(57)【要約】　　　（修正有）【課題】　高温機械特性に優れ、単結晶タービンベーンを鋳造するのに有用な超合金を提供する。【解決手段】　応力−破断特性、クリープ−破断特性に優れ、粒界欠陥に対する許容幅が広い単結晶鋳造品を作成するのに有用なニッケル基超合金であって、重量％でクロム（Ｃｒ）を約4.7%〜約4.9%、コバルト（Ｃｏ）を約9%〜約10%、モリブデン（Ｍｏ）を約0.6%〜約0.8%、タングステン（Ｗ）を約8.4%〜約8.8%、タンタル（Ｔａ）を約4.3%〜約4.8%、チタン（Ｔｉ）を約0.6%〜約0.8%、アルミニウム（Ａｌ）を約5.6%〜約5.8%、レニウム（Ｒｅ）を約2.8%〜約3.1%、ハフニウム（Ｈｆ）を約1.1%〜約1.5%、炭素（Ｃ）を約0.06%〜約0.08%、ホウ素（Ｂ）を約0.012%〜約0.020%、ジルコニウム（Ｚｒ）を約0.004%〜約0.010%含有し、残部はニッケル及び不可避の不純物であるニッケル基超合金。【選択図】　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
　重量％で、クロム（Ｃｒ）を約４．７％〜約４．９％、コバルト（Ｃｏ）を約９．０％〜約１０．０％、モリブデン（Ｍｏ）を約０．６％〜約０．８％、タングステン（Ｗ）を約８．４％〜約８．８％、タンタル（Ｔａ）を約４．３％〜約４．８％、チタン（Ｔｉ）を約０．６％〜約０．８％、アルミニウム（Ａｌ）を約５．６％〜約５．８％、レニウム（Ｒｅ）を約２．８％〜約３．１％、ハフニウム（Ｈｆ）を約１．１％〜約１．５％、炭素（Ｃ）を約０．０６％〜約０．０８％、ホウ素（Ｂ）を約０．０１２％〜約０．０２０％、ジルコニウム（Ｚｒ）を約０．００４％〜約０．０１０％含有し、残部はニッケル及び不可避の不純物であるニッケル基超合金。
【請求項２】
　タンタルが約４．４重量％〜約４．７重量％存在する、請求項１に記載のニッケル基超合金。
【請求項３】
　タングステン、レニウム、タンタル及びモリブデンの合計量が約１６．４重量％〜約１７．０重量％である、請求項１に記載のニッケル基超合金。
【請求項４】
　重量％で、クロムを約４．８％、コバルトを約９．２〜９．３％、モリブデンを約０．７％、タングステンを約８．５〜８．６％、タンタルを約４．５％、チタンを約０．７％、アルミニウムを約５．６〜５．７％、レニウムを約２．９％、ハフニウムを約１．２〜１．３％、炭素を約０．０７〜０．０８％、ホウ素（Ｂ）を約０．０１５〜０．０１６％、ジルコニウム（Ｚｒ）を約０．００５％含有し、残部はニッケル及び不可避の不純物である、請求項１に記載のニッケル基超合金。
【請求項５】
　重量％で、クロム（Ｃｒ）を約４．７％〜約４．９％、コバルト（Ｃｏ）を約９．０％〜約１０．０％、モリブデン（Ｍｏ）を約０．６％〜約０．８％、タングステン（Ｗ）を約８．４％〜約８．８％、タンタル（Ｔａ）を約４．３％〜約４．８％、チタン（Ｔｉ）を約０．６％〜約０．８％、アルミニウム（Ａｌ）を約５．６％〜約５．８％、レニウム（Ｒｅ）を約２．８％〜約３．１％、ハフニウム（Ｈｆ）を約１．１％〜約１．５％、炭素（Ｃ）を約０．０６％〜約０．０８％、ホウ素（Ｂ）を約０．０１２％〜約０．０２０％、ジルコニウム（Ｚｒ）を約０．００４％〜約０．０１０％含有し、残部はニッケル及び不可避の不純物であるニッケル基超合金から作製される単結晶鋳造品。
【請求項６】
　タンタルが約４．４重量％〜約４．７重量％存在する、請求項５に記載の単結晶鋳造品。
【請求項７】
　タングステン、レニウム、タンタル及びモリブデンの合計量が約１６．４重量％〜約１７．０重量％である、請求項５に記載の単結晶鋳造品。
【請求項８】
　裸での（bare）耐酸化性、コーティング性能を向上させるためにＬａ、Ｙ、Ｃｅが単独又は組み合わせで１０〜５０ｐｐｍ存在する、請求項５に記載の単結晶鋳造品。
【請求項９】
　重量％で、クロム（Ｃｒ）を約４．７％〜約４．９％、コバルト（Ｃｏ）を約９．０％〜約１０．０％、モリブデン（Ｍｏ）を約０．６％〜約０．８％、タングステン（Ｗ）を約８．４％〜約８．８％、タンタル（Ｔａ）を約４．３％〜約４．８％、チタン（Ｔｉ）を約０．６％〜約０．８％、アルミニウム（Ａｌ）を約５．６％〜約５．８％、レニウム（Ｒｅ）を約２．８％〜約３．１％、ハフニウム（Ｈｆ）を約１．１％〜約１．５％、炭素（Ｃ）を約０．０６％〜約０．０８％、ホウ素（Ｂ）を約０．０１２％〜約０．０２０％、ジルコニウム（Ｚｒ）を約０．００４％〜約０．０１０％含有し、残部はニッケル及び不可避の不純物であるニッケル基超合金から鋳造により作製される、ニッケル基タービンベーン、ニッケル基タービンブレード、ニッケル基マルチプル・タービン・ベーン・セグメント。
【請求項１０】
