(57)【要約】  本発明は、レニウムを含み、γ−γ’Ｎｉ相を有し、平均クロム質量分率が０．０８未満である、単結晶ニッケル基超合金から作製された基板、基板を覆うニッケル基金属超合金から作製された副層を含み、副層が、少なくともアルミニウム、ニッケル、クロム、ケイ素、ハフニウムを含み、体積が主にγ’−Ｎｉ３Ａｌ相で占められることを特徴とする、タービン構成部品に関する。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
レニウムを含み、γ−γ’Ｎｉ相を有し、平均クロム質量分率が０．０８未満である、単結晶ニッケル基超合金の基板（２）；
前記基板（２）を覆うニッケル基金属超合金副層（３）
を含み、
前記金属超合金副層（３）が、少なくともアルミニウム、ニッケル、クロム、ケイ素、ハフニウムを含み、体積が主にγ’−Ｎｉ３Ａｌ相で占められる
ことを特徴とする、タービン構成部品（１）。
【請求項２】
前記副層（３）がγ−Ｎｉ相も有する、請求項１に記載の構成部品。
【請求項３】
前記基板（２）の平均レニウム質量分率が０．０４より大きい、請求項１又は２に記載の構成部品。
【請求項４】
前記副層（３）の平均白金質量分率が０．０５未満である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の構成部品。
【請求項５】
前記副層（３）の平均アルミニウム質量分率が０．０６〜０．２５である、請求項１〜４のいずれか一項に記載の構成部品。
【請求項６】
前記副層（３）の平均クロム質量分率が０．０７〜０．２０である、請求項１〜５のいずれか一項に記載の構成部品。
【請求項７】
前記副層（３）の平均ハフニウム質量分率が５％未満である、請求項１〜６のいずれか一項に記載の構成部品。
【請求項８】
前記副層（３）の平均ケイ素質量分率が５％未満である、請求項１〜７のいずれか一項に記載の構成部品。
【請求項９】
前記副層（３）が、コバルト、モリブデン、タングステン、チタン、タンタルから選択される少なくとも１種の元素をさらに含む、、請求項１〜８のいずれか一項に記載の構成部品。
【請求項１０】
前記副層（３）を覆う酸化アルミニウム保護層（４）を含む、請求項１〜９のいずれか一項に記載の構成部品。
【請求項１１】
前記保護層（４）を覆う断熱セラミック層（９）を含む、請求項１０に記載の構成部品。
【請求項１２】
前記副層（３）の厚さが５μｍ〜５０μｍである、請求項１〜１１の一項に記載の構成部品。
【請求項１３】
タービン構成部品（１）を製造するための方法であって、体積が主にγ’−Ｎｉ３Ａｌ相で占められ、任意選択的にγ−Ｎｉ相を有するニッケル基超合金の副層（３）を、レニウムを含み、γ−γ’Ｎｉ相を有するニッケル基超合金の基板（２）上に真空蒸着するステップを含む、方法。
【請求項１４】
前記蒸着が、物理気相成長、溶射、ジュール蒸発、パルスレーザーアブレーション及びスパッタリングから選択される方法によって行われる、請求項１３に記載の方法。
【請求項１５】
前記副層（３）が、様々な金属材料の標的を同時噴霧及び／又は同時蒸発することによって蒸着される、請求項１３又は１４に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば、航空技術において使用される、タービン翼又はノズルベーンなどのタービン部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
ターボジェットエンジンでは、燃焼室から発生する排気ガスは１２００℃、さらには１６００℃を上回る高温に達する場合がある。したがって、例えば、タービン翼などのこれらの排気ガスと接触するターボジェットエンジンの部品は、このような高温においてそれらの機械的特性を維持できなければならない。
【０００３】
この目的のために、ターボジェットエンジンの特定の部品を「超合金」で製造することが知られている。超合金は、それらの融点に比較的近い温度（典型的にはそれらの溶融温度の０．７〜０．８倍）において機能できる、高強度金属合金の部類である。
【０００４】
これらの超合金の耐熱性を増大させるため、及びこれらの酸化及び腐食を防止するために、熱障壁として作用する被覆剤で超合金を被覆することが知られている。
【０００５】
図１は、タービン構成部品１、例えば、タービン翼６又はノズルベーンの断面の概略図を示す。構成部品１は、熱障壁１０で被覆された単結晶金属超合金２で作製された基板２を含む。
【０００６】
