(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
一次樹枝状晶枝間隔が１５０μｍ〜８００μｍで、１００μｍを超える大きさのフレックル欠陥が実質的にない一方向結晶組織を有する超合金鋳造品であって、上記超合金がニッケル基又はコバルト基超合金であり、当該鋳造品の長さが７インチ〜４０インチ（１７８〜１０１６ｍｍ）である超合金鋳造品。
【請求項２】
上記ニッケル基超合金が７．５重量％Ｃｏ、７．０重量％Ｃｒ、６．２重量％Ａｌ、６．５重量％Ｔａ、１．５重量％Ｍｏ、５．０重量％Ｗ、３．０重量％Ｒｅ、残部のＮｉに、Ｈｆ、Ｙ、Ｂ及びＣの微量ドーピングという組成からなる、請求項１記載の超合金鋳造品。
【請求項３】
上記一方向結晶組織が凝固方向に平行に整列した縦方向柱状組織を含んでなる、請求項１又は請求項２記載の超合金鋳造品。
【請求項４】
当該超合金鋳造品が、ブレード、動翼、ノズル及び静翼からなる群から選択されるガスタービン用部品である、請求項１乃至請求項３のいずれか１項記載の超合金鋳造品。
【請求項５】
一次樹枝状晶枝間隔が１５０〜３５０μｍである、請求項１乃至請求項４のいずれか１項記載の超合金鋳造品。
【請求項６】
請求項１乃至請求項５のいずれか１項記載の超合金鋳造品を部品として備えるガスタービン。
【請求項７】
上記超合金鋳造品がタービンブレードである、請求項６記載のガスタービン。
【請求項８】
方向性凝固柱状単結晶又は柱状多結晶製品の製造方法であって、鋳造品の形状をしたメインキャビティを含んでなる予熱した鋳型中にニッケル基又はコバルト基超合金からなる超合金溶湯を加熱帯内で注入する段階、それぞれ７〜４０インチ（１７８〜１０１６ｍｍ）の鋳造品の長さに対応して１５０μｍ以上で８００μｍ以下の一次樹枝状晶枝間隔が形成されるように溶湯を凝固させるため４０℃／ｃｍ以上の熱勾配を維持するのに十分な引出速度で、鋳型を超合金溶湯と共に加熱帯から液体冷却槽中に引き出す段階、及び続いて１００μｍを超える大きさのフレックル欠陥が実質的にない柱状単結晶又は柱状多結晶又はそれらの混合組織を形成させるため鋳型を冷却する段階を含んでなる方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の技術的背景】
本発明は柱状結晶ミクロ組織を有する方向性凝固鋳造品に関する。具体的には、本発明は実質的に欠陥のない１以上の柱状結晶を有する超合金鋳造品に関する。本発明はさらに鋳造品を製造するための鋳造方法に関する。さらに、本発明は、ブレード、動翼、ノズル、静翼及び翼形部のような方向性凝固鋳造品を有するガスタービンに関する。
【０００２】
超合金鋳造品の機械的性質は柱状多結晶又は単結晶製品を製造するための方向性鋳造技術の適用によって改善される。単結晶製品は主として異なる又は任意の方位に向いた結晶間に粒界が存在しない点で多結晶製品と異なる。単結晶製品及び多結晶製品共に柱状組織を有し得る。
単結晶又は多結晶製品を製造するために用いられる方向性鋳造技術は所望の鋳造品が生ずるように形作られた鋳型から始まる。柱状単結晶又は多結晶製品を製造するためのかかる方法の一つでは、ブリッジマン型の炉を用いて、加熱帯内の鋳型に溶湯を注入する。チル板で鋳型の底を冷却する（水冷）。次に鋳型を加熱帯から徐々に引き出すことで溶湯の結晶化が起こる。対流及び／又は放射冷却で鋳型が底から次第に上方へと冷やされて鋳造金属が凝固する。方向性凝固鋳造品を製造するためのもう一つの方法では、加熱帯に位置する過熱鋳型に溶湯を注入し、鋳型を炉から冷却液浴中に引き出す。冷却液浴は鋳造超合金の固相線温度よりも低い温度を有する。
【０００３】
鋳造品販売業者は今日では２つの鋳造方法の様々な変法を用いているが、一方向鋳造品の品質及び組織は依然として改良の必要がある。機械的性質は鋳造材料の結晶粒組織に大きく左右される。柱状単結晶又は多結晶鋳造品の機械的完全性は高角度結晶粒界及び等軸晶の排除に懸かっている。また、陸上用タービン発電機に使われるノズル、動翼又は翼形部のような約４インチを超える長さの鋳造品は概して方向性凝固プロセス時にかなりの樹枝状晶間偏析を生じる。個々の超合金化学によっては、偏析が、低融点相又は脆性相の形成、強化析出相の不均一分布並びに表面フレックルをもたらすこともある。「フレックル(freckle)」又は「フレックル形成(freckling)」とは、超合金柱状単結晶又は多結晶鋳造品の凝固中に連鎖状の非常に小さな等軸結晶粒が形成されることを意味する。液状溶融体が固体上方に保持される方向性凝固において、こうした連鎖状のフレックル型欠陥は偏析元素が対流不安定状態を起こすのに十分な程度に樹枝状晶間流体の液体密度を変えたときに発生すると提唱されている。これら１又はそれ以上の組織の出現は望ましくないといえる。さらに、樹枝状晶偏析の存在又は作用を最小限にするための固相拡散熱処理や機械加工を始めとする方法は、複雑な合金や大形鋳造品に用いるのには適していない。
