(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ６．２質量％、Ｔａ６．５質量％、Ｃｒ６．０質量％、Ｗ６．０から６．５質量％、Ｍｏ１．５から２．０質量％、Ｒｅ０から１．５質量％、Ｃｏ７．５質量％、Ｃ最大０．０３質量％、Ｂ最大０．００４質量％および０．６質量％未満のＨｆを含み、残部が、ニッケルおよび不可避不純物からなる超合金組成物であって、高温で超合金微細構造中にトポロジー的稠密（ＴＣＰ）相を形成する傾向に関する該超合金組成物のＴＣＰ数が３よりも大きい超合金組成物の微細構造安定性を改善させる方法において、
前記ＴＣＰ数が少なくとも１低下するまで、前記超合金組成物中のハフニウムの含有量を０．６質量％以上に増大させること
を含む方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は一般に、ニッケル基超合金組成物、物品および方法に関し、より具体的には、高温において単結晶物品として使用される該合金に関し、この超合金組成物は、安定化量（ｓｔａｂｉｌｉｚｉｎｇ  ａｍｏｕｎｔ）のハフニウムを含む。
【背景技術】
【０００２】
高温および過酷な負荷条件下で単結晶物品の形態で使用されるいくつかの高温ニッケル基超合金が開発され、報告されている。このような条件は例えば、航空機で使用される先進のガスタービンエンジンのタービンセクション内に存在する。このような単結晶物品は、これらのタービンセクション内のエーロフォイルとして有用である。
【０００３】
このような高温および過酷な負荷条件下で有用な単結晶物品に対する合金強度の最近の進歩は概して、固溶強化のための高融点元素を用いた合金化、およびガンマプライム相の体積分率の増大によって達成された。残念なことに、高融点元素、すなわちレニウム（Ｒｅ）、タングステン（Ｗ）、タンタル（Ｔａ）およびモリブデン（Ｍｏ）の存在、ならびにガンマプライムの体積分率の増大はともに、合金中に、望ましくない相を析出しやすくする。特に有害なのは、約１８００°Ｆ（９８２℃）よりも高い温度にさらされた後に形成されるトポロジー的稠密（ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａｌｌｙ  ｃｌｏｓｅ  ｐａｃｋｅｄ：ＴＣＰ）相として知られる相である。ＴＣＰ相はもろく、ＴＣＰ相の形成は、所望の合金相から溶質元素を抽出し、それらの元素をもろいＴＣＰ相に集めることにより、合金の固溶強化の潜在性を低減させ、その結果、意図した強度および寿命目標が達成されない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】国際公開第２００９／０３２５７８Ａ号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
したがって、もろいＴＣＰ相を形成する傾向を有する高温超合金内の安定性を助長することが望ましい。さらに、レニウムは高価であり、供給量も限定的であるため、レニウム含量が低いか、またはレニウムを含まない安定した高温超合金を提供することが望ましい。レニウムの代わりに使用される他のガンマ強化高融点元素ＷおよびＭｏは、ＴＣＰ不安定性をより強力に助長するため、このことは特に重要である。さらに、ＷおよびＭｏは、レニウムほどには強力な固溶強化元素ではなく、したがって、より大量に追加する必要がある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記の１つまたは複数の必要性は、応力破断寿命とＴＣＰ相の形成に対する微細構造安定性との改良された組合せを有するニッケル基超合金を提供する例示的な実施形態によって満たすことができる。わずかな量を超える望ましくないＴＣＰ相の形成は、合金の組成および熱履歴の影響を受け、一旦形成されると、合金の破断寿命能力を常に低下させる。
【０００７】
望ましくないＴＣＰ相を形成する傾向を有するニッケル基超合金に対して、ハフニウム（Ｈｆ）が安定化材の働きをすることが発見された。このハフニウム改質（ｈａｆｎｉｕｍ−ｍｏｄｉｆｉｅｄ）超合金は、同等な非改質ニッケル基超合金が同等な条件下でＴＣＰ相を形成する程度ほどにはＴＣＰ相を形成しない。したがって、ＴＣＰ相を形成するこの低い傾向は、高温における微細構造安定性および合金化の柔軟性を増大させる。
