(57)【要約】【課題】ニッケル基超合金を提供する。【解決手段】該合金は次の化学組成（質量％で記載）：Ｃｒ　７．７〜８．３、Ｃｏ　５．０〜５．２５、Ｍｏ　２．０〜２．１、Ｗ　７．８〜８．３、Ｔａ５．８〜６．１、Ａｌ　４．９〜５．１、Ｔｉ　１．３〜１．４、Ｓｉ　０．１１〜０．１５、Ｈｆ　０．１１〜０．１５、Ｃ　２００〜７５０ｐｐｍ、Ｂ　５０〜４００ｐｐｍ、残分ニッケルおよび不可避的不純物を有する。【効果】極めて良好な鋳造性および高い酸化安定性を有する。【選択図】　　　図５
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ニッケル基超合金において、次の化学組成（質量％で記載）：
Ｃｒ　　７．７〜８．３
Ｃｏ　　５．０〜５．２５
Ｍｏ　　２．０〜２．１
Ｗ　　　７．８〜８．３
Ｔａ　　５．８〜６．１
Ａｌ　　４．９〜５．１
Ｔｉ　　１．３〜１．４
Ｓｉ　　０．１１〜０．１５
Ｈｆ　　０．１１〜０．１５
Ｃ　　　２００〜７５０ｐｐｍ
Ｂ　　　５０〜４００ｐｐｍ
残分ニッケルおよび不可避的不純物
を特徴とする、ニッケル基超合金。
【請求項２】
次の化学組成（質量％で記載）：
Ｃｒ　　７．７〜８．３
Ｃｏ　　５．０〜５．２５
Ｍｏ　　２．０〜２．１
Ｗ　　　７．８〜８．３
Ｔａ　　５．８〜６．１
Ａｌ　　４．９〜５．１
Ｔｉ　　１．３〜１．４
Ｓｉ　　０．１１〜０．１５
Ｈｆ　　０．１１〜０．１５
Ｃ　　　２００〜３００ｐｐｍ
Ｂ　　　５０〜１００ｐｐｍ
残分ニッケルおよび不可避的不純物
を特徴とする、特に単結晶の部材を製造するための請求項１記載のニッケル基超合金。
【請求項３】
次の化学組成（質量％で記載）：
Ｃｒ　　７．７
Ｃｏ　　５．１
Ｍｏ　　２．０
Ｗ　　　７．８
Ｔａ　　５．８
Ａｌ　　５．０
Ｔｉ　　１．４
Ｓｉ　　０．１２
Ｈｆ　　０．１２
Ｃ　　　２００ｐｐｍ
Ｂ　　　５０ｐｐｍ
残分ニッケルおよび不可避的不純物
を特徴とする、請求項２記載のニッケル基超合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は材料技術の分野に関する。これはニッケル基超合金、特に単結晶の部材（ＳＬ合金）または一方向凝固組織を有する部材（ＤＳ合金）、たとえばガスタービンのためのタービンブレードを製造するためのニッケル基超合金に関する。しかしまた本発明による合金は通常の鋳造部材のために使用することもできる。
【０００２】
【従来の技術】
このようなニッケル基超合金は公知である。これらの合金からなる単結晶の部材は高温で極めて良好な材料強度を有する。このことによりたとえばガスタービンの入口温度を高めることができ、ひいてはガスタービンの効率が向上する。
【０００３】
たとえばＵＳ４，６４３，７８２、ＥＰ０２０８６４５およびＵＳ５，２７０，１２３から公知であるような単結晶の部材用のニッケル基超合金はこのために、混晶を硬化させる合金元素、たとえばＲｅ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃｒならびにγ′−相を形成する元素、たとえばＡｌ、ＴａおよびＴｉを含有している。ベースマトリックス（オーステナイトγ相）中の高融点の合金元素（Ｗ、Ｍｏ、Ｒｅ）の含有率は、合金の負荷温度の上昇と共に連続的に増大する。たとえば単結晶用の通例のニッケル基超合金は、Ｗを６〜８％、Ｒｅを６％まで、およびＭｏを２％まで（質量％で記載）含有している。上記の刊行物中に開示されている合金は高いクリープ強度、良好なＬＣＦ（低い負荷応力値における疲れ）およびＨＣＦ（高い負荷応力値における疲れ）の特性ならびに高い耐酸化性を有する。
【０００４】
これらの公知の合金は航空機タービンのために開発され、従って短期的および中期的な使用のために最適化されている、つまり負荷時間は２００００時間までに設計されている。これに対して工業用ガスタービン部材は７５０００時間までの負荷時間で設計されていなくてはならない。
【０００５】
たとえばＵＳ４，６４３，７８２からの合金ＣＭＳＸ−４は３００時間の負荷時間、ガスタービン中１０００℃を越える温度で試験的に使用した際にγ′−相の著しい粗大化を示したが、これは合金のクリープ速度の増大を伴うため不利である。