【０００４】
柱状単結晶又は多結晶製品中で形成される樹枝状晶は、幾つかの成分の濃度差によって周囲の材料から識別される。埋封粒子及び合金化学の元素態微量成分は、概して強度の弱い樹枝状晶間領域に蓄積する傾向がある。その結果、かかる不均一性によって鋳造合金の強度が低下する。
埋封粒子の大きさ及び微量成分溜まりは鋳造品の一次樹枝状晶枝間隔を減らすことで著しく低減される。一次枝間隔は隣接樹枝状晶コア間の平均間隔である。一次樹枝状晶枝間隔は結晶成長方向に垂直に切開し、断面の一次枝の数を数え、平均間隔を計算することによって測定される。典型的には、平均間隔は正方形の配列を仮定して求められる。二次樹枝状晶枝間隔は、成長方向の断面で観察される隣接二次樹枝状晶枝間の平均間隔である。そこで、組織欠陥を低減し優れた機械的及び化学的性質を達成すべく、最小限の一次及び二次樹枝状晶枝間隔の一方向鋳造品を製造する必要性がある。
【０００５】
樹枝状晶枝間隔は鋳造の凝固条件の尺度でもある。樹枝状晶枝間隔は、冷却速度（凝固速度と熱勾配の積）と逆比例して変化する。方向性凝固時に新たな結晶粒の核生成を防ぐには高い熱勾配が必要とされ、フレックル形成を防ぐには高い冷却速度が必要とされる。
日立の米国特許第５４８９１９４号は、長さ７インチ以上のタービン用単結晶ニッケル基超合金ブレードの鋳造に関する。日立は、ダブテール部と、該ダブテール部に連なりダブテールの側面に形成された１又はそれ以上の突起を有するシャンク部と、該シャンクに連なる翼部とを備えてなるブレードにおいて単結晶ミクロ組織を得ている。日立は、バイパス鋳型内の突起を使用することで、大形単結晶ブレードを形成している。この鋳造プロセスは放射及び対流冷却のチル板を用いて従来のブリッジマン炉中で実施される。しかし、日立は上記単結晶ブレードの樹枝状晶間隔については何の教示も示唆もしていない。実際、日立は約１６０ｍｍ（長さ６〜７インチ）の大形単結晶ブレードを製造しているものの、日立の単結晶組織は鋳型から炉壁への放射の低い冷却速度のために大きな樹枝状晶枝間隔を有していると思料される。また、日立は、単結晶ブレードの鋳造後に、そのブレードを溶体化処理に付し、次いで時効処理に付すことを提案している。これらの各種熱処理には数時間を要する。日立のブレードは単結晶ではあるものの、大形鋳造品において機械的性質の改善された均一なミクロ組織を与えるための微細一次樹枝状晶枝間隔を得るという課題は依然として解決されていない。図１は、樹枝状晶枝間隔４０を、日立が用いたような真空放射冷却での従来の鋳造方法で得られる鋳造品の大きさに対してプロットしたものである。
【０００６】
日立のブレードは従来の冷却法で鋳造されるので、その冷却速度又は熱勾配は鋳造すべきブレードの大きさの鋭敏な関数である。経験概則として、冷却速度又は熱勾配はブレードの大きさに逆比例する。ブレードの大きさが増すと、冷却速度及び熱勾配は減少し、異質結晶粒核生成の傾向が増大する。大形ブレードにおいて冷却速度又は熱勾配の減少によって引き起こされる結晶粒欠陥の種類には、業界でフレックル又はスリバー(sliver)として知られているものがある。こうした種類の欠陥は、低い熱勾配のためにいったん形成されると、プラットホームや角度翼のようなブレードの突出領域には限定されない。この不測性のため、上記日立の特許で論じられているようなシャンク領域での結晶粒欠陥をなくすために設計されたバイパス鋳型は、全体として欠陥のない大形ブレードの製造には有効でない。バイパス鋳型を用いても、日立のブレードは欠陥のない状態で鋳造するのが困難であろう。
【０００７】
一方、米国特許第３９１５７６１号には、長さ約４インチ（第６欄、５〜６行；第９欄、２３〜２４行）で約０．００５インチ未満、すなわち１３０マイクロメートル（μｍ）未満の超微細一次樹枝状晶間隔をもつ航空機エンジン用超合金鋳造ブレードが開示されている。ここで、「超微細」一次樹枝状晶間隔とは隣接樹枝状晶コア間の平均間隔が０．００５インチ（１３０μｍ）未満であることを意味する。超微細樹枝状晶間隔は、炉から部品を毎時約１２０インチで引き出すことで高い凝固速度を与える液体冷却浴を利用した鋳造方法によって達成される。その教示内容は航空機サイズの部品に限定され、陸上用タービン部品については実証されていない。実際、陸上用タービン部品の大きさでは、米国特許第３９１５７６１号で利用される引出し速度は実施できなくなる。