【０００８】
本明細書に開示する実施形態は、高温用途向けのＨｆ改質ニッケル基超合金を含む。本明細書に開示する他の実施形態は、高温における改善された微細構造安定性を有するＨｆ改質ニッケル基超合金から形成された単結晶物品を含む。本明細書に開示する他の実施形態は、ＴＣＰ相を形成する傾向を有する合金の微細構造安定性を向上させる方法を提供する。
【０００９】
例示的な一実施形態では、安定化超合金組成物が、タングステン、モリブデンおよび任意選択のレニウムを含む。この超合金組成物は、超合金微細構造中における高温でのトポロジー的稠密（ＴＣＰ）相の形成を、同等な非改質超合金組成物に比べて低減させるのに十分な安定化量のハフニウムによって改質されている。
【００１０】
例示的な一実施形態では、改善された微細構造安定性を示すニッケル基超合金単結晶物品が提供される。この超合金単結晶物品は、ハフニウム改質超合金組成物から形成され、このハフニウム改質超合金組成物は、タングステン、モリブデンおよび任意選択のレニウム、ならびに超合金微細構造中における高温でのトポロジー的稠密（ＴＣＰ）相の形成を、同等な非改質超合金組成物に比べて低減させるのに十分な安定化量のハフニウムを含む。
【００１１】
例示的な一実施形態では、超合金組成物の微細構造安定性を向上させる方法が提供される。この方法は、高温で超合金微細構造中にトポロジー的稠密（ＴＣＰ）相を形成する超合金組成物の傾向を、関連するＴＣＰ数を決定することによって評価することを含む。この方法はさらに、ＴＣＰ数が所定のＴＣＰ数よりも大きい場合に、高温において改善された微細構造安定性を示すハフニウム改質超合金組成物を提供するのに十分な量まで、超合金組成物中のハフニウムの量を増大させることを含む。
【００１２】
本発明とみなされる主題は、本明細書の結論部分に具体的に指摘され、明確に請求されている。しかしながら、本発明は、添付図面に関して書かれた以下の説明を参照することによって、最も良く理解することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】ガスタービンエンジンのタービンブレードなどの構成部品物品の透視図である。
【図２】第２世代超合金に対して正規化した、各種合金の２０００°Ｆ／１８ｋｓｉ応力破断寿命を比較する棒グラフである。
【図３】第２世代超合金に対して正規化した、各種合金の２１００°Ｆ／１０ｋｓｉ応力破断寿命を比較する棒グラフである。
【図４】合金Ａに対する、２１００°Ｆ／１０ｋｓｉでの応力破断試験後の樹枝状晶１次コア領域内のＴＣＰ相の一連の顕微鏡写真である。
【図５】合金Ａ１に対する、２１００°Ｆ／１０ｋｓｉでの応力破断試験後の樹枝状晶１次コア領域内のＴＣＰ相の一連の顕微鏡写真である。
【図６】合金Ｂに対する、２１００°Ｆ／１０ｋｓｉでの応力破断試験後の樹枝状晶１次コア領域内のＴＣＰ相の一連の顕微鏡写真である。
【図７】合金Ｂ１に対する、２１００°Ｆ／１０ｋｓｉでの応力破断試験後の樹枝状晶１次コア領域内のＴＣＰ相の一連の顕微鏡写真である。
【図８】合金Ｃに対する、２１００°Ｆ／１０ｋｓｉでの応力破断試験後の樹枝状晶１次コア領域内のＴＣＰ相の一連の顕微鏡写真である。
【図９】合金Ｃ１に対する、２１００°Ｆ／１０ｋｓｉでの応力破断試験後の樹枝状晶１次コア領域内のＴＣＰ相の一連の顕微鏡写真である。
【図１０】合金Ｄに対する、２１００°Ｆ／１０ｋｓｉでの応力破断試験後の樹枝状晶１次コア領域内のＴＣＰ相の一連の顕微鏡写真である。
【図１１】合金Ｄ１に対する、２１００°Ｆ／１０ｋｓｉでの応力破断試験後の樹枝状晶１次コア領域内のＴＣＰ相の一連の顕微鏡写真である。
【図１２】ＴＣＰ数の変化と破断寿命の増大との間の関係を示す棒グラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