　タンタルが約４．４重量％〜約４．７重量％存在する、請求項９に記載のニッケル基タービンベーン、ニッケル基タービンブレード、ニッケル基マルチプル・タービン・ベーン・セグメント。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
　本発明は、高温機械特性の優れた超合金、特に単結晶タービンベーン（ベーンセグメント等）を鋳造するのに有用な超合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
　単結晶超合金ベーンのタービンエンジン性能や耐久性は、等軸多結晶タービンベーンに比べて優れている。詳細については、「アリソン・エンジン・テスティングＣＭＳＸ−４（商標）単結晶タービンブレード及びベーン（"Allison Engine Testing CMSX-4 商標）Single Crystal Turbine Blades & Vanes"）」Ｐ．Ｓ．バークホルダー（P. S. Burkholder）ら、アリソン・エンジン社（Allison Engine Co.））、Ｋ．ハリス（K. Harris）ら、キャノン−マスキーガン社（Cannon-Muskegon Corp.）、第３回国際チャールズ・パーソンズ・タービン会議（3rd Int. Charles Parsons Turbine Conf., Proc. Iom）（１９９５年４月２５〜２７日、英国、ニューキャッスル・アポン・タイン）を参照のこと。単結晶超合金コンポーネントの優れた性能は、熱疲労、低サイクル疲労、クリープ強度、酸化、コーティングに対する単結晶超合金の優れた性能や単結晶ベーンセグメント内に粒界が存在しないことに起因する。また、単結晶合金は、肉厚の薄いものの（冷却翼）クリープ特性においても多結晶超合金に比べて非常に優れている。しかしながら、単結晶コンポーネントは、小傾角粒界や大傾角粒界、溶体化処理に起因する再結晶粒等の粒界欠陥に対する許容幅を狭くする必要がある。これにより歩留まり（casting yield）が下がり、その結果、製造コストが高くなる。
【非特許文献１】「アリソン・エンジン・テスティングＣＭＳＸ−４（商標）単結晶タービンブレード及びベーン（"Allison Engine Testing CMSX-4 商標）Single Crystal Turbine Blades & Vanes"）」Ｐ．Ｓ．バークホルダー（P. S. Burkholder）ら、アリソン・エンジン社（Allison Engine Co.））、Ｋ．ハリス（K. Harris）ら、キャノン−マスキーガン社（Cannon-Muskegon Corp.）、第３回国際チャールズ・パーソンズ・タービン会議（3rd Int. Charles Parsons Turbine Conf., Proc. Iom）（１９９５年４月２５〜２７日、英国、ニューキャッスル・アポン・タイン）
【０００３】
　レニウム含有柱状粒ニッケル基超合金の一方向凝固鋳造品は、第一世代（レニウム非含有）単結晶合金よりも歩留まりが高くコストが抑えられるため、これに代わり使用されてきた。しかしながら、一方向凝固コンポーネントは非翼領域、特に、複雑で高い応力分布状態を示すマルチプル・エアフォイル・セグメントのインナーシュラウドやアウターシュラウドに粒界が存在するため、単結晶ベーンよりも不利である。マルチプル・エアフォイル・セグメントはタービン設計エンジニアの注目を集めているが、これは、機械加工や製造のコスト低減や、高温ガスのリーク防止が期待できるためである。運転時応力の増大やタービンの高温化が進む一方、メンテナンス回数を減らす要求があるため、単結晶のレニウム含有超合金ベーンセグメントの特性や性能の向上が必要となってきている。
【０００４】
　従って、単結晶鋳造技術の利点を確保しながら、粒界欠陥（grain defect）に対する許容幅も大きくして歩留まりを上げ、コンポーネントコストを下げるニーズが存在することは確実である。
【発明の開示】
【０００５】
　本発明は、ベーン及び非翼領域の粒界欠陥に対する許容幅が大きいタービンマルチプル・ベーン・セグメントを鋳造するのに有用なニッケル基超合金を提供する。これにより歩留まりの向上やコンポーネントコストの低下が達成できる。
【０００６】
　本発明のニッケル基超合金は、従来の一方向凝固柱状粒鋳造合金や単結晶鋳造合金に比べて応力破断特性やクリープ破断特性に優れ、不良品として排除される原因となる粒界欠陥が少ないものである。
【０００７】
　更に、本発明のニッケル基超合金は、耐高温腐食性等の合金特性に悪影響を及ぼすことなく、高温で長時間応力下に置かれた後の合金中のＴＣＰ相（Ｒｅ、Ｗ、Ｃｒリッチ）の量を既知の従来のニッケル基超合金に比べて少なくしたものである。
【０００８】
