(57)【要約】  ガスタービン部品の鋳造に適切なニッケル基合金を開示する。該合金は、低密度及び基本熱処理プロセスを有しながら改良された強度を達成している。一方向凝固及び等軸鋳造品の両方を提供できる合金の多数の態様を開示する。また、その改良されたニッケル基合金を利用した鋳造品及び熱処理品の製造法も開示する。【選択図】図１２
2010507725.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ガスタービン部品の製造に適切なニッケル基合金であって、本質的におよそ下記組成（重量パーセント）：
アルミニウム  ３．３５〜３．６５
チタン  ４．８５〜５．１５
タンタル  ２．３０〜２．７０
クロム  １１．５０〜１２．５０
コバルト  １１．５０〜１２．５０
鉄  ０．０〜０．１５
銅  ０．０〜０．１０
タングステン  ３．３〜３．７
モリブデン  １．７０〜２．１０
炭素  約０．０４〜０．１２
ホウ素  ０．０１０〜０．０２０
ジルコニウム  ０．０〜２０ｐｐｍ
ハフニウム  ０．０〜０．０５
硫黄  ０．０〜０．００１２
窒素  ０．０〜２５ｐｐｍ
酸素  ０．０〜１０ｐｐｍ、及び
残り  ニッケル及び付随不純物
からなるニッケル基合金。
【請求項２】
前記炭素の重量パーセントによる組成が約０．０８〜０．１２であり、前記ジルコニウムの重量パーセントによる組成が１０ｐｐｍまでである、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項３】
重量パーセントによる組成が０．０５までのケイ素をさらに含む、請求項２に記載の合金。
【請求項４】
請求項３のニッケル基合金を溶融することによって製造される等軸鋳造品。
【請求項５】
ガスタービンの動翼、ノズル、及びダイヤフラムの一つを含む、請求項４に記載の鋳造品。
【請求項６】
前記炭素の重量パーセントによる組成が約０．０４〜０．０７であり、前記硫黄の重量パーセントによる組成が１０ｐｐｍまでであり、そして前記窒素の重量パーセントによる組成が１０ｐｐｍまでである、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項７】
重量パーセントによる組成が０．０６までのケイ素、重量パーセントによる組成が１５ｐｐｍまでのリン、及び重量パーセントによる組成が１ｐｐｍまでの鉛をさらに含む、請求項６に記載のニッケル基合金。
【請求項８】
請求項７のニッケル基合金を溶融することによって製造される一方向凝固鋳造品。
【請求項９】
ガスタービンの動翼、ノズル、及びダイヤフラムの一つを含む、請求項８に記載の鋳造品。
【請求項１０】
ニッケル基合金の溶体化熱処理法であって、前記合金を２０５０°Ｆ±２５°Ｆに上げて２時間±１５分間保持し；前記合金をガスクエンチによって１１００°Ｆ以下に冷却し；前記合金を１９７５°Ｆ±２５°Ｆに上げて４時間±１５分間保持し；前記合金をガスクエンチによって１１００°Ｆ以下に冷却し；前記合金を１５５０°Ｆ±２５°Ｆに上げて２４時間±３０分間保持し；そして前記合金を１１００°Ｆ以下に冷却することを含む方法。
【請求項１１】
前記合金を１９７５°Ｆ±２５°Ｆに上げて４時間±１５分間保持し、前記合金をガスクエンチによって１１００°Ｆ未満に冷却し、前記合金を１５５０°Ｆ±２５°Ｆに上げて２４時間±３０分間保持し、そして前記合金を１１００°Ｆ未満に冷却するステップが、前記合金が遮熱コーティングを受けた後に行われる、請求項１０に記載の方法。
【請求項１２】
前記合金が約１５０°Ｆの熱処理窓領域を有し、前記窓領域は前記合金のソルバスとソリダス間の差と定義される、請求項１０に記載の方法。
【請求項１３】
前記冷却のための前記ガスが、アルゴン、ヘリウム、及び水素を含む群から選ばれる、請求項１０に記載の方法。
【請求項１４】