熱障壁１０は、典型的には、金属副層、保護層及び断熱層からなる。金属副層は金属超合金基板を覆う。金属副層自体は、金属副層の酸化によって形成される保護層で覆われる。保護層は、超合金基板の腐食及び／又は酸化を防止する。断熱層は保護層を覆う。断熱層は、セラミック、例えばイットリア化ジルコニアで作製されてもよい。
【０００７】
金属副層は、超合金基板の表面と保護層との間に結合をもたらす。金属副層は、「ボンドコート」と称されることもある。
【０００８】
副層は、単一のニッケルアルミナイドβ−ＮｉＡｌ又は修飾白金β−ＮｉＡｌＰｔから作製されてもよい。副層の平均アルミニウム質量分率（０．３５〜０．４５）は、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）の保護層のみを形成して、超合金基板の酸化及び腐食を防止するのに十分である。
【０００９】
しかし、構成部品が高温に供されると、超合金基板と金属副層の間のニッケル、特にアルミニウムの濃度の差によって、種々の元素の拡散、特に基板から金属副層へのニッケルの拡散、及び金属副層から超合金へのアルミニウムの拡散が生じる。この現象は「相互拡散」と呼ばれる。
【００１０】
相互拡散は、副層と接触する基板の一部分において、一次及び二次反応域（ＳＲＺ）の形成をもたらし得る。
【００１１】
図２は、基板２に重なる副層３の断面の顕微鏡写真を示す。顕微鏡写真は、構成部品が、構成部品１の温度動作条件をシミュレートするための一連の熱サイクルに供される前に撮影された。基板２はレニウムに富む、すなわち、レニウムの平均質量分率が０．０４より大きい。レニウムを超合金の組成物に使用して、超合金部品の耐クリープ性を増大させることが知られている。また、基板がレニウムに富む場合には、平均クロム質量分率が低い、すなわち０．０８未満である超合金を使用して、構造体の耐酸化性及び耐食性を増大させることが知られている。典型的に、基板２はγ−γ’Ｎｉ相を有する。基板３は、β−ＮｉＡｌＰｔ型のものである。基板は、副層３に直接覆われる基板２の一部に、一次相互拡散域５を有する。基板２はまた、一次相互拡散域５が直接重なる二次相互拡散域６を有する。図２に示される二次相互拡散域の厚さは、およそ３５μｍ、より一般的には２０〜５０μｍである。
【００１２】
図３は、基板２に重なる副層３の断面の顕微鏡写真である。顕微鏡写真は、上記の一連の熱サイクルに供された後の副層３及び基板２を示す。副層３は基板２を覆う。基板２は、一次相互拡散域５及び二次相互拡散域６を有する。図３の白色セグメントに表されるように、二次相互拡散域の厚さは局所的に１００μｍより大きくてもよく、１５０μｍまで厚くしてもよい。
【００１３】
レニウムを含有する低クロム超合金をβ−ＮｉＡｌＰｔ型の副層と組み合わせると、二次反応域が形成される。構成部品１を、例えば１０００℃を上回る高温条件に供することによって二次反応域が形成されると、基板２にクラック８及び／又は高い機械的応力が生じ、それによって超合金の機械的特性（クリープ、疲労）が著しく劣化する。
【００１４】
したがって、超合金基板と副層の間の相互拡散は、超合金部品の寿命に悪影響を及ぼし得る。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
（発明の要旨）
本発明の目的は、超合金タービン構成部品の酸化及び腐食を効率的に防止するとともに、使用時のその寿命を、公知の構成部品と比較して向上させるための解決法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
この目的は、本発明において、レニウムを含み、γ−γ’Ｎｉ相を有し、平均クロム質量分率が０．０８未満である、単結晶ニッケル基超合金で作製された基板、基板を覆うニッケル基金属超合金副層を含み、金属超合金副層が、少なくともアルミニウム、ニッケル、クロム、ケイ素、ハフニウムを含み、体積が主にγ’−Ｎｉ３Ａｌ相で占められることを特徴とする、タービン構成部品によって達成される。
【００１７】
金属副層は基板の構造に近い同素構造を有するため、二次反応域の形成が防止される及び／又は制限される。したがって、例えば、１０００℃を上回る高温条件に供される構成部品の基板におけるクラックの形成及び酸化アルミニウムの保護層の剥離が制限されるか、又は防止される。
【００１８】
さらに、金属副層は、主にバルクγ’−Ｎｉ３Ａｌ相で占められる一方でアルミニウムを含むため、金属副層が酸化されて、加工条件下においては、公知の金属副層を使用するよりも長時間にわたって保護アルミニウム層を形成することができる。