　本発明の超合金組成物は、γ’析出強化相の成長を抑えて中温及び高温での応力破断特性を向上させ、比較的安定な炭化ハフニウム（ＨｆＣ）、炭化タンタル（ＴａＣ）、炭化チタン（ＴｉＣ）及びＭ3Ｂ2ホウ化物の優勢な形成を確実にして粒界を強化し、単結晶鋳造品に含まれる小傾角及び大傾角粒界欠陥を合金に確実に抱き込んで、良好な粒界強度及び延性を提供するように選択される。
【０００９】
　本発明の超合金は、クロム（Ｃｒ）を約４．７％〜約４．９％、コバルト（Ｃｏ）を約９％〜約１０％、モリブデン（Ｍｏ）を約０．６％〜約０．８％、タングステン（Ｗ）を約８．４％〜約８．８％、タンタル（Ｔａ）を約４．３％〜約４．８％、チタン（Ｔｉ）を約０．６％〜約０．８％、アルミニウム（Ａｌ）を約５．６％〜約５．８％、レニウム（Ｒｅ）を約２．８％〜約３．１％、ハフニウム（Ｈｆ）を約１．１％〜約１．５％、炭素（Ｃ）を約０．０６％〜約０．０８％、ホウ素（Ｂ）を約０．０１２％〜約０．０２０％、ジルコニウム（Ｚｒ）を約０．００４％〜約０．０１０％（重量％）含有し、残部はニッケル及び不可避の不純物である。
【００１０】
　本発明のこれらの及び他の特徴、利点並びに目的は、以下の明細書、請求項、添付図面を参照することにより、当業者によって更に理解されるであろう。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
　本発明に係る超合金は、小傾角及び大傾角の粒界欠陥を抱き込んだものである一方、単結晶鋳造過程に用いられるものであるが、この本発明超合金の特徴的な能力は、本明細書で定義された比較的狭い組成範囲に起因する。本発明に係る超合金を使用して作られた単結晶鋳造品は、小傾角粒界（約１５度未満）及び大傾角粒界（約１５度を超える）の配向ずれを抱き込んで互いに適合させながら優れた機械特性（応力−破断特性及びクリープ−破断特性等）を達成する。
【００１２】
　本発明に係る合金に含まれる種々の元素の量は、特段の記載がない限り重量％である。
【００１３】
　本発明の好適な実施態様であるニッケル基超合金は、重量％で、クロムを約４．７％〜約４．９％、コバルトを約９％〜約１０％、モリブデンを約０．６％〜約０．８％、タングステンを約８．４％〜約８．８％、タンタルを約４．３％〜約４．８％、チタンを約０．６％〜約０．８％、アルミニウムを約５．６％〜約５．８％、レニウムを約２．８％〜約３．１％、ハフニウムを約１．１％〜約１．５％、炭素を約０．０６％〜約０．０８％、ホウ素を約０．０１２％〜約０．０２０％、ジルコニウムを約０．００４％〜約０．０１０％含み、残部はニッケル及び不可避の量の他の元素及び／又は不純物である。本発明のニッケル基超合金は、内包される小傾角及び大傾角の粒界欠陥が互いに調整されているので、単結晶鋳造品のための優れた熱疲労、低サイクル疲労、クリープ強度及び耐酸化性を達成するために有用であり、従って許容できない粒界欠陥及びコンポーネントコストが低減する。本発明のニッケル基超合金は、耐高温腐食性等の合金特性に悪影響を及ぼすことなく、高温で長時間応力下に置かれた後の合金中のＴＣＰ相（Ｒｅ、Ｗ、Ｃｒリッチ）の量を既知の従来のニッケル基超合金に比べて少なくするために有用である。
【００１４】
　本発明の好ましい様相では、重量％で、クロム（Ｃｒ）約４．８％、コバルト（Ｃｏ）約９．２〜９．３％、モリブデン（Ｍｏ）約０．７％、タングステン（Ｗ）約８．５〜８．６％、タンタル（Ｔａ）約４．５％、チタン（Ｔｉ）約０．７％、アルミニウム（Ａｌ）約５．６〜５．７％、レニウム（Ｒｅ）約２．９％、ハフニウム（Ｈｆ）約１．２〜１．３％、炭素（Ｃ）約０．０７〜０．０８％、ホウ素（Ｂ）約０．０１５〜０．０１６％、ジルコニウム（Ｚｒ）約０．００５％を含み、残部はニッケル及び不可避の不純物であるニッケル基超合金（ＣＭＳＸ（商標）−４８６）が提供される。
【００１５】
　レニウム（Ｒｅ）は、高温での拡散を遅らせ、γ’析出強化相の成長を制限するために合金中に存在し、従って、中温及び高温での応力−破断特性を向上させる（ＣＭＳＸ−３（商標）及びＲｅｎ▲ｅ▼　Ｎ−４等の従来の単結晶ニッケル基合金に比べて）。約２．９〜３％のレニウムは、他の元素の化学成分のバランスが注意深く保たれている場合には、有害な位相最密（ＴＣＰ）相（Ｒｅ、Ｗ、Ｃｒリッチ）の生成を促進することなしに応力−破断特性を向上させることが見出されている。クロムの含有量は約４．７％〜約４．９％が好ましい。クロムの範囲をより狭くすることにより、耐高温腐食性等の合金特性に悪影響を及ぼすことなく、高温で長時間応力下に置かれた後の合金中のＴＣＰ相（Ｒｅ、Ｗ、Ｃｒリッチ）の量を既知の従来のニッケル基超合金に比べて予想外に少なくできる。レニウムは、立方晶γ’相粒子の周りの狭いチャネルを構成するγマトリックス相に主に分散している（partition）ことが知られている。γチャネル内のレニウム原子のクラスターは転位移動を阻止し、従ってクリープを抑制する。γ／γ’界面でのレニウム原子による壁が高温（elevated temperatures）でのγ’成長を抑制する。