【０００８】
米国特許第３９１５７６１号では「超微細」一次樹枝状晶間隔が要求されるが、これは長さ約７インチ以上の大形鋳造部品では達成不可能な属性である。これは部分的にはそのサイズが大きいこととその断面のためである。
欠陥のない柱状組織からなる大形鋳造部品は大形ガスタービンに多大な利益となるはずである。例えば、発電機の性能の重要な指標としてのガスタービンの熱効率を考慮されたい。効率的エンジンは燃料エネルギーが低コスト発電に効率的に利用できるように十分高い温度で運転されるのが通例である。新世代の発電機には一段と大きなタービン容量と部品サイズが必要とされるであろう。１２インチ以上のブレードが必要とされよう。しかし、ガスタービンの一つの限界は、エンジン環境下での高温及び応力に耐え得るタービン部品の入手可能性にある。上述のようなガス温度の増大に対処すべく、動翼、ブレード、ノズル、静翼及び翼形部等の慣用鋳造部品は複雑な幾何形状の冷却孔を有する。これは、部品製造に用いる鋳造作業並びに所要の機械的及び化学的性質の提供能力にさらに問題を与える。
【０００９】
これらの理由から、図１に示した米国特許第３９１５６７１号の実現不可能な超微細樹枝状晶枝間隔３０を必要としない、実質的に欠陥のない単結晶、多結晶又は単結晶と多結晶の混合ミクロ組織の大形一方向凝固柱状鋳造品に対するニーズが存在する。図２に示す大形一方向柱状鋳造品における微細樹枝状晶枝間隔５０は鋳造品の化学的及び機械的性質の改善をもたらす。
【００１０】
【発明の概要】
本発明は、一次樹枝状晶枝間隔が１５０μｍ以上で実質的に欠陥のない一方向結晶組織を有する超合金鋳造品を提供することにより、上述のニーズを満足する。この一方向結晶ミクロ組織は凝固方向に平行に整列した縦方向柱状組織を含んでなり、該柱状組織は単結晶又は多結晶或いはそれらの混合組織である。換言すれば、本発明は、１又はそれ以上の連続柱状縦方向結晶粒を有する超合金材料の方向性組織化鋳造品である。鋳造作業に用いられる超合金材料は好ましくは実質的に清浄な超合金溶湯である。これは超合金溶湯が０．５重量％未満の不純物しか含まないことを意味する。鋳造品が実質的に欠陥のないものであるには、超合金鋳造品の性能及び全体的性質に影響を与えたり或いは鋳造品の廃棄やその初期の用途に適合させるための再加工の原因となるような鋳造欠陥は全く或いは少数しか存在しない。実質的に「欠陥のない」超合金鋳造品には、フレックルやスリバーのような鋳造欠陥が１００μｍを超える長さでは存在しない鋳造品を含めることができる。本発明の鋳造品で最小化できるその他の種類の鋳造欠陥には、フレックル、等軸結晶粒、スリバー、低／高角度粒界、及び二次／マルチ結晶粒がある。凝固条件下で引き起こされ、大きな一次樹枝状晶枝で証明される他の欠陥には、低融点相又は脆性相の形成、強化析出物の不均一分布及び樹枝状晶間ポロシティがある。特許請求の範囲に係る鋳造品の製造方法はこれらの欠陥の存在を減少させる。そこで、かかる鋳造品の製造方法も本発明の一部と認められる。
【００１１】
一次樹枝状晶枝間隔は樹枝状晶コア間の間隔として測定される。「微細樹枝状晶間隔」又は「微細樹枝状晶柄間隔」又は「一次樹枝状晶枝間隔」という用語は、樹枝状晶コア間の平均間隔がそれぞれ約４インチから約８インチの間の鋳造品長さの鋳造品に対応して１５０μｍ以上であるが約８００μｍ以下であることを意味する。さらに説明すると、約７インチの鋳造品長さを有する本発明の製品（本発明の方法で製造される）はそれに対応して約２００〜３００μｍの一次樹枝状晶枝間隔を有するはずである。従来技術の方法で製造された同じ部品は３００μｍを超え、最高５００μｍもしくはそれ以上の一次樹枝状晶枝間隔を有するはずである。同様に、長さ約２５インチの本発明の鋳造品は２００〜７００μｍの一次樹枝状晶枝間隔を有するはずである。従来技術の教示にしたがって鋳造した同じ部品は約８００μｍを超える一次樹枝状晶枝間隔を有するはずである。
【００１２】
本明細書中で鋳造品についての記述的形容詞として用いられる「柱状」という用語は、所与の方向に整列した１又はそれ以上の金属結晶粒のマクロ組織を含んでいることを意味する。鋳造品についての記述的形容詞として用いられる「柱状単結晶」又は「単結晶」という用語は、単一の結晶粒のマクロ組織を含んでいることを意味する。鋳造品についての記述的形容詞として用いられる「柱状多結晶」又は「多結晶」又は「多結晶質」という用語は、１又はそれ以上の金属結晶粒のマクロ組織を含んでいることを意味する。凝固方向に平行に整列した縦方向柱状組織とは、所与の方向に整列した１又はそれ以上の金属結晶粒のマクロ組織を意味する。
【００１３】