【００１９】
さらに、タービン構成部品は、以下の特徴を有してもよい：
・副層が、γ−Ｎｉ相も有する；
・基板の平均レニウム質量分率が０．０４より大きい；
・副層の平均白金質量分率が０〜０．０５である；
・副層の平均アルミニウム質量分率が０．０６〜０．２５である；
・副層の平均クロム質量分率が０．０７〜０．２０である；
・副層の平均ハフニウム質量分率が５％未満である；
・副層の平均ケイ素質量分率が５％未満である；
・副層が、コバルト、モリブデン、タングステン、チタン及びタンタルから選択される少なくとも１種の元素をさらに含む；
・酸化アルミニウムの保護層が、副層を覆う；
・断熱セラミック層が、保護層を覆う；
・副層の厚さが５μｍ〜５０μｍである。
【００２０】
本発明はさらに、タービン構成部品を製造するための方法であって、体積が主にγ’−Ｎｉ３Ａｌ相で占められ、任意選択的にγ−Ｎｉ相を有する、ニッケル基超合金の副層を、レニウムを含み、γ−γ’Ｎｉ相を有する、ニッケル基超合金基板に真空蒸着するステップを含む、方法に関する。
【００２１】
蒸着は、物理気相成長、溶射（例えば、高速酸素燃料、すなわちＨＶＯＦシステムによる）、ジュール蒸発、パルスレーザーアブレーション及びスパッタリングから選択される方法によって行われてもよい。
【００２２】
副層は、異なる金属材料の標的を同時噴霧及び／又は同時蒸発することによって蒸着されてもよい。
【００２３】
他の特色及び利点が、単なる例示であり非限定的な、また添付の図面とともに読むべきである以下の説明においてさらに強調される。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】タービン構成部品、例えば、タービン翼又はノズルベーンの断面の概略図である。
【図２】基板に重なる副層の断面の顕微鏡写真を示す図である。
【図３】基板に重なる副層３の断面の顕微鏡写真を示す図である。
【図４】本発明の実施形態によるタービン構成部品の基板を覆う、熱障壁の断面の概略図である。定義  「超合金」という用語は、酸化、腐食、クリープ及び高温高圧でのサイクル（特に機械的又は熱的）応力に非常に良好な耐性を持つ複合合金を指す。超合金は、それらの融点に比較的近い温度（典型的にはそれらの溶融温度の０．７〜０．８倍）において機能できる高強度合金の部類を構成するため、航空技術、例えば、タービン翼に使用される構成部品の製造において特に用途を有する。
【００２５】
超合金は、マトリックスを形成する第一の相（「γ相」と呼ぶ）と、マトリックス中で硬化する析出物を形成する第二の相（「γ’相」と呼ぶ）からなる２相微細構造を有してもよい。
【００２６】
超合金の「基」は、マトリックスの主要な金属成分である。多くの場合、超合金は鉄、コバルト又はニッケルを基として含むが、チタン又はアルミニウムを基として含むこともある。
【００２７】
「ニッケル基超合金」は、耐酸化性、耐高温破壊性及び重量の間の良好な妥協点をもたらすという利点を有するため、ターボジェットエンジンの最も熱くなる構成部品に使用されることは妥当である。
【００２８】
ニッケル基超合金は、任意選択的に、α置換の固溶体に添加物（Ｃｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ）を含有する、オーステナイト系面心立方γ−Ｎｉ型のγ相（又はマトリックス）と、γ’−Ｎｉ３Ｘ型（Ｘ＝Ａｌ、Ｔｉ又はＴａである）のγ’相（又は析出物）からなる。γ’相は、面心立方構造から派生した、マトリックスと整合する、すなわちそれに非常に近い原子格子を有する、規則化したＬ１２構造を有する。
【００２９】
その規則正しい特徴に起因して、γ’相は、機械的耐性が、約８００℃まで温度とともに増大するという顕著な特性を有する。γ相とγ’相の間の非常に強力な整合性は、ニッケル基超合金の非常に高い熱時機械的強度を付与し、この強度自体は、比γ／γ’及び硬化する析出物の大きさに依存する。
【００３０】
本発明のすべての実施形態において、超合金は、レニウムに富む、すなわち超合金の平均レニウム質量分率は０．０４より大きいため、超合金構成部品の耐クリープ性を、レニウム不含超合金で作製された構成部品と比較して増大させることが可能である。また、本発明のすべての実施形態において、超合金はクロム含有量が低い、すなわち平均クロム質量分率が０．０８未満、優先的には０．０５未満であるため、超合金にレニウムが存在する場合に、構造体の耐酸化性が増大する。