ニッケル基合金の鋳造品及び熱処理品の製造法であって、前記合金を用意し、前記合金は本質的におよそ下記組成（重量パーセント）：
アルミニウム  ３．３５〜３．６５
チタン  ４．８５〜５．１５
タンタル  ２．３０〜２．７０
クロム  １１．５０〜１２．５０
コバルト  １１．５０〜１２．５０
鉄  ０．０〜０．１５
銅  ０．０〜０．１０
タングステン  ３．３〜３．７
モリブデン  １．７０〜２．１０
炭素  約０．０４〜０．１２
ホウ素  ０．０１０〜０．０２０
ジルコニウム  ０．０〜２０ｐｐｍ
ハフニウム  ０．０〜０．０５
硫黄  ０．０〜０．００１２
窒素  ０．０〜２５ｐｐｍ
酸素  ０．０〜１０ｐｐｍ、及び
残り  ニッケル及び付随不純物
からなり、前記合金を２０５０°Ｆ±２５°Ｆに上げて２時間±１５分間保持し；前記合金をガスクエンチによって１１００°Ｆ未満に冷却し；前記合金を１９７５°Ｆ±２５°Ｆに上げて４時間±１５分間保持し；前記合金をガスクエンチによって１１００°Ｆ未満に冷却し；前記合金を１５５０°Ｆ±２５°Ｆに上げて２４時間±３０分間保持し；そして前記合金を１１００°Ｆ未満に冷却することを含む方法。
【請求項１５】
前記炭素の重量パーセントによる組成が約０．０８〜０．１２であり、前記ジルコニウムの重量パーセントによる組成が１０ｐｐｍまでである、請求項１４に記載の方法。
【請求項１６】
重量パーセントによる組成が０．０５までのケイ素をさらに含む、請求項１５に記載の方法。
【請求項１７】
前記合金が、等軸鋳造品が製造されるように溶融されて、ガスタービンの動翼、ノズル、又はダイヤフラムが鋳造される、請求項１６に記載の方法。
【請求項１８】
前記炭素の重量パーセントによる組成が約０．０４〜０．０７であり、前記硫黄の重量パーセントによる組成が１０ｐｐｍまでであり、そして前記窒素の重量パーセントによる組成が１０ｐｐｍまでである、請求項１４に記載の方法。
【請求項１９】
前記合金が、一方向凝固鋳造品が製造されるように溶融されて、ガスタービンの動翼、ノズル、又はダイヤフラムが鋳造される、請求項１８に記載の方法。
【請求項２０】
前記合金を１９７５°Ｆ±２５°Ｆに上げて４時間±１５分間保持し、前記合金をガスクエンチによって１１００°Ｆ未満に冷却し、前記合金を１５５０°Ｆ±２５°Ｆに上げて２４時間±３０分間保持し、そして前記合金を１１００°Ｆ未満に冷却するプロセスが、前記合金が遮熱コーティングを受けた後に行われる、請求項１４に記載の方法。
【請求項２１】
前記合金が約１５０°Ｆの熱処理窓領域を有する、請求項１４に記載の方法。
【請求項２２】
前記合金の金属学的安定係数が、式：
【数１】
2010507725.tif 000016
によって表され、Ｎｖ３は２．２２〜２．４０である、請求項１４に記載の方法。
【請求項２３】
前記合金が、等式：
Ｄ＝０．３０７６６７６３９＋（％Ｍｏ）（０．０００４５２１３７）＋（％Ｗ）（０．００１７３７５９１）−（％Ａｌ）（０．００４４９７１３３）−（％Ｔｉ）（０．００１２４０９３６）＋（％Ｔａ）（０．００２１３３３７５）
［式中、％Ｍｏ＝モリブデンの重量パーセンテージ
％Ｗ＝タングステンの重量パーセンテージ
％Ａｌ＝アルミニウムの重量パーセンテージ
％Ｔｉ＝チタンの重量パーセンテージ
％Ｔａ＝タンタルの重量パーセンテージ］
による密度を有する、請求項１４に記載の方法。
【請求項２４】
前記密度が０．３０  ポンド／インチ３以下である、請求項２３に記載の方法。
【請求項２５】
前記冷却のための前記ガスが、アルゴン、ヘリウム、及び水素を含む群から選ばれる、請求項１４に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
発明の分野
本発明はガスタービンに関する。更に詳しくは、本発明の態様は、ガスタービン部品の鋳造に使用するためのニッケル基合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
