１」ム、アＪレミニウム、二１パル１へ
、タングステン、モリブデン、１ノニウム、バナジウム
、ハフニラｌ＼およびジルコニウムからなる群より選ば
れる１つ以上の元素ど；約０．０５％以下の不純物より
多いホウ素と残部の基本的にはニッケルと不可避的不純
物とからなり、ｍＦ１％で、（ａ ） ３．４≦Σ（
Ｍｏ＋Ｗ）≦ＩＯ，４Ｊ５よび（ｂ）１≦（Ｎ ｂ ／
Ｔａ ） ＜ ４．５の制限を受りる実質的に相安定
な合金。 - （２）高温応力破壊強さが改善され、表面核発生炭化物
に３４りる抵抗が改善され、−ｊｊ向凝固形異ブｊ１本
製品中にニラクル基超合金マＩ−リックスと該マ１〜リ
ックス内に埋め込められた整列織帷単炭化物共品強化相
からなるミクロ組織を発達させることのできる実質的に
相安定の合金であつＣ，基本的には、中ｍひ、３．８〜
４．２％コハル１−１３．８へ・４．６％り］］ム、１
．４〜２．９％モリブデン、２．２−、４．９％タング
ステン、６．４〜７，５％レニウム、５．４〜６．１％
アルミニウム、０〜１．４％バナジウム、２．７〜６．
０％ニオブ、０．８〜４．１％タンタル、０．１７〜０
．７５％炭素、約０．０５％以下の不純物より多いホウ
素、残部の基本的にはニッケルＪ３よび不可避的不純物
からなり、小［ｆｉ％で、（ａ ） ３．６≦Σ（Ｍ
ｏ ＋Ｗ）≦ ７．８および（１）＞１≦（Ｎ［ｌ ／
１−ａ）≦４．５の制限を受（プる実質的（７ニ相安定
な合金。 - （３）特許請求の範囲第２項に記載の合金にＪ３い（、
基本的には、重ｈ１で、３．８〜４．２％二１パル１〜
．３．８〜４．３％り１］ム、１．８〜２．９％七リす
ア゛ン、３．１〜４．８％タングスデン１，６．４〜７
．１％レニウム、５．４〜５．８％アルミニウム、２．
１〜６．０％ニオブ、０．８〜４．１％タンタル、０．
１７〜０．７５％炭素、約０．００１〜０．０５％のホ
ウ素、残部の基本的にはニッケルおよび不可避的不純物
からなる合金。 - （４）特許請求の範囲第２項に記載の合金において、基
本的には、重量で３．８〜４．２％コバルトと、３．８
〜４．２％クロムと、２．２〜２．６％モリブデンと、
４．２〜４．８％タングステンと、６．４〜１．０％レ
ニウムと、５．４〜５．８％アルミニウムと、４．２〜
４．８％ニオブと、２．６〜３．４％タンタルと、０．
３７〜０，５３％炭素と、０．００１〜０．０２％ホウ
素と、残部の基本的にはニッケルと不可避的不純物から
なる合金。 - （５）特許請求の範囲第２項に記載の合金において、基
本的には、Ｎ量で３．８〜４．２％コバルトと、３．９
〜４．３％クロムと、２．５〜２．９％モリブデンと、
３．１〜３．７％タングステンと、６．５〜７．１％レ
ニウムと、５．４〜５．８％アルミニウムと、４．２〜
４．８％ニオブと、２．６〜３６４％タンタルと、０．
３７〜０．５３％炭素と、０．００１〜０．０２％ホウ
素と、残部の基本的にはニッケルと不可避的不純物から
なる合金。 - （６）特許請求の範囲第２項に記載の合金において、基
本的には、重量で、３．８〜４，２％」バルトと、３．
８〜４．２％クロムと、１．８〜２．２％モリブデンと
、４．２〜４．８％タングステンと、６．５〜１．１％
レニウムと、５．４〜５．８％アルミニウムと、４．２
〜４．８％ニオブと、２．６〜３．４％タンタルと、０
．３７〜０．５３％炭素と、約ｏ、ｏｏｉ〜０．０２％
ホウ素と、残部の基本的にはニッケルと不可避的不純物
からなる合金。 - （７）高温応力破壊強さと表面核発生型炭化物の形成に
対する抵抗を改善した一方向凝固形異方性複合製品であ
って、（ａ）ニッケル基超合金７１〜リツクスと、（ｂ
＞該マトリックス内に埋め込まれた整列した繊維状半炭
化共晶強化相からなり、基本的に、タンタルと；ニオブ
と：炭素と；クロム、アルミニウム、コバル１〜、タン
グステン、モリブデン、レニウム、バナジウム、ハフニ
ウムＪ５よびジルコニウムからなる群より選ばれた１つ
以上の元素と７１０．０５％以下の不Ｉ！！物より多い
ホウ素と；残部の基本的にニッケルと不可避的不純物と
からなり、重量％で、（ｉ）３．４≦Σ（ＭＯ＋Ｗ）≦
１０．４、および（ｉｉ）１≦（Ｎｂ／Ｔａ）≦４．５
の両式の条件が課せられている、一方向凝固形異方性複
合製品。 - （８）高温応力破壊強さと表面核発生型炭化物の形成に
対する抵抗を改善した一方向凝固形異方性複合金属製品
であって、（ａ）ニッケル基超合金マトリックスと、（
ｂ）該マトリックス内に埋め込まれた整列した繊維状半