【０００６】
従って極めて高い温度で公知の合金の酸化安定性を改善する必要がある。
【０００７】
公知のニッケル基超合金、たとえばＵＳ５，４３５，８６１から公知の合金のもう１つの問題は、鋳造部材、たとえば長さが８０ｍｍを上回るガスタービンブレードにおける鋳造性にまだ改善の余地があることである。ニッケル基超合金からなる、比較的大きな、一方向凝固した完璧な単結晶部材の鋳造は極めて困難である。というのは、これらの部材の大部分は欠陥、たとえば小傾角粒界、「斑点（Ｆｒｅｃｋｌｅｎ）」（これは共晶の含有率が高い、同一に方向付けられた粒子の鎖により条件付けられる欠陥個所（Ｆｅｈｌｓｔｅｌｌｅｎ）である）、等軸散乱限界（ａｅｑｕｉａｘｉａｌｅ　Ｓｔｒｅｕｇｒｅｎｚｅｎ）、微小空洞などを有するからである。これらの欠陥は高温において部材を脆弱化するので、所望の寿命もしくはタービン運転温度が達成されない。しかし完璧に鋳造された単結晶部材は極めて高価であるために、工業界は寿命または運転温度を損なうことなく欠陥をできる限り認容する傾向にある。
【０００８】
最も頻度の高い欠陥の１つは粒界であり、これは特に単結晶製品の耐熱性を損なう。小さな部材では小傾角粒界が特性に対して比較的わずかな影響を与えるのみである一方で、これは鋳造性および鋳造されたＳＸ部材またはＤＳ部材の場合の高温での酸化挙動に関しては大きく関連する。
【０００９】
粒界は結晶格子の局所的な欠陥が高い領域である。というのも、この領域では隣接粒子が境界を接し、そのために結晶格子の間で一定の不規則性が存在するからである。不規則性が大きいほど欠陥は大きい、つまりそれだけ、両方の粒子がかみ合うために必要な粒界における転位（Ｖｅｒｓｅｔｚｕｎｇ）の数が多い。この不規則格子は高温における材料挙動に直接関連する。これは温度が等凝集力温度（＝０．５×融点（Ｋ））より高い場合に材料を脆弱化する。
【００１０】
ＧＢ２２３４５２１Ａからこの効果が公知である。従って通常のニッケル基単結晶合金の場合、たとえば８７１℃の試験温度で粒子の不規則性が６゜より大きいと、破壊強さが著しく低下する。このことは一方向凝固した組織を有する単結晶部材の場合でも確認されたので、一般に６゜より大きい不規則性（Ｄｉｓｏｒｉｅｎｔｉｅｒｕｎｇ）は認容できないという見解が支持された。
【００１１】
前記のＧＢ２２３４５２１Ａから、ニッケル基超合金において方向付けられた凝固の際にホウ素もしくは炭素を富化させることにより等軸もしくは柱状の粒子構造を有する組織が生じることもまた公知である。炭素およびホウ素は粒界を強化する。というのも、ＣおよびＢが粒界における炭化物およびホウ化物の析出を招き、これらは高温で安定しているからである。さらにこれらの元素が粒界中もしくは粒界に沿って存在することにより、粒界の弱さの主要な原因である拡散プロセスが低減する。従って不規則性を１０゜〜１２゜に高め、それにも関わらず高温における材料の良好な特性を達成することが可能である。しかしこの小傾角粒界は、特にニッケル基超合金からなる大きな単結晶部材の場合にその特性に不利な影響を与える。
【００１２】
【特許文献１】
ＵＳ４，６４３，７８２
【特許文献２】
ＥＰ０２０８６４５
【特許文献３】
ＵＳ５，２７０，１２３
【特許文献４】
ＵＳ５，４３５，８６１
【特許文献５】
ＧＢ２２３４５２１Ａ
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は上記の欠点を回避することである。本発明は公知のニッケル基超合金と比較して改善された鋳造性および高い耐酸化性を有するニッケル基超合金を開発するという課題に基づいている。さらにこの合金はたとえば特に８０ｍｍを上回る長さを有する大きなガスタービンの単結晶部材のために適切である。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
上記課題は本発明により、次の化学組成（質量％で記載）：
Ｃｒ　　７．７〜８．３
Ｃｏ　　５．０〜５．２５
Ｍｏ　　２．０〜２．１
Ｗ　　　７．８〜８．３
Ｔａ　　５．８〜６．１
Ａｌ　　４．９〜５．１
Ｔｉ　　１．３〜１．４