次に図面を参照する。図１は、ガスタービンブレード２０を示す。このガスタービンブレードは、運転中に熱燃焼ガス流が衝突するエーロフォイル２２と、下方へ延びるシャフト２４と、ガスタービンエンジンのガスタービンディスク（図示せず）にガスタービンブレード２０を取り付けるダブテール２６の形態のアタッチメントとを含む。エーロフォイル２２とシャンク２４およびダブテール２６との間のある位置から、プラットホーム２８が外側へ直角に延びている。例示的な一実施形態では、ガスタービンブレード２０が、本明細書に開示する単結晶ニッケル基超合金組成物を含む。
【００１５】
低レニウム（Ｒｅ）レベルを有するこのようなニッケル基超合金組成物を提供することが望ましいことがあるが、本明細書に開示する例示的な実施形態は、そのようにすることに限定されない。例示的な実施形態は、レニウムを約１．５重量％含むことができる。他の例示的な実施形態は、レニウムを最大約６重量％含むことができる。タングステン（Ｗ）、モリブデン（Ｍｏ）などの他の強化合金元素の量を増やして、先進のタービンエンジン動翼合金中の低いＲｅレベルを補うことができる。しかしながら、いくつかのケースでは、高融点元素の量を増やすと、ＴＣＰ相を形成する傾向が大きい合金が得られる。ＴＣＰ相（針状相）が存在すると、高温環境に繰り返しさらされたときに、クリープ寿命が、部品寿命にわたって低下する。特に明示しない限り、本明細書中に示される百分率は全て重量百分率である。
【００１６】
最初に、耐酸化性を向上させるため、比較的に低レベルの０．１５重量％のＨｆを、単結晶超合金に加えた。より高いレベルのハフニウム（Ｈｆ）を追加すると、遮熱コーティングを利用するときに、コーティングされた超合金の耐酸化性および遮熱コーティングの付着が向上することが知られている。本明細書に開示する実施形態が証明するとおり、結晶粒界を強化するために一般に使用される量よりも多量のＨｆをニッケル基超合金に追加すると、ＴＣＰ相の形成が低減することにより、微細構造安定性を向上させることができることが分かった。本明細書に開示する実施形態は、ＴＣＰ抵抗性を助長するＨｆの追加によって改質された超合金組成物を提供する。そのままでは不安定な合金（例えばＴＣＰ数（ＴＣＰ  ｎｕｍｂｅｒ）が約３超の合金）中でのＴＣＰ安定性を増大させると、クリープ破断強度が向上する。
【００１７】
【表１】
0005697454.tif 000002
【００１８】
同等な超合金組成物の４つの実験対Ａ、Ａ１；Ｂ、Ｂ１；Ｃ、Ｃ１およびＤ、Ｄ１を準備し、試験した。表１を参照されたい。各対の一方の組成物は、Ｈｆを０．１５重量％含む（「非改質合金」）。各対の第２の組成物は、Ｈｆを０．６０重量％含む（「Ｈｆ改質合金」）。例えば、非改質合金ＡはＨｆを０．１５重量％含み、Ｈｆ改質合金Ａ１はＨｆを０．６０重量％含む。残りの合金元素は名目上同様であり、残部は、ニッケルおよび不可避不純物である。図２および３に、これらの合金対のクリープ破断データを、第２世代超合金に対して正規化したグラフの形態で示す。２１００°Ｆ／１０ｋｓｉでの応力破断試験後に撮影した、各組成物を具体化する物品の顕微鏡写真を、図４〜１１に示す。
【００１９】
これらの顕微鏡写真に示されているように、２つの非改質合金ＡおよびＣ（Ｈｆ０．１５重量％）は、かなりの量の有害なＴＣＰ相を示した。（それぞれ図４、図８を参照されたい。）ＴＣＰ相の形成は、合金の耐クリープ性に負の影響を与え、ＴＣＰ相の体積分率が大きいほど、劣化はより顕著になることが知られている。ＴＣＰ相は、耐クリープ性を高めるために存在する高融点元素の超合金マトリックスを激減させる、高融点元素に富む針状またはドット（ｄｏｔ）状相（シグマ、ミューまたはｐ）である。
【００２０】
それぞれ図５および９に示すように、Ｈｆ改質合金Ａ１およびＣ１へのより多量のＨｆの追加（Ｈｆ含量約０．６０重量％）は、応力にさらされている間のＴＣＰ相の形成を抑制する。
【００２１】
図２および３に示すように、合金対ＢとＢ１は同様のクリープ破断寿命を有し、合金対ＤとＤ１も同様のクリープ破断寿命を有する。合金Ｂの顕微鏡写真（図６）は、この非改質合金組成物がＴＣＰ相を形成する傾向を持たないことを示している。Ｈｆ改質合金Ｂ１中のより高いＨｆレベルは、ＴＣＰ相の形成にあまり影響を及ぼさない（図７）。図１０〜１１に示すように、合金対ＤおよびＤ１についても同様の結果が得られる。