炭化共晶強化相からなり、基本的には、重量で、３．８
〜４．２％コバルト、３．８〜４．６％クロム、１．４
〜２．９％モリブデン、２．２〜４．９％タングステン
、６．４〜７．５％レニウム、５．４〜６．１％アルミ
ニウム、０〜１．４％バナジウム、２．７〜６．０％ニ
オブ、０．８〜４．１％タンタル、０．１７〜０．７５
％炭素、約０．０５％以下の不純物より多いホウ素と、
残部の基本的にニッケルと不可避的不純物とからなり、
重量％で、（ｉ）３．６≦Σ（ＭＯ＋Ｗ＞≦７．８、お
よび（ｉ ｉ）１≦（Ｎｂ／Ｔａ）≦４．５の両式の条
件が課せられている、一方向凝固形異方性複合金属製品
。 - （９）特許請求の範囲第８項に記載の一方向凝固形異方
性複合金属製品において、基本的には、重量で３．４〜
４．２％コバルトと、３．８〜４．３％クロムと、１．
８〜２．９％モリブデンと、３．１〜４．８％タングス
テンと、６．４〜１．１％レニウムと、５．４〜５．８
％アルミニウムと、２．７〜６．０％ニオブと、０．８
〜４．１％タンタルと、０．１７〜０．７５％炭素と、
０．００１〜０．０５％ホウ素と、残部の基本的にはニ
ッケルと不可避的不純物からなる製品。 - （１０）特許請求の範囲第８項に記載の一方向凝固形異
方性複合金属製品において、基本的には、重積で３．８
〜４．２％コバルトと、３，８〜４．２％クロムと、２
．２〜２．６％モリブデンと、４．２〜４．８％タング
ステンと、６．４〜７．０％レニウムと、５．４〜５．
８％アルミニウムと、４．２〜４．８％ニオブと、２．
６〜３．４％タンタルと、０．３７〜０．５３％炭素と
、ｏ、ｏｏｉ〜０．０５％ホウ素と、残部の基本的には
ニッケルと不可避的不純物からなる製品。 - （１１）特許請求の範囲第８項に記載の一方向凝固形異
方性複合金属製品において、基本的には、重量で３．８
〜４．２％コバルトと、３．９〜４．３％クロムと、２
．５〜２．９％モリブデンと、３．１〜３．１％タング
ステンと、６．５〜１．１％レニウムと、５．４〜５．
８％アルミニウムと、４．２〜４．８％ニオブと、２．
６〜３．４％タンタルと、０．３１〜０．５３％灰素と
、ｏ、ｏｏｉ〜０．０２％ホウ素と、残部の基本的には
ニッケルと不可避的不純物からなる製品。 （＠特許請求の範囲第８項に記載の一方向凝固形異方性
複合金属製品において、基本的には、重量で３．８〜４
．２％コバルトと、３．８〜４．２％クロムと、１．８
〜２．２％モリブデンと、４．２〜４．８％タングステ
ンと、６．５〜７．１％レニウムと、５．４〜５．８％
アルミニウムと、４．２〜４．８％ニオブと、２．６〜
３．４％タンタルと、０．３７〜０．５３％炭素と、ｏ
、ｏｏｉ〜０．０２％ホウ素と、残部の基本的にはニッ
ケルと不可避的不純物からなる製品。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/481,617 US4522664A (en) | 1983-04-04 | 1983-04-04 | Phase stable carbide reinforced nickel-base superalloy eutectics having improved high temperature stress-rupture strength and improved resistance to surface carbide formation |
| US481617 | 1983-04-04 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59215452A true JPS59215452A (ja) | 1984-12-05 |
Family
ID=23912683
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59065290A Pending JPS59215452A (ja) | 1983-04-04 | 1984-04-03 | 相安定炭化物強化形ニツケル基超合金共晶 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4522664A (ja) |
| JP (1) | JPS59215452A (ja) |
| DE (1) | DE3412458A1 (ja) |
| FR (1) | FR2543577A1 (ja) |
| GB (1) | GB2141736B (ja) |