【００１６】
　アルミニウム含有量を約５．６〜５．７重量％、タンタル含有量を約４．５重量％及びチタン含有量を約０．７重量％にすることにより、高温では、低く且つネガティブなγ−γ’ミスマッチを有する立方晶γ’コヒーレント析出強化相（Ｎｉ3Ａｌ、Ｔａ、Ｔｉ）の体積分率は約７０％になる。タンタルは固溶強化によりγ及びγ’相の両相の強度を増大させる。タンタルの含有量が比較的多く且つチタンの含有量が比較的少なくすることにより、確実に、比較的安定なタンタルカーバイド（ＴａＣ）の形成を優勢にして粒界を強化し、単結晶鋳造品中で合金が小傾角及び大傾角粒界欠陥を調整し合うことを確実にする。好ましいタンタルの含有量は約４．４〜約４．７％である。
【００１７】
　チタンカーバイド（ＴｉＣ）は高温下では解離又は分解する傾向があり、これにより残留チタンカーバイドの周りに厚いγ’外皮（envelope）が形成されると共に過剰のハフニウムカーバイド（ＨｆＣ）が析出する。ハフニウム原子を結合（tying up）してしまうことにより、粒界及びγ−γ’共晶相領域の延性が低下する。総合的にみて最良の結果は、チタンを約０．７％含有する合金で得られた。これはγ−γ’ミスマッチに対するチタンの好ましい効果のためである。好適なチタンの範囲は０．６〜０．８％である。
【００１８】
　モリブデン（Ｍｏ）を約０．７％及びタングステン（Ｗ）を約８．５〜８．６％とすることにより、更なる固溶強化が達成できる。タングステンの好ましい範囲は約８．４％〜約８．８％である。モリブデンの範囲は約０．６％〜約０．８％が好ましい。
【００１９】
　タングステンの約５０％がγ’相に析出し、体積分率（Ｖf）及び強度の両方を向上させる。
【００２０】
　コバルト量を約９．２〜９．３％とすることによりγ’相のＶfが最大となり、クロム量を約４．７〜４．９％とすることにより耐高温腐食（硫化）性は許容できるものとなる一方、高温・応力下でのタービンエンジン運転中に過剰の位相最密（ＴＣＰ）相が発生することなく、高レベル（約１６．７％、例えば、約１６．４％〜約１７．０％）の耐熱性金属元素（Ｗ、Ｒｅ、Ｔａ、Ｍｏ）をニッケルマトリックス中に含ませることができる。
【００２１】
　ハフニウム（Ｈｆ）は、粒界強度と延性を良好にするために約１．１〜１．５％合金中に存在させる。このＨｆの範囲は、ＣＭＳＸ（商標）−４８６が単結晶（ＳＸ）コンポーネント（粒界欠陥を含むことがある）として鋳造される時に、好ましい粒界（ＨＡＢ≧１５°）機械特性を確実にするものである。合金には溶体化処理をしない。Ｈｆは化学的に重要であり、Ｈｆは、ＳｉＯ2（シリカ）ベースのセラミックコアと反応するため、ＳＸ凝固過程中、特に中空（冷却翼）鋳造において失われる。Ｈｆ含有量を高レベルとするのは、この鋳造／凝固過程中のＨｆ損失を考慮に入れているためである。
【００２２】
　炭素（Ｃ）、ホウ素（Ｂ）及びジルコニウム（Ｚｒ）は、合金中にそれぞれ約０．０７〜０．０８％、０．０１５〜０．０１６％及び０．００５％存在する。これは、粒界における微量の必要な化学成分及び単結晶鋳造形態（form）における小傾角粒界及び大傾角粒界の強度及び延性のために必要なカーバイド／ホウ化物を与えるためである。
【００２３】
　本発明の超合金は、微量（trace and trivial amounts）であれば他の成分を含んでもよい。但し、その成分は、超合金の基本的な新規の特徴に重要な影響を与えないものである。次に記す組成上の制限を遵守することが好ましい。ニオブ（Ｎｂ、コロンビウムとしても知られている）は０．１０％を超えないこと、バナジウム（Ｖ）は０．０５％を超えないこと、硫黄（Ｓ）は５ｐｐｍを超えないこと、窒素（Ｎ）は５ｐｐｍを超えないこと、酸素（Ｏ）は５ｐｐｍを超えないこと、ケイ素（Ｓｉ）は０．０４％を超えないこと、マンガン（Ｍｎ）は０．０２％を超えないこと、鉄（Ｆｅ）は０．１５％を超えないこと、マグネシウム（Ｍｇ）は８０ｐｐｍを超えないこと、ランタン（Ｌａ）は５０ｐｐｍを超えないこと、イットリウム（Ｙ）は５０ｐｐｍを超えないこと、セリウム（Ｃｅ）は５０ｐｐｍを超えないこと、鉛（Ｐｂ）は１ｐｐｍを超えないこと、銀（Ａｇ）は１ｐｐｍを超えないこと、ビスマス（Ｂｉ）は０．２ｐｐｍを超えないこと、セレン（Ｓｅ）は０．５ｐｐｍを超えないこと、テルル（Ｔｅ）は０．２ｐｐｍを超えないこと、タリウム（Ｔｌ）は０．２ｐｐｍを超えないこと、スズ（Ｓｎ）は１０ｐｐｍを超えないこと、アンチモン（Ｓｂ）は２ｐｐｍを超えないこと、亜鉛（Ｚｎ）は５ｐｐｍを超えないこと、水銀（Ｈｇ）は２ｐｐｍを超えないこと、ウラン（Ｕ）は２ｐｐｍを超えないこと、トリウム（Ｔｈ）は２ｐｐｍを超えないこと、カドミウム（Ｃｄ）は０．２ｐｐｍを超えないこと、ゲルマニウム（Ｇｅ）は１ｐｐｍを超えないこと、金（Ａｕ）は０．５ｐｐｍを超えないこと、インジウム（Ｉｎ）は０．２ｐｐｍを超えないこと、ナトリウム（Ｎａ）は１０ｐｐｍを超えないこと、カリウム（Ｋ）は５ｐｐｍを超えないこと、カルシウム(Ｃａ）は５０ｐｐｍを超えないこと、白金（Ｐｔ）は０．０８％を超えないこと、パラジウム（Ｐｄ）は０．０５％を超えないこと。