発明の背景
ガスタービンエンジンは極端な環境で使用されることが知られている。特にタービン部のエンジン部品は高い運転温度及び応力に曝される。タービン部品がこうした条件に耐えるためには、そのような高温及び運転応力への長期暴露に耐えながら、低いそれらの効果的な運転温度への適切な冷却も受け入れられる性質を持つ材料からそれらを製造することが必要である。このことは特に、燃焼部の熱ガス通路流に直接触れるタービンの動翼(bucket)、又はブレード、並びにノズル、又はベーン(vane)に言えることである。
【０００３】
ガスタービンエンジンの効率を改良しようとするには、燃焼部の運転温度を上げて燃料をより完全に燃焼させればよい。その結果、タービン部の温度も上がる。タービン材料が部品の完全性を損なうことなく高温で作動するためには、タービン部品への追加冷却か、又は改良された材料性能のいずれかが必要になる。しかしながら、タービン部品を冷却するために空気を方向転換すると、燃焼プロセスに利用できる空気の量が減少し、その効率が低下する。これは、運転温度を上げることによってガスタービンの効率を改良するという目標にとって逆効果である。そこで、現在の空気流量とエンジン効率を低下させずに運転の改良を提供することが望ましい。
【０００４】
燃焼温度を高めることは、材料に更なる構造変化をもたらす。すなわち、所定の材料にとって運転温度が高くなると、負荷に耐えるその能力は低下する。ガスタービンエンジンの運転温度は、エンジン効率を改良するために長年にわたって上がってきているので、改良された温度性能を有するいくつかの材料が導入されている。そのような例の一つが、ミシガン州マスキーゴンのＣａｎｎｏｎ−Ｍｕｓｋｅｇｏｎ  Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ社製のＣＭ−２４７と一般に呼ばれている合金である。この合金の形態は米国特許第４，４６１，６５９号に開示されている。この合金は、粒界亀裂を削減することによって改良された強度を有するように開発された多数の合金の一つである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】米国特許第６，４１６，５９６号
【特許文献２】米国特許第６，４２８，６３７号  ガスタービン用の別の合金改良は、Ｇｅｎｅｒａｌ  Ｅｌｅｃｔｒｉｃ  Ｃｏｍｐａｎｙによって開発された。改良された高温耐食性を有するニッケル基合金のＧＴＤ−１１１は、ガスタービンのブレード及びベーンの製造用として開発された。この合金の性質は米国特許第６，４１６，５９６号及び６，４２８，６３７号に開示されている。
【０００６】
さらに、改良合金だけでなく、動翼及びノズル及びその他のガスタービン部品の強度を改良するための鋳造技術も開発されている。ガスタービン翼(airfoil)の分野の専門家なら分かる通り、注型鋳造品の強度、及びその中にある何らかの固有の脆弱性は、鋳造品の粒界のサイズと位置に依存する。具体的には、鋳造技術は、普通（又は等軸）鋳造法、すなわち金属が注入され、粒界が部品の冷却に伴って自由に形成される方式から、一方向凝固（ＤＳ）鋳造法、すなわち金属が注入され、粒界が一方向のみに形成されるような様式で冷却されて、好ましくは、＜００１＞結晶学的方向が翼の長手方向に平行になるような方式に進化してきた。典型的には鋳造品の最脆弱部分である粒界を、一般的に翼への負荷に対して直角の方向に整列させることによって、鋳造品の強度、延性、及び耐熱疲労性における著しい改良が実現する。より最近では、鋳造プロセスの向上がなされて、鋳造品を単結晶（粒子）構造が形成されるような様式で冷却することによって粒界を完全に排除できるようになっている。このタイプの鋳造品はこれまでのところ最強型の鋳造品であるが、種々の加工要件及び合金コストのために製造するのに最も高価な鋳造品でもある。