【００３１】
したがって、ニッケル基超合金は、一般的に、７００℃までは高く、８００℃を超えると急激に機械的強度が低下する。
【００３２】
「質量分率」という用語は、元素又は元素群の質量の、総質量に対する比を意味する。
【発明を実施するための形態】
【００３３】
図４は、本発明の実施形態による、タービン構成部品１の基板２を覆う、熱障壁１０の断面の概略図を示す。
【００３４】
図４に示される要素は、独立して、図１に示されるタービン翼６、ノズルベーン、又はタービンの任意の他の要素、部品若しくは構成部品の要素を表してもよい。
【００３５】
基板２は、ニッケル基超合金から形成される。基板２のレニウムの平均質量分率は０．０４より大きい、優先的には０．０４５〜０．０５５である。優先的には、基板のクロムの平均質量分率は低い、すなわち０．０８未満、好ましくは０．０５未満である。
【００３６】
熱障壁１０は、金属副層３、保護層４及び断熱層９からなる。
【００３７】
基板２は、金属副層３で覆われる。金属副層３は、保護層４で覆われる。保護層４は、断熱層９で覆われる。
【００３８】
金属副層３を、基板２の構造に近い同素構造で蒸着することにより、二次反応域の形成が防止される。特に、蒸着した副層３は、基板同様にγ相及びγ’相を有する。
【００３９】
副層３はアルミノ形成組成を有するため、構成部品は耐酸化性及び耐食性である。特に、副層３の体積の大部分はγ’−Ｎｉ３Ａｌ相である。優先的には、副層３はγ−Ｎｉ相も有する。したがって、副層３は、基板２の構造に近い構造を示すとともに、アルミニウムの余裕量を含むため、大部分が、アルミニウム質量分率がより低いγ−Ｎｉ相である副層よりも長時間にわたって、酸化して酸化アルミニウムの保護層４を形成することができる。優先的には、アルミニウム副層３の平均質量分率は０．０６〜０．２５、優先的には０．０６〜０．１２である。
【００４０】
以下の表１は、ニッケル基超合金副層３の組成例を示す。様々な組成をＡ〜Ｃの文字で表記する。また、副層３のγ相についての質量分率（％）及び副層３のγ’相についての体積分率を、１０００℃で熱処理した副層３について記載する。
【００４１】
【表１】
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【００４２】
組成Ａは、ＮｉＣｒＡｌＨｆＳｉＰｔ型の副層３に対応し、大部分を占めるγ’−Ｎｉ３Ａｌ相及びγ−Ｎｉ相を有する。組成Ｂは、ＮｉＣｒＡｌＨｆＳｉ型の副層３に対応し、大部分を占めるγ’−Ｎｉ３Ａｌ相及び優先的にはγ−Ｎｉ相を有する。１１００℃で熱処理された副層３では、γ相を表す副層３の質量分率は４０質量％であり、γ’相を表す副層３の質量分率は６０質量％である。組成Ｃは、ＮｉＣｒＡｌＨｆＳｉ型の副層３に対応し、大部分を占めるγ’−Ｎｉ３Ａｌ相及びγ−Ｎｉ相を有する。
【００４３】
一般的に、副層３は、優先的には、平均白金質量分率が０．０２未満である及び／又は平均クロム質量分率が０．０７〜０．１７である。これにより、構成部品の耐酸化性が増大する。
【００４４】
副層３は、真空下で、例えば物理気相成長（ＰＶＤ）によって蒸着してもよい。様々なＰＶＤ法、例えばスパッタリング、ジュール蒸発、レーザーアブレーション及び電子ビーム物理気相成長を、副層３の製造に使用することができる。副層３は、溶射によって蒸着されてもよい。
【００４５】
したがって、副層３は、基板２に白金などの化学元素を拡散させて副層を形成する方法を使用することなく、基板２に蒸着し得る。こうした蒸着法はまた、基板２上に副層３を形成することを容易にし、副層３の化学組成の制御を向上させることができる。さらに、こうした蒸着法は、公知の方法とは反対に、γ’−Ｎｉ３Ａｌ相を含む、任意選択的にγ−Ｎｉ相を含む副層３の蒸着を可能とする。
【００４６】
副層３を蒸着させるときに、様々な金属材料の複数の標的を、同時に並行して使用することができる。この種の蒸着は、同時蒸発又は同時スパッタリングによって行うことができる。このとき、副層３の蒸着時にそれぞれの標的に課される蒸発又はスパッタリングのそれぞれの速度により、前記層の化学量論が決定される。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【国際調査報告】
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