【００２４】
　合金の裸での（bare）耐酸化性、保温性（insulative）熱遮蔽コーティング等のコーティング性能を更に向上させるために、Ｌａ、Ｙ、Ｃｅを単独又は組み合わせて（合計で５０ｐｐｍまで）用いることができる。
【００２５】
　本発明の合金組成物（ＣＭＳＸ（商標）−４８６）の公称化学成分（不可避成分以外の成分の通常量又は目標量）を従来のニッケル基超合金（ＣＭ２４７ＬＣ（商標）、ＣＭＳＸ−３（商標）、ＣＭ１８６ＬＣ（商標））及び実験合金（ＣＭＳＸ（商標）−６８１）の公称化学成分を比較し、表１に示す。
【００２６】
【表１】
2004131844.tif 000002
【００２７】
　ＣＭ２４７ＬＣ（商標）は、柱状粒構造を有する一方向凝固コンポーネントを鋳造するために開発されたニッケル基合金である。ＣＭＳＸ−３（商標）は、強度及び耐久性に優れた単結晶コンポーネントを鋳造するために開発された低炭素低ホウ素ニッケル基合金である。しかしながら、ＣＭＳＸ−３（商標）から鋳造した単結晶コンポーネントは、許容できない欠陥があるために鋳造や溶体化処理の歩留まりが低く、製造コストが非常に高い。ＣＭ１８６ＬＣ（商標）は、炭素（Ｃ）、ホウ素（Ｂ）、ハフニウム（Ｈｆ）、ジルコニウム（Ｚｒ）及びこれにより生じるカーバイドやホウ化物の粒界相を最適量含み、これによりタービン翼等の単結晶コンポーネントにおいても、一方向凝固柱状粒コンポーネントにおいても優れた機械的性質と高い歩留まりを共に達成できるように開発されたレニウム含有ニッケル基超合金である。ＣＭＳＸ（商標）−６８１は、単結晶ＣＭ１８６ＬＣ（商標）よりもクリープ強度の優れた合金とされている実験的なニッケル基超合金である。本発明のＣＭＳＸ（商標）−４８６は、組成がＣＭ１８６ＬＣ（商標）やＣＭＳＸ（商標）−６８１と同様のニッケル基超合金である。しかしながら、ＣＭＳＸ（商標）−４８６の単結晶鋳造品は、ＣＭ１８６ＬＣ（商標）の単結晶鋳造品よりも応力−破断特性及びクリープ−破断特性が極めて優れたものである。
【００２８】
　各合金（ＣＭ２４７ＬＣ（商標）、ＣＭＳＸ−３（商標）、ＣＭ１８６ＬＣ（商標）、ＣＭＳＸ（商標）−６８１、ＣＭＳＸ（商標）−４８６）の応力−破断特性を評価した。評価は、各合金から鋳造によりテストバーを作製し、適切な熱処理及び／又は時効処理を施した後、この試料（テストバー）を所定の温度で一定の負荷をかけたものを用いた。応力−破断特性は、通常の寿命（破断までの平均時間（時間））で評価した。一方向凝固ＣＭ２４７ＬＣ（商標）のテストバーは、部分溶体化処理を２２３０°Ｆで２時間、２２５０°Ｆで２時間、２２７０°Ｆで２時間、２２８０〜２２９０°Ｆで２時間行った後、空冷又は気体ファンによる焼入れを行い、その後時効処理を１９７５°Ｆで４時間実施し、空冷又は気体ファンによる焼入れ（gas fan quenching）を行い、更に時効処理を１６００°Ｆで２０時間実施し、空冷した。ＣＭ１８６ＬＣ（商標）、ＣＭＳＸ（商標）−６８１、ＣＭＳＸ（商標）−４８６のテストバーは、鋳ばなし（as-cast）に対して二重時効処理（１９７５°Ｆで４時間時効処理、空冷又は気体ファンによる焼入れ、１６００°Ｆで２０時間時効処理、空冷）を施した。ＣＭＳＸ−３（商標）のテストバーは、溶体化処理を２３７５°Ｆで３時間、空冷又は気体ファンによる焼入れ＋二重時効処理１９７５°Ｆで４時間、空冷又は気体ファンによる焼入れ＋１６００°Ｆで２０時間の処理を施した。３６ｋｓｉ／１８００°Ｆ（２４８ＭＰａ／９８２°Ｃ）、２５ｋｓｉ／１９００°Ｆ（１７２ＭＰａ／１０３８°Ｃ）、１２ｋｓｉ／２０００°Ｆ（８３ＭＰａ／１０９２°Ｃ）の応力−破断特性をそれぞれ表２、表３、表４に示す。
【００２９】
【表２】
2004131844.tif 000003
【００３０】
【表３】
2004131844.tif 000004
【００３１】
【表４】
2004131844.tif 000005
【００３２】