本発明のまた別の態様では、約１５０μｍ〜約８００μｍ未満の一次樹枝状晶枝間隔及び約４インチ〜約４０インチの長さを有する方向性凝固単結晶超合金製品が提供される。この単結晶製品は実質的に欠陥がなく、製品全体を通して基本的に均一なミクロ組織を有する。均一なミクロ組織とは、その全般的特徴（すなわち、樹枝状晶枝間隔、ホウ化物及び炭化物等の微量相の分布、γ′含有量など）が鋳造品のすべての領域で実質的に同じであるミクロ組織を意味する。好ましい単結晶方向は＜００１＞である。ただし、＜００１＞以外の方位の結晶組織も本発明に包含される。
【００１４】
本発明は、さらに、一次樹枝状晶枝間隔が１５０μｍ以上で凝固方向に平行な単結晶縦方向柱状組織を有する超合金を含んでなる高勾配方向性凝固鋳造品を提供する。この高勾配鋳造品の長さは約４０インチまでとすることができる。
本発明のさらに別の態様は、一次樹枝状晶枝間隔が１５０μｍ以上で部品長さが約４０インチ以下の、実質的に欠陥のない単結晶超合金を含んでなる、ブレード、ノズル、動翼、静翼又は翼形部等のガスタービン用方向性凝固部品である。一次樹枝状晶枝間隔が１５０μｍ以上で部品長さが約４０インチ以下の、実質的に欠陥がなく凝固方向に平行な柱状組織を有する多結晶超合金を含んでなるガスタービン用方向性凝固部品も本発明の一部として包含される。実質的に欠陥のない製品は実質的にフレックル欠陥のないものとし得る。本発明の鋳造品及び部品は、環境及び熱防護コーティングをさらに含んでいてもよい。かかるコーティングには、特に限定されないが、ニッケルアルミニド、白金アルミニド、パラジウムアルミニド、クロムとアルミニウムとイットリウムと、ニッケル、鉄、コバルト及びこれらの混合物から選択される金属との金属コーティング（当技術分野ではＭＣｒＡｌＹコーティングとして知られる）、化学的に安定化された酸化物コーティング又は部分的安定化酸化物コーティングのようなセラミックコーティング、並びにこれらのコーティングの混合物がある。
【００１５】
本発明のもう一つの態様は、タービンディスクと、上記ディスクに連結した１段以上のタービンブレードであって一次樹枝状晶枝間隔が１５０μｍ以上の柱状単結晶又は多結晶組織又はそれらの混合組織を有する高勾配鋳造一方向凝固超合金でできた全長が約４インチを超えるタービンブレードと、上記タービンブレードに対応したタービンノズルであって一次樹枝状晶枝間隔が１５０μｍ以上の柱状単結晶又は多結晶組織を有する高勾配鋳造一方向凝固超合金でできた全長が約４インチを超えるタービンノズルとを備えてなるガスタービンである。本発明は、また、結晶方向が＜００１＞で一次樹枝状晶枝間隔Ｘを有する柱状単結晶として鋳造された超合金を含んでなるタービンブレード、ノズル、動翼、静翼及び翼形部であって、４インチ〜４０インチのブレード、ノズル、動翼、静翼及び翼形部長さについて１５０μｍ≦Ｘ＜８００μｍである、タービンブレード、ノズル、動翼、静翼及び翼形部に関する。本発明の鋳造品は実質的に欠陥がなく、好ましくは長さ１００μｍを超えるフレックルがない。本発明は、さらに、圧縮機と、燃焼器ライナと、タービンディスクに固定されたダブテールを有する単段又は複数段のタービンブレードとを備えてなるヘビーデューティガスタービンであって、上記ブレードが約４〜４０インチの全長を有していて一次樹枝状晶枝間隔１５０μｍ以上の超合金柱状単結晶又は柱状多結晶又はそれらの混合組織でできているヘビーデューティガスタービンを提供する。タービンノズルが上記タービンブレードに対応して設けられるが、最大動作ガス温度は１０００℃以上であり、第一段ブレードのメタル温度が使用応力下で９００℃以上である。
【００１６】
本発明は、また、各々翼部とプラットホームとシャンク部を有する複数のブレードと各々翼部とプラットホームを有する複数のノズルとを配設してなるガスタービンであって、圧縮燃焼ガスをノズルを通してブレードに衝突させることでディスクに設けられた各ブレードが回転し、燃焼ガスの温度が１０００℃以上であり、第一段ブレードの翼部の入口での燃焼ガスの温度が１０００℃以上であって、第一段ブレードが長さ４インチ以上で一次樹枝状晶枝間隔１５０μｍ以上の柱状単結晶であるガスタービンに関する。１以上ブレード及びノズルの翼部の表面は環境及び熱防護コーティングで被覆される。
【００１７】