典型的には、単結晶鋳造品は、極端に高温のところ、過剰に高い機械的負荷が存在するところ、又はタービンの構造形状（ジオメトリー）上そのような鋳造品が（必要であると）指示される場合といった用途に限定される。必要とされる加工には、利用される鋳造プロセス及び合金に関する追加の問題が付随する。つまり、関与する鋳造技術及び合金によって、その特別な合金のタービン部品を形成するのに時間のかかる高価なプロセスが発生するに違いない。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
合金開発、冷却技術、及び鋳造プロセスには著しい向上が見られるが、更なる改良の余地はまだ十分にある。具体的には、少なくとも最新式合金の性能を有しながら、改良された引張強さ、良好な鋳造適性、削減された運転応力、及び低い製造コストも有する合金を求める業界のニーズがある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
発明の要旨
本発明は、改良された安定性、機械的特性、及び低い運転応力を有するガスタービン部品の製造に適切なニッケル基合金の態様を提供する。一つのそのような応力低減は縦応力に見られる。これは合金密度の関数で、本明細書中に開示された合金の場合、合金密度はガスタービン用に使用されている他の周知合金より低い。さらに、該ニッケル基合金は、過度に長い高温炉スケジュールを使用しない熱処理プロセスを受けるが、そのような熱処理を行える大きい窓領域も有している。
【０００９】
多数の形態のインベストメント鋳造に適切なニッケル基合金の組成を開示する。これは、普通（等軸）鋳造及び一方向凝固（ＤＳ）鋳造に適切な組成を含む。本発明の更なる側面において、元素組成及び熱処理プロセスを含む、ニッケル基合金からの鋳造品及び熱処理品の製造法を提供する。
【００１０】
以下、本発明を添付の図面を参照しながら詳細に説明する。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】先行技術の合金と比較した本発明の合金態様の極限引張強さ及び降伏強さvs温度を描いたチャートである。
【図２】先行技術の合金と比較した本発明の合金態様の応力破断vs正規化時間及び温度パラメータを描いたチャートである。
【図３】本発明による動翼及びノズルの存在位置を示したガスタービンエンジンの断面図である。
【図４】本発明の態様による超合金から形成された動翼の斜視図である。
【図５】本発明の態様による超合金から形成された代替の動翼の斜視図である。
【図６】先行技術の合金と比較した本発明の一方向凝固態様の合金の極限引張強さvs温度を描いたチャートである。
【図７】先行技術の合金と比較した本発明の等軸態様の合金の極限引張強さvs温度を描いたチャートである。
【図８】先行技術の合金と比較した本発明の等軸態様の合金の降伏強さvs温度を描いたチャートである。
【図９】先行技術の合金と比較した本発明の一方向凝固態様の合金の降伏強さvs温度を描いたチャートである。
【図１０】先行技術の合金と比較した本発明の一方向凝固態様の合金の材料の伸びvs温度を描いたチャートである。
【図１１】先行技術の合金と比較した本発明の等軸態様の合金の材料の伸びvs温度を描いたチャートである。
【図１２】先行技術の合金と比較した本発明の等軸態様の合金から製作されたブレードのクリープ破断寿命を描いたチャートである。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
発明の詳細な説明