　結果は、１８００°Ｆで３６ｋｓｉの負荷を掛けた時のＣＭＳＸ（商標）−４８６テストバーの応力−破断特性は、従来の合金や実験合金ＣＭＳＸ（商標）−６８１と比べ、極めて良好であった。１９００°Ｆ、２５ｋｓｉでは、本発明のＣＭＳＸ（商標）−４８６のテストバーは、一方向凝固のＣＭ２４７ＬＣ（商標）、単結晶（ＳＸ）ＣＭ１８６ＬＣ（商標）よりも非常に良く、また、ＣＭＳＸ−３（商標）と同等であった。しかしながら、ＣＭＳＸ（商標）−４８６の鋳造品は、単結晶ＣＭＳＸ−３（商標）の鋳造品よりも許容できない粒界欠陥が少ないので、かなり低コストで製造できる。更に、ＣＭＳＸ（商標）−４８６コンポーネントの応力−破断特性は鋳ばなし（as-cast）であっても優れているが、ＣＭＳＸ−３（商標）は溶体化処理が必要である。２０００°Ｆ、１２ｋｓｉでは、ＣＭＳＸ（商標）−６８１と同様にＣＭＳＸ（商標）−４８６も、一方向凝固のＣＭ２４７ＬＣ（商標）、単結晶ＣＭ１８６ＬＣ（商標）に比べて非常に優れている。２０００°Ｆ、１２ｋｓｉでは、本発明のＣＭＳＸ（商標）−４８６の通常寿命（typical life）は、ＣＭＳＸ−３（商標）の約６５％であった。しかしながら、許容できない粒界欠陥が少ないことを考慮すると、ＣＭＳＸ（商標）−４８６合金から作られる鋳ばなしの単結晶コンポーネントのコストは、ＣＭＳＸ−３（商標）合金から作られ溶体化処理をした単結晶コンポーネントの約半分になるであろうと推算される。従って、２０００°Ｆ程度の高温で使用する場合であっても、ＣＭＳＸ（商標）−４８６合金の鋳造コンポーネントはＣＭＳＸ−３（商標）の単結晶鋳造コンポーネントに対してコスト的に非常に有利にすることができる。
【００３３】
　ＣＭＳＸ（商標）−４８６合金を鋳造して作られた別のテストバーセットのクリープ−破断テストを行った。テストバーの一部には部分溶体化処理及び二重時効処理を行い、残りのテストバーは二重時効処理を施した鋳ばなしとした。部分溶体化処理を２２６０°Ｆで１時間、２２７０°Ｆで１時間、２２８０°Ｆで１時間行った後、空冷、気体ファンによる焼入れ（gas fan quenching）を行った。二重時効処理では、１９７５°Ｆで４時間処理後に空冷、気体ファンによる焼入れを行い、更に１６００°Ｆで２０時間処理後に空冷を行った。得られた試料に所定温度で所定の負荷を与えた。各試料の１％クリープ（伸び）までの時間、２％クリープまでの時間、破断（寿命）までの時間を、各々のテスト条件下で測定した。各試料の破断伸び率及び破断絞りも各々のテスト条件下で測定した。表５にクリープ−破断テストの結果の概要を示す。
【００３４】
【表５】
2004131844.tif 000006
部分溶体化処理：
１時間／２２６０°Ｆ＋１時間／２２７０°Ｆ＋１時間／２２８０°Ｆ　空冷／気体ファン焼入れ
二重時効処理：
４時間／１９７５°Ｆ　空冷／気体ファン焼入れ［１０８０°Ｃ］＋２０時間／１６００°Ｆ　空冷［８７１°Ｃ］
【００３５】
　その結果、ＣＭＳＸ（商標）−４８６合金の単結晶鋳造品のクリープ−破断特性及び延性は優れていることがわかった。また、従来のニッケル基超合金とは異なり、ＣＭＳＸ（商標）−４８６合金の単結晶鋳造コンポーネントは、一定の条件においては、部分溶体化処理を行ったものよりも鋳ばなしのクリープ−破断特性の方が良いことがわかった。（表５の２０００°Ｆ／１２．０ｋｓｉのデータを参照。）更に詳細には、このデータより、ＣＭＳＸ（商標）−４８６鋳造品に対する部分溶体化処理は、２０００°Ｆで応力をかけた場合、クリープ−破断特性に悪影響を及ぼすことがわかる。１９００°Ｆの場合は部分溶体化処理によるクリープ−破断特性に対する影響はそれ程大きくなく、１８００°Ｆではごく僅かではあるが有利な効果が得られる。これらの結果より、鋳ばなし＋二重時効処理の単結晶コンポーネントを多くの用途に用いることができることが示された。
【００３６】
　鋳型を変え、ＣＭＳＸ（商標）−４８６の双結晶テストスラブ（slab）を作製した。このテストスラブは、意図的に小傾角粒界（ＬＡＢ）欠陥及び／又は大傾角粒界（ＨＡＢ）欠陥を含ませたものである。このスラブを鋳ばなし状態でエッチングし、検査を行い、得られた配向ずれの実際の角度を測定した。テストスラブを二重時効処理し、上述のクリープ−破断テストを行った。結果を表６乃至８に示す。
【００３７】
【表６】
2004131844.tif 000007
【００３８】
【表７】
2004131844.tif 000008
【００３９】
【表８】
2004131844.tif 000009
【００４０】