本発明のもう一つの態様では、方向性凝固柱状単結晶又は柱状多結晶製品の製造方法であって、鋳造品の形状をしたメインキャビティを含んでなる予熱した鋳型中に超合金溶湯を加熱帯内で注入する段階、それぞれ約４インチから約８インチの間の鋳造品の長さに対応して１５０μｍ以上で８００μｍ以下の一次樹枝状晶枝間隔が形成されるべく溶湯を凝固させるのに十分な引出速度で、鋳型を超合金溶湯と共に加熱帯から液体冷却槽中に引き出す段階、及び続いて実質的に欠陥のない柱状単結晶又は柱状多結晶を形成させるべく鋳型を冷却する段階を含んでなる方法が提供される。本発明の一部には、この方法で製造された製品も包含される。本発明による鋳造品の製造方法では、微細樹枝状晶枝間隔（約１５０μｍから８００μｍ未満）の実質的に欠陥のない単結晶組織を有する長さ７インチから約４０インチまでの大形部品の製造が可能である。
【００１８】
樹枝状晶枝間隔が微細でしかも方向性凝固製品に実質的に欠陥がないため、本発明の鋳造品は、超合金成分の不均一に分布した樹枝状晶間溜まりが随伴しているような樹枝状晶間隔の広い鋳造品よりも強度が高く機械的性質に優れている。微細樹枝状晶枝間隔は、当業者に用いられてきた伝統的な鋳造法では達成できない。従来技術の方法で製造した７インチの鋳造部品について典型的な一次樹枝状晶枝間隔はおよそ３００〜４００μｍである。大形部品では、樹枝状晶間隔は軽く８００μｍを超える。そこで、本発明で達成された微細樹枝状晶間隔は、約４０インチに至る大形鋳造部品においても、鋳造品の化学組成の不均一性の多くを取り除くとともに、高温強度を始めとする製品自体の強度を高める。これにより製品の実用寿命が長くなる。微細一次樹枝状晶枝間隔をもつ超合金鋳造品は欠陥の数が少なく、そのため機械的性質に優れるので、本発明のガスタービンエンジンは一段と効率的である。この鋳造品は寿命が長く、そのためガスタービンの信頼性が高まる。
【００１９】
【発明の詳しい説明】
今回、我々は、約４インチを超える長さの大きい鋳造品において、樹枝状晶枝間隔で証明される鋳造欠陥を防ぐのに必要とされる凝固プロセス条件を発見した。これらの条件は、４インチ又はそれより小型の鋳造品についての従来技術の研究からは予想できないものである。
【００２０】
本発明の一方向鋳造品は、一次樹枝状晶枝間隔が１５０μｍ以上で実質的に欠陥のない柱状単結晶又は柱状多結晶組織を有する。この鋳造品は超合金溶湯から作られる。超合金はニッケル基超合金でも、コバルト基超合金でも、鉄基超合金でもよいが、好ましくはニッケル基又はコバルト基超合金であり、最も好ましくはニッケル基超合金である。表１及び表２にニッケル基超合金の組成の具体例を示す。好ましいニッケル基超合金組成物の具体例はＲｅｎｅ  Ｎ５合金である。
【００２１】
【表１】
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【００２２】
【表２】
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【００２３】
【表３】
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【００２４】
【表４】
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【００２５】
表３はさらにコバルト基超合金組成物の具体例を示す。本発明のもう一つの態様では、鋳造品は、チタン、ニオブ、ジルコニウム、タングステン、レニウム及びホウ素は機械的性質に必要なだけ少量しか含まないが、鋳造品の相安定性を保ちつつできるだけ多くのハフニウム、タンタル及び炭素を含む超合金組成物を利用することによって達成し得る。
【００２６】
【表５】
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【００２７】
本発明の基本的特徴及び利点は実質的に欠陥のない鋳造組織である。これは微細な一次樹枝状晶枝間隔及び製品製造時に用いる鋳造技術によって達成される。一般に、低融点又は脆性相、強化析出物の不均一分布、樹枝状晶間ポロシティ及び表面フレックルのような欠陥は、一次樹枝状晶コアもしくは枝の間の、不均質な元素態成分の溜まりが蓄積できる樹枝状晶間領域に帰因する。大形鋳造品において微細な一次樹枝状晶枝間隔を達成することでこれらの欠陥の多くが排除される。一次樹枝状晶枝間隔（以下「ＤＡＳ」と略す）は長さ４インチの鋳造部品について好ましくは約１５０μｍであり、長さ７インチの部品について好ましくは約２２０μｍであるが、長さ７インチの部品については２２０μｍ未満のＤＡＳも２２０μｍを超えるＤＡＳと同様に達成可能である。
【００２８】