【００２２】
これらの結果は、Ｈｆの量を増やすと、ＴＣＰ相が形成されることにより不安定となる傾向を有する合金組成物を安定化することができることを示唆している。具体的には、Ｈｆの量を増やすことによって、ＴＣＰ相の形成を助長しうる比較的に高い高融点元素またはＣｒレベルを含む組成物を安定化することができる。
【００２３】
図１２は、かなりの量のＴＣＰを形成する傾向を有する、例えばＴＣＰ数が３超の合金組成物の２０００°Ｆにおける破断寿命に対する、より多量のＨｆを追加することの効果を示す。ＴＣＰ数は、ＴＣＰ相の析出を予測するために利用される、合金組成に基づく分析値である。高いＴＣＰ数は、ＴＣＰ相を形成する傾向を示す。一般に、許容される応力破断寿命のためには、ＴＣＰ数が４以下である必要がある。示されているように、Ｈｆを最大約０．６０重量％追加することによって合金が改質されたときに、高温（＞１８００°Ｆ、９８２℃）におけるクリープ破断寿命の向上が観察される。図１２は、高い高融点元素レベルを有する合金ＡおよびＣ以外の合金組成物を含む、広範囲の合金組成物に基づくため、このより多量のＨｆを追加することの効果は、第３世代型以降の合金に対して可能である。５以上のＴＣＰ数を有する非改質合金（第３世代型合金）に対して、このＨｆ改質は、よりいっそう大きな効果を有する。十分な量のＨｆを追加することによって、不安定合金（ＴＣＰ相を形成する傾向を有する合金）を安定化することができることが示された。本明細書に開示する実施形態は、Ｈｆを最大約０．６０重量％含む。これよりも低いレベルのＨｆの追加でも、所望の安定化効果を得るのには十分である場合があると考えられる。
【００２４】
例示的な一実施形態は、ニッケル基超合金の微細構造安定性を増大させる方法を含む。例示的な一方法では、非改質超合金組成物のＴＣＰ相を形成する傾向を評価する。その非改質超合金組成物がＴＣＰ相を形成する傾向を示す場合、例えばＴＣＰ数が３を超える場合には、安定化量のハフニウムを含めることによって、超合金組成物を改質することができる。例示的な一実施形態では、ハフニウムの安定化量を最大約０．６０重量％とすることができる。他の例示的な実施形態では、ハフニウムの安定化量を０．６０重量％未満とすることができる。いくつかの超合金組成物に対しては、ハフニウムの安定化量を０．６０重量％超とすることができる。ハフニウムの「安定化量」は、同等な非改質超合金組成物と比べたときにＴＣＰ相を形成する傾向がより低い改質超合金組成物を提供することができるハフニウムの量と考えることができる。非改質超合金組成物がＴＣＰ相を形成する傾向は、実験的または分析的方法によって評価することができる。例えば、ある非改質超合金組成物が、ハフニウム含量約０．１５％でＴＣＰ相を形成する傾向を有するとする。同等な改質超合金組成物中のハフニウム含量を約０．６０％に増大させた場合に、ＴＣＰ相を形成する傾向が低下するとする。この増大後のハフニウム含量を、本明細書ではハフニウムの安定化量と呼ぶ。
【００２５】
高融点元素の相分配を変化させるハフニウムと合金元素との相互作用は、Ｈｆ改質ニッケル基超合金の特性を改善する予想外の驚くべき結果を提供する。
【００２６】
本発明をその最良の形態を含めて開示するため、ならびに当業者が本発明を実施し、使用することを可能にするために、本明細書はいくつかの例を使用する。本発明の特許を受けられる範囲は下記の特許請求の範囲によって定義され、この範囲が、当業者が思いつくその他の例を含むことがある。このようなその他の例は、それらが特許請求の範囲の文字表現と異ならない構造要素を有する場合、またはそれらが特許請求の範囲の文字表現との差異が実質的にない等価の構造要素を含む場合に、特許請求の範囲に含まれることが意図されている。
【符号の説明】
【００２７】
２０  ガスタービンブレード
２２  エーロフォイル
２４  シャフトないしシャンク
２６  ダブテール
２８  プラットホーム
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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