法的要件を満たすために本発明の主題をここで詳細に説明する。しかしながら、説明自体に本特許の範囲を制限する意図はない。それどころか、発明者らは、特許請求された主題は、異なるステップ又は本明細書中に記載されたものと類似のステップの組合せに現在又は将来の技術も併合して含む、他の様式でも体現できることを想定している。さらに、本明細書中で“ステップ”及び／又は“ブロック”という用語を、使用された方法の異なるエレメントを暗示するのに使用しているが、該用語は、個々のステップの順序が明示されていない限り、又は明示されている場合を除いて、本明細書中に開示された様々なステップ間の何らかの特定の順序を含意していると解釈されるべきでない。
【００１３】
本発明は、ガスタービン部品の製造に適切なニッケル基合金並びに鋳造品及び熱処理ニッケル基合金の製造法を提供する。本発明の例示的態様を以下に記載する。
明確にするために、本発明の態様との関連でより詳細に論じられることになる幾つかの頻出用語について確認しておくのが最善である。“ガスタービンエンジン”という用語は、本明細書中では乗り物を推進するための推力又は発電機を駆動するための軸動力のいずれかの形態の機械的出力を提供するエンジンのことである。ガスタービンエンジンは、典型的には圧縮機、少なくとも一つの燃焼器、及びタービンを含む。“ブレード”という用語は、本明細書中ではガスタービンエンジンの軸の周りを回転するディスクに取り付けられた翼のことである。ブレードは、圧縮機を通過する空気流を圧縮する又は成形された翼表面に沿って通過する空気によってディスク及びタービンの軸を回転させるのに使用される。“ブレード”という用語は“動翼”と互換的に使用されることが多く、本明細書中でもそのようにしているが、該用語の性質を制限する意味はない。“ベーン”という用語は、本明細書中では典型的には圧縮機及びタービン部の両方に見られる静翼のことで、圧縮機又はタービンを通過する空気の流れを方向転換する役割を果たす。“ベーン”という用語は“ノズル”と互換的に使用されることが多く、本明細書中でもそのようにしているが、該用語の性質を制限する意味はない。これらのタイプの翼は液体金属から鋳造されることが多い。金属は、等軸（ＥＱ）及び一方向凝固（ＤＳ）鋳造品の形成を含む様々な手段で注型及び冷却できる。等軸鋳造では、当業者には分かる通り、鋳造品は、凝固金属の粒界が任意の方向に自由に形成されるように放冷される。ＤＳ鋳造では、金属は特定方向に延びる一連の粒界が形成されるような方向に冷却される。
【００１４】
優れた鋳造特性、低い密度及び良好な安定性を有する合金が発明者らによって開発された。該合金は、利用される鋳造工程の種類に応じて容認できる一連の化学成分を有しており、そのそれぞれが改良された機械的性質をもたらす。これは、レニウムのような高価な元素（約＄８００．００／ポンド）又はジルコニウム及びハフニウムのような高反応性元素を含まない化学成分で達成された。
【００１５】
発明者らが元来想定している本発明のニッケル基合金は、本質的に以下の表１に示されているようなおよその重量組成からなる。
【００１６】
【表１】
2010507725.tif 000003
【００１７】
この合金の開発は、該合金が等軸部品のほか一方向凝固部品の鋳造にも適切なものとなるように、高価な又は過度に反応性の合金添加物のない効果的なニッケル基合金を見つけることに焦点を当てた。最初に７つの化学（合金）を一方向凝固鋳造スラブへと製造した。
【００１８】
合金開発に際して取り組んだ、合金の機能性に関して重要な一つの領域はその構造安定性であった。合金は使用中に複雑な固相反応を受けるため、脆化相の析出が起こりうる。これらのＴＣＰ相(位相的に密に充填された相：topologically close packed phase)の形成を打ち消すように合金の化学を制御することは、合金原子あたりの平均電子空孔数、すなわちＮｖ３と名付けられた値を計算することによってある程度達成できる。合金の構造安定性は、一般的に、ＳＡＥ  ＡＳ  ５４９１  Ｒｅｖ．Ｂに従って、等式：
【００１９】
【数１】
2010507725.tif 000004
【００２０】