本発明の他に類のない態様及び予想外の結果は、２５〜４０インチの全長を有するタービンブレード等の大形鋳造品を約１５０μｍから８００μｍ未満の微細な樹枝状晶枝間隔を有するものとして製造できることである。このことは、同様の大きさの従来の鋳造品でおよそ８００μｍもしくはそれ以上の樹枝状晶枝間隔が得られることからすれば予想外のことである。これらの製品は鋳造欠陥も有しており、往々にして長時間の熱処理を必要とするが、このことは常に実用的であるとは限らず、しかも高くつくことがある。次に図２を参照すると、本発明の製品についての好ましい一次樹枝状晶枝間隔５０を示す領域が示されている。
【００２９】
前述の通り、本発明の製品は実質的に欠陥がない。最小化される鋳造欠陥の一つは、鋳造品の突起部分で形成される傾向のある高角度粒界であり、かかる部分では好ましい冷却が望ましくない異方位結晶粒の核生成をもたらしかねない。高角度粒界を排除する一つの方法は鋳造品の一部でない結晶路を設けることである。図３ａ及び３ｂに示す通り、直通ブリッジ１２を設けて鋳物の突起部を鋳型の基底部と連絡してもよい。結晶路は棒又は板の形状を有しており、それにより、異結晶粒核生成が起こる前に、柱状結晶の制御された方向性凝固を鋳物の突出し部に広げることができるようになる。
【００３０】
方向性凝固柱状単結晶又は柱状多結晶の生産において、往々にして廃棄につながる別種の結晶粒欠陥は「フレックル」として知られているものである。高角度粒界とは異なり、フレックルは部分的には鋳型内での溶湯の対流の結果として生じ、かかる対流は凝固プロセスを混乱させる。これは、小さな連鎖状等軸結晶のような鋳造品の表面にみられる不規則性を生じることがある。フレックル形成を避けるには、鋳造品の熱及び化学的条件の調整が必要とされる。合金化学の調整をフレックルの形成を減少させるのに用いることができる。本発明では微細樹枝状晶枝間隔の形成によって鋳造時に合金の化学成分を制御する。微細ＤＡＳは不均質な成分の溜まりが鋳造品の樹枝状晶間領域で形成されるのを阻止する。鋳造品の断面全域に均等に用いられる熱勾配条件も、製品におけるＤＡＳを減少させるのに役立ち、フレックル形成を減少させる。本発明の完成に至るまで間、フレックル形成が減少するプロセスウィンドウがあり、それが製品長さ及びＤＡＳ依存性となり得ることが判明した。４インチを超える（好ましくは８インチを超える）鋳造品長さについては、鋳造品の長さに基いて１５０μｍから８００μｍ未満の微細樹枝状晶枝間隔でフレックルが減少する。
【００３１】
スリバーはミクロ組織中に筋を生じる結晶粒である。これらは通常は鋳造の主方向に接して整列しているが、横断方向に異なる配向をしている。超合金溶湯に超清浄溶融体を用いることで、スリバーは超合金材料中の含有物から形成されにくくなる。
二次結晶粒とマルチ結晶粒は普通鋳型の基底部の結晶セレクタから２以上の結晶粒が現れるときに発生する。鋳物の凝固時の熱伝導条件は、鋳造品のある区分がその鋳物の他の部分よりも速く冷却しないように調節される。これにより、主柱状単結晶との競争反応において溶湯からの二次結晶粒の核生成及び形成がなくなる。二次結晶粒とマルチ結晶粒は、鋳型を冷却浴又は放射冷却帯に引き出す際の熱伝導条件の調整によって制御される。これにより、鋳物のすべての部分が確実に同じ速度で冷却することになる。
【００３２】
図３ａを参照すると、アルミナやシリカのような好適な材料でできたシェル鋳型１３が示してある。鋳型１３は例えばタービンブレードのような鋳物１４の形状に構成される。鋳型１３はチル板に固定してもよい。鋳型１３は鋳型を加熱するための加熱帯１５の中に置かれる。鋳型１３は鋳造すべき超合金の融点以上の温度に加熱され、好ましくは超合金の液相線温度を上回る温度に加熱される。ニッケル基又はコバルト基超合金組成物のような溶融超合金を予熱した鋳型１３に注入する。超合金を一方向凝固プロセスで凝固させるべく、鋳型の底又は水冷チル板１を一定速度で下方の冷却帯（液体金属冷却浴又は放射冷却用の真空もしくは周囲／冷却空気中）に引き出す。結晶は最初に鋳型の底のスタータ４で生成し、次いで結晶セレクタ５で単結晶へと形成される。結晶セレクタ５は結晶形成中に回転することができる。結晶セレクタ５は、製品部分へと成長する単結晶を選択するための螺旋通路を画定する螺旋形であってもよい。柱状単結晶は鋳物１４の拡大部で大きくなる。冷却時の鋳物全体で傾きの大きい均一な熱勾配を制御することにより、鋳物１４において４インチから４０インチの鋳造品長さにそれぞれ対応して１５０μｍより大きく８００μｍ未満の一次樹枝状晶枝間隔をもつ実質的に欠陥のない柱状単結晶が形成される。好ましい一次樹枝状晶枝間隔は約１５０μｍ〜６５０μｍであり、最も好ましい枝間隔は約１５０μｍ〜３５０μｍである。図３ａでは、鋳物１４はタービンブレードの部分を表しており、内部に冷却孔路を有する翼形部７と、翼形部７に連なるシャンク８と、シャンク８に連なるダブテール９を含んでなる。ブレードは鋳型１３の構造に応じて翼形部７側から最初に鋳造してもよいし、ダブテール９側から最初に鋳造してもよい。ブリッジ１２は、鋳物１４の実質的に全域で一方向柱状単結晶が形成されるように鋳物１４の突起部を鋳物の下部と連絡している。鋳造品は、鋳造品の５０％以上が単結晶であるときに鋳物の全域で実質的に柱状単結晶である。