　表６乃至８の結果はまた、図１〜８にグラフ化して示す。図１〜８はそれぞれ、所定の一定温度及び一定の負荷条件下における、小傾角粒界（ＬＡＢ）あるいは大傾角粒界（ＨＡＢ）の配向ずれ（度）と、応力−破断寿命（時間）の関係をグラフ化して示したものである。表６の各データポイントは、黒菱形型で図１〜８に示す。図１及び図２は、ＬＡＢ／ＨＡＢ配向ずれ度が、１７４２°Ｆで３０ｋｓｉ及び１７４２°Ｆで３６ｋｓｉにおいては破断寿命にほとんど影響を与えないことを示す。図１〜８に実線で示した曲線は、データを最小二乗近似したものである。図３は、ＬＡＢ／ＨＡＢ配向ずれが１０度までは破断寿命に与える影響は無視できる程度であり、また配向ずれ１８度においても破断寿命は欠陥のない単結晶（ＬＡＢ／ＨＡＢ配向ずれ：０．０度）のなお約半分はあることを示す。これは、ＣＭＳＸ−３（商標）の結果（データポイントは一点鎖線で表示）と比べて非常に優れており、配向ずれ角度が約６度において破断寿命の急激な減少が起こる。また、単結晶（ＬＡＢ／ＨＡＢ配向ずれ：０．０度）のＣＭＳＸ（商標）−４８６テストスラブは単結晶ＣＭＳＸ−３（商標）テストスラブよりも破断寿命が長いことが注目される。更に、ＣＭＳＸ−３（商標）のデータは０．０度〜６度まで負の傾きを示し、一方、ＣＭＳＸ（商標）−４８６の破断寿命は約６度までほぼ一定である。図４は１８００°Ｆで２５ｋｓｉの条件下において、ＬＡＢ／ＨＡＢ配向ずれが１８度までは破断寿命にほとんど影響を与えないことを示す。図５は１８００°Ｆで３０ｋｓｉにおける同様の結果を示す。図５はまた、１８００°Ｆで３０ｋｓｉの試験条件下におけるＬＡＢ／ＨＡＢ配向ずれの全範囲にわたってＣＭＳＸ（商標）−４８６合金は、Ｒｅｎ▲ｅ▼　Ｎ−４合金（ゼネラル・エレクトリック社により開発された合金、次の刊行物に記載：「Ｒｅｎ▲ｅ▼　Ｎ−４：（A First Generation Single Crystal Turbine Airfoil Alloy With Improved Oxidation Resistance, Low Angle Boundary Strength and Superior Long Time Rupture Strength）」、アール・ロス（Earl Ross）ら、GE Aircraft Engines, 8th Int. Symp. Superalloys, Proc, TMS, セブンスプリングス、ペンシルバニア、アメリカ合衆国、１９９６年９月２２〜２６日）よりも耐久性の良い粒界欠陥を有する単結晶鋳造品を提供することを示す。Ｒｅｎ▲ｅ▼　Ｎ−４合金の破断寿命は約１１度を超えると急激に落ちているが、一方、本発明品ではＬＡＢ／ＨＡＢ配向ずれの０．０度〜１８．０度までの全範囲にわたって破断寿命が実質的に変化がない点が最も注目される。図６は負荷条件１９００°Ｆ、２５ｋｓｉにおけるテストスラブの破断寿命は、配向ずれ約２２度まで比較的徐々に減少することを示す。図７及び図８は、それぞれ１９２２°Ｆ／１７．４ｋｓｉ及び２０００°Ｆ／１２．０ｋｓｉの条件であっても、ＣＭＳＸ(−４８６テストスラブは、利用されている他の単結晶合金鋳造品の特徴である破断寿命の急激な減少を示していないことを示している。
【００４１】
　本発明のニッケル基超合金（ＣＭＳＸ（商標）−４８６等）が優れた性質を有するのは、ＣＭ１８６ＬＣ（商標）等の合金と比べて公称化学成分を比較的細かく調整したためであると考えられる。特に、本発明の合金中のタンタル（Ｔａ）含量が多いので強度（良好な応力−破断及び良好なクリープ−破断特性等）が大きく、またハフニウム（Ｈｆ）含量が少ないため過剰のγ／γ’共晶相を避けることができる。タンタルが高含量であるため、相を安定させるための調節はクロムを減少させることにより行う。
【００４２】
　図９、１０、及び１１は二重時効処理（１９７５°Ｆで４時間、空冷、１６００°Ｆで２０時間、空冷）されたＣＭＳＸ（商標）−４８６（鋳ばなし）の典型的なミクロ組織を示す。図９〜１１はそれぞれ１００倍、２００倍、及び４００倍の光学顕微鏡写真である。鋳ばなしのＣＭＳＸ（商標）−４８６は約５％の体積分率（Ｖf）共晶相を有することを示す（薄い影の部分）。共晶相のＶfが高いと、延性が悪くなる。
【００４３】
　図１２〜１４は二重時効処理（１９７５°Ｆで４時間、空冷、１６００°Ｆで２０時間、空冷）されたＣＭＳＸ（商標）−４８６（鋳ばなし）の電子顕微鏡写真である。図１２〜１４の電子顕微鏡写真は、それぞれ２０００倍、５０００倍、１００００倍であり、ＣＭＳＸ（商標）−４８６合金鋳ばなしに対する規則立方晶γ’相を示す。これは、ＣＭＳＸ（商標）−４８６鋳造の優れたクリープ−破断特性と一致する。図１２はまた、凝固中に形成されたカーバイドが良い状態（即ち、変性（degeneration）を示さない）のまま残っていることを示す。
【００４４】
　図１５及び図１６は、それぞれ２０００倍、５０００倍のＣＭＳＸ（商標）−４８６（１９００°Ｆ、９２９８．０時間、９．０ｋｓｉ）の破断部分を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。図１５及び図１６は、既知のニッケル基超合金と比べてＣＭＳＸ（商標）−４８６内のＴＣＰ相（Ｒｅ、Ｗ、Ｃｒリッチ）が非常に（substantially）少ないことを示す。