に従って計算される。Ｎｖ３の値が高いほど合金は不安定で、ＴＣＰ構造になりやすい。以前の研究で、この種の最も安定な合金でさえＮｖ３＞２．４５〜２．４９になるとＴＣＰ相が形成されうることが示されている。Ｒｅｎｅ  ８０及びＩｎｃｏｎｎｅｌ  ７３８のような幾つかの市販合金は、Ｎｖ３＞２．３２〜２．３８になると不安定になる。
【００２１】
前述の７つの化学に関して、安定性データを以下の表２に示す。示されているとおり、鋳造の形態によって、合金の金属学的安定係数、又は構造安定性は２．２２〜２．４０の範囲である。
【００２２】
【表２】
2010507725.tif 000005
【００２３】
合金５及び６は、ＴＣＰ相が形成されることが知られている２．３２のＮｖ３値を超えていなかったにもかかわらず、サンプルの更なる検討でわずかな不安定性が明らかになった。２．３１のＮｖ３値を有する合金２は、構造安定性に関して最善の結果を示し、ＴＣＰ相の兆候も示さなかった。
【００２４】
ニッケル基合金の機械的性質を増大するには、合金を熱処理することが必要である。本発明のニッケル基合金のような析出強化型合金を熱処理するには、まず合金をγ’のソルバスに近い温度に加熱しなければならない。それより高温では主に強化する相のγ’が溶解する。これは一般に溶体化熱処理と呼ばれている。その後の低い時効温度への暴露で、機械的性質を増大するような様式で、強化するγ’相の析出が起こる。合金の強度はγ’の量に伴って増大する。その分布及び格子定数も、γ’の析出によって付与されうる強度に影響を及ぼす。
【００２５】
熱処理窓領域、すなわちソルバスとソリダス（溶融開始温度）間の差は、本発明では大きく増大する。溶体化処理は、部品を溶融させることなく安全に処理するためにこの窓領域で行われなければならない。アルミニウム、チタン、及びタンタルの量の比較的小さい変化でもγ’ソルバスにはかなり大きな変化が起こりうる。合金が高濃度のアルミニウム、チタン、又はタンタルを含有していると、γ’ソルバス温度は高くなるので、それによって熱処理窓領域は小さくなる。γ’ソルバス及びソリダス温度を測定するために示差熱分析（ＤＴＡ）を実施した。材料工学の分野の専門家には分かる通り、ＤＴＡはサンプルと熱的に不活性な対照間の温度差を、温度を上げながら測定する。この差のプロットによってサンプルで起こっている反応に関する情報、例えば相転移、融点、及び結晶化などの情報が得られる。これらの分析の幾つかの典型的結果を以下の表３に示す。
【００２６】
【表３】
2010507725.tif 000006
【００２７】
上記データからわかるように、最も構造的に安定な合金である合金２は、熱処理窓領域も約１５０°Ｆという大きい熱処理の窓領域を有していた。合金の組成によって熱処理の窓領域は１２０〜１６０°Ｆの範囲になりうる。そのように大きい窓領域は、合金が製造条件下で溶融の可能性に遭遇することなく安全に熱処理できることを示している。このことは、多くの場合大きなバッチで大きな部品の熱処理は非常に正確な温度制御の下に行えず、±２５°Ｆも変動することが多いので、特に重要である。
【００２８】
本発明の合金を熱処理する別の利益は、その引張特性及びクリープ破断特性に関してである。他の高温ニッケル基合金の場合のように、本発明の合金を高温で溶体化熱処理する又はより複雑な時効処理に付することによる特段の利益は認められないことがわかった。本発明によって開発された合金は、２０５０°Ｆ±２５°Ｆで２時間±１５分間の溶体化の後、冷却ガスクエンチによって１１００°Ｆ未満に下げることによって熱処理された。クエンチングは、好ましくは、アルゴン、ヘリウム、及び水素を含む群から選ばれるガス環境中で実施する。次に合金を１９７５°Ｆ±２５°Ｆに上げ、４時間±１５分間時効した後、ガスクエンチによって１１００°Ｆ未満に冷却した。最後に、合金を１５５０°Ｆ±２５°Ｆに上げ、２４時間±３０分間安定化させた後、１１００°Ｆ未満、大体は室温に冷却する。この熱処理サイクルは他の周知合金と比べて比較的低温で実施され、回数も少ないため、このサイクルは非常に経済的な熱処理サイクルとなっている。このことは、本明細書中に開示された熱処理サイクルを以下の表４に示す他の類似合金のそれと比較することによってより良く理解される。