| IT (1) | IT1175464B (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011032582A (ja) * | 2009-07-29 | 2011-02-17 | Nuovo Pignone Spa | ニッケル基超合金、前記超合金製の機械部品、前記部品を備えるターボ機械、および関連する方法 |
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| JPS5896845A (ja) * | 1981-11-27 | 1983-06-09 | ユナイテツド・テクノロジ−ズ・コ−ポレイシヨン | ニツケル基超合金シ−ト及びその製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| US3904402A (en) * | 1973-06-01 | 1975-09-09 | Gen Electric | Composite eutectic alloy and article |
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| US4119458A (en) * | 1977-11-14 | 1978-10-10 | General Electric Company | Method of forming a superalloy |
| US4292076A (en) * | 1979-04-27 | 1981-09-29 | General Electric Company | Transverse ductile fiber reinforced eutectic nickel-base superalloys |
| US4284430A (en) * | 1979-04-27 | 1981-08-18 | General Electric Company | Cyclic oxidation resistant transverse ductile fiber reinforced eutectic nickel-base superalloys |
-
1983
- 1983-04-04 US US06/481,617 patent/US4522664A/en not_active Expired - Lifetime
-
1984
- 1984-04-03 IT IT20365/84A patent/IT1175464B/it active
- 1984-04-03 JP JP59065290A patent/JPS59215452A/ja active Pending
- 1984-04-03 FR FR8405215A patent/FR2543577A1/fr not_active Withdrawn
- 1984-04-03 DE DE19843412458 patent/DE3412458A1/de not_active Ceased
- 1984-04-04 GB GB08408639A patent/GB2141736B/en not_active Expired
Patent Citations (2)
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| JP2011032582A (ja) * | 2009-07-29 | 2011-02-17 | Nuovo Pignone Spa | ニッケル基超合金、前記超合金製の機械部品、前記部品を備えるターボ機械、および関連する方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| IT1175464B (it) | 1987-07-01 |
| GB2141736B (en) | 1986-11-12 |
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| US4522664A (en) | 1985-06-11 |
| GB2141736A (en) | 1985-01-03 |
| GB8408639D0 (en) | 1984-05-16 |
| DE3412458A1 (de) | 1984-10-04 |
| IT8420365A0 (it) | 1984-04-03 |
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