【００３３】
図３ｂに示した別の鋳型の実施形態では、実質的に柱状単結晶であるものの代わりに柱状多結晶を製造するために改造した鋳型の一部を示す。かかる製造を行うため、鋳型１３はチル板１に開放された鋳型１３の底に成長帯１６又はスタータ１６を有する。図３ａの結晶セレクタは除かれている。
＜００１＞以外の方位の結晶組織も本発明の方法で作り得る。この構成では、成長帯に所望の方位の単結晶スラグを収容し、スラグの底部を好ましくは支持板の窪みにセットしてこのスラグが鋳型の加熱時に完全には溶解しないようにする。超合金を鋳型に注入すると、鋳物全域にスラグと同じデンドライト方位の柱状単結晶又は柱状多結晶が生じる。
【００３４】
鋳造すべき製品は図３ａ及び３ｂに示すような鋳型の中で作られるが、鋳型は支持板（チル板であってもよい）の上にある。鋳型は最初にサセプタで囲まれた加熱チャンネルバー内に入れられるが、サセプタ自体もコイル等の発熱体で囲まれている。加熱チャンバーの下には、液体金属などの冷却液浴の入ったタンクが位置している。タンクはその中に加熱された鋳型を浸するための望ましい温度まで冷却液の温度を上昇させるために発熱体をその周囲に有していてもよく、冷却コイルで囲まれた冷却チャンバーも好ましい。液浴の循環を確実にするため適当な撹拌手段を設けてもよい。撹拌手段とタンク周囲の加熱コイルと冷却コイルは冷却液浴中で対流を生じさせかつ強める働きをし、浴の鋳型を浸した部分と鋳型との間の温度差を一定に保つのに役立つ。
【００３５】
タンクに使用するのに特に好適な冷却液には錫及びアルミニウムがある。錫がその低い融点及び低い蒸気圧のため特に好ましい。錫浴の好適な温度は約２３５〜３５０℃である。
加熱チャンバーと冷却液の入ったタンクとの間にはバッフルがある。バッフルは冷却液及び加熱チャンバーの底と密に接する位置に置かれる。バッフルの目的は、過熱された鋳型と冷却液浴の間で傾きの大きい熱勾配を得るのをさらに助成することである。バッフルは単層でも多層でもよく、剛性又は柔軟な断熱材料を含んでなる。バッフルは固定されていても浮かんでいてもよい。バッフルは、鋳型が加熱チャンバーからバッフルを通って液体冷却浴中に引き出される際にその鋳型の形状の周りの嵌め合いが変化するように設計することもできる。
【００３６】
本プロセスは好ましくは真空中又は不活性雰囲気中で実施される。周囲空気雰囲気も加熱チャンバーから引き出した後の鋳型の冷却の形態として単独で又は上記と組み合わせて使用することができる。
本発明の一つの方法では、方向性凝固プロセスは予熱しておいた鋳型に超合金を鋳込み、約１４５０〜１６００℃に過熱することによって開始される。鋳型は超合金の液相線温度よりも高い温度に予熱される。柱状単結晶又は多結晶組織の凝固及び形成は炉の高温部から放射バッフルを通して液体金属冷却浴中に鋳型を引き出すことによって制御される。支持板又はチル板の温度は冷却媒体（冷却液又は対流放射冷却）の温度近くに保たれ、樹枝状晶の成長は鋳型の成長帯の中で始まり、鋳型の成長帯を通して上方へと凝固が続くと、結晶粒組織は柱状単結晶又は柱状多結晶又はそれらの混合組織になる。冷却媒体は鋳型の外表面全体と接するので、冷却媒体は鋳型を完全に取り囲んで鋳型のあらゆる部分から熱を除去して合金の縦方向の凝固を助成する。放射バッフルを通して引き出すことは、鋳型内の凝固先端(solidification front)での傾きの大きな熱勾配を保つ働きをする。鋳物に強い一方向熱勾配を加えることによって均一な一次樹枝状晶枝間隔が得られる。概して、熱勾配が約１０〜１２℃／ｃｍよりも大きいと結晶欠陥が減少或いは無くなる。本発明では１０〜１２℃／ｃｍよりも高い熱勾配を用いる。
【００３７】
【実施例】
本発明の鋳造品で達成されるフレックル欠陥の減少及び微細な樹枝状晶枝間隔を示すため、鋳物の液体金属冷却法及び従来の放射冷却法を用いて一連の実験を行った。
例１〜３