【００２９】
【表４】
2010507725.tif 000007
【００３０】
鋳造されるガスタービン部品の種類によって、熱処理サイクルのタイミングは変動しうる。例えば、ガスタービンブレード又はベーンを高運転温度からの更なる保護のために遮熱コーティング（ＴＢＣ）でコーティングする場合、熱処理プロセスの第二及び第三のステップはＴＢＣの塗布後に実施できる。合金を１９７５°Ｆ±２５°Ｆに上げて４時間保持するステップは、コーティングプロセスの一環としてコーティングを処理する役割も果たす。
【００３１】
本発明の別の重要な特徴はその密度である。ガスタービン翼の分野の専門家には分かる通り、翼の縦応力は密度の二乗に比例する。すなわち［応力σα（密度ρ）２］。つまり、翼の製造に使用される合金密度が低いほど翼が示す縦応力は低い。
【００３２】
合金２の比密度はサンプル鋳造品から計算及び測定された。この特別の化学組成の密度をさらに正確に計算するために等式が開発されている。この等式はコバルト及びクロム濃度に影響されず、
Ｄ＝０．３０７６６７６３９＋（％Ｍｏ）（０．０００４５２１３７）＋（％Ｗ）（０．００１７３７５９１）−（％Ａｌ）（０．００４４９７１３３）−（％Ｔｉ）（０．００１２４０９３６）＋（％Ｔａ）（０．００２１３３３７５）
と定義される。％Ｍｏはモリブデンの重量パーセンテージに等しく、％Ｗはタングステンの重量パーセンテージに等しく、％Ａｌはアルミニウムの重量パーセンテージに等しく、％Ｔｉはチタンの重量パーセンテージに等しく、％Ｔａはタンタルの重量パーセンテージに等しい。
【００３３】
等式の適合度は、以下の表５に示すように、サンプル鋳造品の測定密度と計算密度との比較によって分かるとおり優れている。
【００３４】
【表５】
2010507725.tif 000008
【００３５】
前述のように、この新合金の密度は低い固有運転応力のために重要である。本発明の合金の密度は０．３０  ポンド／インチ３（Lbs/in3）以下である。この合金の低い密度レベルは、以下の表６に示すように、ガスタービン用に通常使用されているその他の合金と比較すると良く分かる。
【００３６】
【表６】
2010507725.tif 000009
【００３７】
合金密度に関する別の重要な因子は、得られた部品の重量及び振動数に関係する。密度が低いほど部品の重量は軽くなる。回転しているタービンブレードの場合、ブレードのアタッチメントがディスクを引っ張り、一方ブレードはディスクに保持されている。この引張りはブレード重量の関数である。ブレードの重量が軽いほどディスクの引張りは小さく、結果としてアタッチメント応力も小さくなる。
【００３８】
密度は、ブレードであれベーンであれ翼の固有振動数にも影響を及ぼす。当業者には分かる通り、翼の固有振動数はエンジンの臨界振動数外でなければならないという点で重要である（１分あたり３６００回転で運転するエンジンの場合６０Ｈｚ）。翼はエンジンの動作振動数（この場合６０Ｈｚ）を外すようにするというだけでなく、そのいずれかのオーダー（すなわち１２０Ｈｚ、１８０Ｈｚ）も外すようにする。高密度を有する合金から製作された現在のタービンブレードは、エンジンの振動数のすぐ上の固有振動数を有している。ブレード又はベーンがエンジンの固有振動数又はそのいずれかのオーダーに長期間あると、高サイクル疲労のためにブレードの損傷が起こりうる。タービンブレード／ベーンを低密度合金から製作することは、部品の重量やブレードのアタッチメント応力を削減するだけでなく、その固有振動数を上げることにもなるので、ブレード又はベーンの振動数はエンジンの振動数からさらに離れることになり、高サイクル疲労による損傷の機会が削減される。