【００４５】
　図１７及び図１８は、それぞれ２０００倍、５０００倍のＣＭＳＸ（商標）−４８６（２０００°Ｆ、８８０５．５時間、６．０ｋｓｉ）の破断部分を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。図１７及び図１８は、既知のニッケル基超合金と比べてＣＭＳＸ（商標）−４８６内のＴＣＰ相（Ｒｅ、Ｗ、Ｃｒリッチ）が非常に（substantially）少ないことを示す。
【００４６】
　図１９及び図２０は、それぞれ２０００倍、５０００倍のＣＭＳＸ（商標）−４８６（１９００°Ｆ、９２９８．０時間、９．０ｋｓｉ）の破断部分を示す光学顕微鏡写真である。図１９及び図２０は、既知のニッケル基超合金と比べてＣＭＳＸ（商標）−４８６内のＴＣＰ相（Ｒｅ、Ｗ、Ｃｒリッチ）が非常に（substantially）少ないことを示す。
【００４７】
　図２１及び図２２は、それぞれ２０００倍、５０００倍のＣＭＳＸ（商標）−４８６（２０００°Ｆ、８８０５．５時間、６．０ｋｓｉ）の破断部分を示す光学顕微鏡写真である。図２１及び図２２は、既知のニッケル基超合金と比べてＣＭＳＸ（商標）−４８６内のＴＣＰ相（Ｒｅ、Ｗ、Ｃｒリッチ）が非常に（substantially）少ないことを示す。
【００４８】
　本発明の合金は、従来の単結晶鋳造合金と比べて高い（improved）クリープ応力、及び、粒界欠陥同士を調和させるという比類のない能力を示すという特徴を有する。また、本発明のニッケル基超合金は、既知の従来のニッケル基超合金に比べ、耐高温腐食性等の合金特性に悪影響を及ぼすことなく、高温で長時間応力下に置かれた後の合金中のＴＣＰ相（Ｒｅ、Ｗ、Ｃｒリッチ）の量を少なくしたものである。その結果、本発明の合金は、鋳造歩留まりを向上させ、航空機やタービンベーンやブレード、マルチプル・ベーン・セグメント等の産業用タービンコンポーネントのコンポーネントコストを減らすために非常に有益に用いることができる。
【００４９】
　上述の説明は、単に好ましい実施形態を説明するものであると考えられる。当業者及び本発明を実施又は使用する者は、本発明の変更を各種想到できるであろう。従って、図面及び上に示した実施態様は、単に例示を目的としたものであり、本発明の範囲を限定するものではない。本発明は、均等物の法理等の特許法の原理に従って解釈される前出の特許請求の範囲によって定義される。
【図面の簡単な説明】
【００５０】
【図１】所定温度及び応力下における、小傾角粒界／大傾角粒界の配向ずれの関数として、応力−破断寿命を示す。
【図２】所定温度及び応力下における、小傾角粒界／大傾角粒界の配向ずれの関数として、応力−破断寿命を示す。
【図３】所定温度及び応力下における、小傾角粒界／大傾角粒界の配向ずれの関数として、応力−破断寿命を示す。
【図４】所定温度及び応力下における、小傾角粒界／大傾角粒界の配向ずれの関数として、応力−破断寿命を示す。
【図５】所定温度及び応力下における、小傾角粒界／大傾角粒界の配向ずれの関数として、応力−破断寿命を示す。
【図６】所定温度及び応力下における、小傾角粒界／大傾角粒界の配向ずれの関数として、応力−破断寿命を示す。
【図７】所定温度及び応力下における、小傾角粒界／大傾角粒界の配向ずれの関数として、応力−破断寿命を示す。
【図８】所定温度及び応力下における、小傾角粒界／大傾角粒界の配向ずれの関数として、応力−破断寿命を示す。
【図９】本発明の単結晶鋳ばなし合金の光学顕微鏡写真。
【図１０】本発明の単結晶鋳ばなし合金の顕微鏡写真。
【図１１】本発明の単結晶鋳ばなし合金の顕微鏡写真。
【図１２】本発明の単結晶鋳ばなし合金の電子顕微鏡写真。
【図１３】本発明の単結晶鋳ばなし合金の電子顕微鏡写真。
【図１４】本発明の単結晶鋳ばなし合金の電子顕微鏡写真。
【図１５】本発明のニッケル基超合金のＳＥＭ顕微鏡写真。
【図１６】本発明のニッケル基超合金のＳＥＭ顕微鏡写真。
【図１７】本発明のニッケル基超合金のＳＥＭ顕微鏡写真。
【図１８】本発明のニッケル基超合金のＳＥＭ顕微鏡写真。
【図１９】本発明のニッケル基超合金の光学顕微鏡写真。
【図２０】本発明のニッケル基超合金の光学顕微鏡写真。
【図２１】本発明のニッケル基超合金の光学顕微鏡写真。
【図２２】本発明のニッケル基超合金の光学顕微鏡写真。
【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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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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