Ｓｉ　　０．１１〜０．１５
Ｈｆ　　０．１１〜０．１５
Ｃ　　　２００〜７５０ｐｐｍ
Ｂ　　　５０〜４００ｐｐｍ
残分ニッケルおよび不可避的不純物
を特徴とする本発明によるニッケル基超合金により解決される。
【００１５】
本発明の利点は、合金が極めて良好に鋳造可能であり、かつ場合により高温で、従来公知の従来技術に対して改善された耐酸化性を有することである。
【００１６】
合金が次の組成：
Ｃｒ　　７．７〜８．３
Ｃｏ　　５．０〜５．２５
Ｍｏ　　２．０〜２．１
Ｗ　　　７．８〜８．３
Ｔａ　　５．８〜６．１
Ａｌ　　４．９〜５．１
Ｔｉ　　１．３〜１．４
Ｓｉ　　０．１１〜０．１５
Ｈｆ　　０．１１〜０．１５
Ｃ　　　２００〜３００ｐｐｍ
Ｂ　　　５０〜１００ｐｐｍ
残分ニッケルおよび不可避的不純物
を有するばあいに特に有利である。この合金は大きな単結晶部材、たとえばガスタービン用のタービンブレードを製造するために著しく適切である。
【００１７】
【実施例】
以下では実施例および図１〜図５に基づいて本発明を詳細に説明する。その際、本発明の実施例をいわゆる準高温酸化図（ｑｕａｓｉ−ｉｓｏｔｈｅｒｍｉｓｃｈｅｎ　Ｏｘｉｄａｔｉｏｎｓｄｉａｇｒａｍｍｅｎ）　に基づいて記載する。
【００１８】
第１表に記載されている化学組成（質量％で記載）を有するニッケル基超合金を試験した：
【００１９】
【表１】
2004027361.tif 000003
【００２０】
合金Ｌ１は、その組成が本発明の特許請求の範囲に該当する単結晶部材のためのニッケル基超合金である。これに対して合金ＶＬ１、ＶＬ２、ＶＬ３およびＶＬ４は比較合金であり、これらは公知の従来技術の名称ＣＭＳＸ−１１Ｂ、ＣＭＳＸ−６、ＣＭＳＸ−２およびＲｅｎｅ　Ｎ５のものである。これらは特にＣ、ＢおよびＳｉを用いて合金化されていない点で本発明による合金とは異なっている。
【００２１】
炭素およびホウ素は粒界、特にニッケル基超合金からなるＳＸ−もしくはＤＳ−ガスタービンブレードにおいて＜００１＞の方向に生じる小傾角粒界を強化する。というのも、これらの元素は、高温で安定している粒界における炭化物およびホウ化物の析出を生じるからである。さらに粒界中および粒界に沿ってこれらの元素が存在することは、粒界の脆弱化の主要な原因である拡散プロセスを低減する。このことにより長い単結晶部材、たとえば約２００〜２３０ｍｍの長さを有するガスタービンブレードの鋳造性が著しく改善される。
【００２２】
Ｓｉを、特にほぼ同じサイズオーダーのＨｆと組み合わせて０．１１〜０．１５質量％添加することにより、従来公知のニッケル基超合金に対して高温での耐酸化性が実質的に改善される。このことは、それぞれ比較合金ＶＬ１〜ＶＬ４（図１〜図４）および本発明による合金Ｌ１（図５）に関して準恒温酸化図で記載されている図１〜図５において明らかにされる。前記の合金に関してそれぞれ、温度８００℃、９５０℃、１０５０℃および１１００℃で０〜１０００ｈの範囲での比質量変化Δｍ／Ａ（ｍｇ／ｃｍ２で記載）が記載されている。曲線勾配を比較すると、特に高温（１０００℃）および長い時効時間において、本発明による合金が優れていることが明らかである。
【００２３】
比較的高いＣおよびＢの含有率（最大でＣが７５０ｐｐｍおよび最大でＢが４００ｐｐｍ）を有する、本発明の請求項１に記載のニッケル基超合金を選択すると、該合金から製造される部材は通常の鋳造が可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】比較合金ＶＬ１に関する温度と時間への比質量変化の依存性を示す図。
【図２】比較合金ＶＬ２に関する温度と時間への比質量変化の依存性を示す図。
【図３】比較合金ＶＬ３に関する温度と時間への比質量変化の依存性を示す図。
【図４】比較合金ＶＬ４に関する温度と時間への比質量変化の依存性を示す図。
【図５】本発明による合金Ｖ１に関する温度と時間への比質量変化の依存性を示す図。
【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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