鋳型は長さ１５０ｍｍで幅４０ｍｍであった。超合金組成はニッケル基合金のＲｅｎｅ  Ｎ５（商品名）であった（略７．５重量％Ｃｏ、７．０重量％Ｃｒ、６．２重量％Ａｌ、６．５重量％Ｔａ、１．５重量％Ｍｏ、５．０重量％Ｗ、３．０重量％Ｒｅ、残部のＮｉに、Ｈｆ、Ｙ、Ｂ及びＣの微量ドーピング）。鋳造炉温度は約１５００℃にセットし、引出速度は２ミリメートル毎分（ｍｍ／ｍｉｎ）であり、鋳型厚みは１２層のセラミックシェルであった。これらの条件は、鋳型を１）放射冷却により冷却すべく炉から真空チャンバー中に引き出すか（従来法）或いは２）液体金属で冷却すべく液体金属（錫）の浴中に引き出した鋳造実験で、同じに保った。鋳造後、冷却速度を熱電対測定値から計算した。鋳物の一次樹枝状晶枝間隔は金属組織検査で測定し、フレックル形成の証拠は鋳造表面をマクロエッチングした後で金属組織検査することで調べた。
【００３８】
実験の結果を表４にまとめた。放射冷却した例１及び２の表面はフレックル連鎖を示し、これらは最初は鋳物の薄肉部に縁沿いに現れ、次いで厚肉部の平坦面にさらに顕著に広がった。これらのフレックルの生じた鋳物における一次樹枝状晶枝間隔を測定したところ約３８５〜６７０μｍの範囲にあった（図４）。熱勾配は例１及び２では約１０〜１２℃／ｃｍの間と計算された。対照的に、液体金属冷却した例３は例１及び２と同一条件下で鋳造されているが、フレックルは一切認められなかった。このフレックルのない鋳物における一次樹枝状晶枝間隔は２１５〜２６０μｍの範囲のＤＡＳと改善されていた（図５）。熱勾配は４０〜６５℃／ｃｍの範囲であり、例１及び２の対応する放射冷却鋳物に比べて３乃至５倍向上していた。
【００３９】
【表６】
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【００４０】
例４
別の組の実験では、放射冷却した鋳造部品と液体金属冷却した鋳造部品でフレックル形成の比較を行った。鋳型は長さ４７０ｍｍで約１２ｋｇの金属が入っていた。例１〜３と同様の鋳造条件を用いた。この実験でも、放射冷却部品ではフレックル形成が存在しており、フレックルが阻止されているのが液体金属冷却部品で認められた。
【００４１】
例５〜６
方向性鋳造品（例５）を製造するが、溶融金属の初期全長は４インチ（１０ｃｍ）である。従来の「ブリッジマン」炉中で毎時６インチ（１５ｃｍ／ｈｒ）の鋳造速度で鋳物を方向性凝固するが、このときの固−液界面における熱勾配は１０℃／ｃｍである。鋳物にはフレックルが存在しており、一次樹枝状晶枝間隔は約３５０μｍである。
【００４２】
方向性鋳造品（例６）を製造するが、溶融金属の初期全長は約４インチ（１０ｃｍ）である。液体金属冷却を用いて高勾配炉中で毎時８インチ（２０ｃｍ／ｈｒ）の鋳造速度で鋳物を方向性凝固するが、このときの固−液界面における熱勾配は８０℃／ｃｍである。鋳物は無欠陥（フレックルなし）で製造され、一次樹枝状晶枝間隔は約１５０〜２３０μｍである。
【００４３】
例７〜８
鋳造品（例７）を製造するが、溶融金属の初期全長は３０インチ（７５ｃｍ）である。ブリッジマン炉中で毎時６インチ（１５ｃｍ／ｈｒ）の鋳造速度で鋳物を方向性凝固するが、このときの固−液界面における熱勾配は１０℃／ｃｍである。一次樹枝状晶枝間隔は約８００μｍで、鋳物はフレックルを含んでいる。
【００４４】
鋳造品（例８）を製造するが、溶融金属の初期全長は約３０インチ（７５ｃｍ）である。液体金属冷却を用いて高勾配炉中で毎時８インチ（２０ｃｍ／ｈｒ）の鋳造速度で鋳物を方向性凝固するが、このときの固−液界面における熱勾配は８０℃／ｃｍである。鋳物にはフレックルがなく無欠陥であり、一次樹枝状晶枝間隔は約２５０〜３５０μｍである。
【図面の簡単な説明】
【図１】  図１は、慣用の放射冷却で製造した製品について、マイクロメーター（μｍ）単位で表した従来技術の一次樹枝状晶枝間隔を鋳造品長さに対してプロットしたものである。図１には、米国特許第３９１５７６１号に示されているような液体冷却浴を用いて製造した４インチ航空機用ブレードについての超微細樹枝状晶枝間隔も示した。
【図２】  図２は、本発明の方法で製造した特許請求の範囲に係る製品についての、微細一次樹枝状晶枝間隔（μｍ）と鋳造品長さ（インチ）の関係を示すプロットである。
【図３】  図３ａは、タービンローターブレードもしくは動翼のような大形柱状単結晶鋳造品の製造方法の実例としての、結晶セレクタを有する鋳型の直立断面図である。図３ｂは、大形柱状多結晶鋳造品の製造方法の実例としての、結晶路を有する鋳型の直立断面図である。
【図４】  図４は、一次樹枝状晶枝間隔が約３８８μｍで長さ７インチの従来技術の鋳造品の倍率１００倍での顕微鏡写真である。
【図５】  図５は、一次樹枝状晶枝間隔が約２１７μｍで長さ７インチの本発明の特許請求の範囲に係る鋳造品の倍率１００倍での顕微鏡写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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