【００３９】
第一ラウンドの合金について二つのデータポイントに関する機械的性質を以下の表７及び８に示す。表７は８００°Ｆ及び１４００°Ｆの温度における極限引張強さ（ＵＴＳ）データ及び降伏強さ（ＹＳ）データを示し、表８は１４００°Ｆにおけるクリープ破断データを示す。これらの表はそれぞれ“ベースライン（基準）”に関するデータも含む。以下の表及び図面で、開発された合金とベースライン合金とＧＴＤ−１１１間の比較がなされている。ベースラインは、ある種の翼製造に出願人が現在使用している合金で、ＧＴＤ−１１１と類似した性質を有する。
【００４０】
前述のように、本開発プログラムの目標は、改良された強度及び改良された鋳造適性を備えた安定な、そして製造コストも低い合金を製造することである。表７を参照すると、合金２の二つの鋳造トライアル（試験品）がベースライン合金と同様、強調表示されている。データから分かるように、合金２（二つの鋳造トライアル）は、低温の方の８００°Ｆではベースライン合金のおよそ３％以内のＵＴＳを有しているが、ＹＳは高い。合金７はＵＴＳは高いが熱処理窓領域が小さい（合金２の１５３°Ｆに対して１３５°Ｆ）。合金３も合金２より熱処理窓領域が小さく、ＵＴＳも低い。他の開発合金の欠点は高い運転温度で明白になっている。
【００４１】
１４００°Ｆに近い典型的なタービン運転温度で、合金２（二つの鋳造トライアル）はベースラインよりＵＴＳもＹＳも大きい。また、前述のように、合金２は完全に構造的に安定で、最大の熱処理窓領域も有していたので、良好な製造条件に適格であった。分かるように、１４００°Ｆにおける他の合金は、合金２の強度を有していないか、又は表２でも前述し以下にも再現するとおり構造不安定性（ＴＣＰ相）を示し始めていた。
【００４２】
【表７】
2010507725.tif 000010
【００４３】
様々な合金の強度のほか、合金性能の別の尺度はクリープ破断である（以下の表８参照）。クリープとは、高温で印加される一定荷重／応力によって結晶学的方向に沿って発生する滑りに起因する塑性変形のことである。クリープは通常、パーセント変形及び荷重及び温度下で変形を起こすのに必要な時間数で測定される。表８のデータから、全ての合金ともクリープ寿命及び０．５％、１％、２％、５％のクリープ変形のための時間数に関して改良を示したことが分かる。合金３は合金２より良好なクリープ寿命を示したが、合金３は表７に示すように熱処理窓領域及び構造安定性に関して他の欠点を有していた。
【００４４】
【表８】
2010507725.tif 000011
【００４５】
このデータ及びその他のデータから、合金２は、必要な強度、構造安定性を提供し、より製造に調和したプロセスを可能にする好適な組成物であることが分かった。
次に、最終組成を決定するために合金２の更なる分析と開発を実施した。さらに詳しくは、４種類の小さなヒート３０ホンドのヒート）を一方向凝固スラブに鋳造し、評価した。これらのサイズのヒートは、典型的なガスタービン鋳造用の代表的なサイズ及び重量であるとして選ばれた。これらのヒートの場合、電子空孔数、Ｎｖ３は２．２２０〜２．２８０の範囲であった。これらの４種類の合金の得られた化学組成を以下の表９に示す。
【００４６】
【表９】
2010507725.tif 000012
【００４７】
合金２Ａ〜２Ｄの機械的性質をベースラインと比較して好適な合金を決定した。表１０を参照すると分かるように、合金２Ｃは８００°Ｆでベースラインより改良されたＹＳ及びＵＴＳを提供しているほか、１４００°Ｆで横方向の改良されたＹＳも提供している。合金２Ｃの性能とＧＴＤ−１１１のプロットを図１に示す。合金２Ｃと２Ｄの応力破断データをベースライン合金及びＧＴＤ−１１１と図２で比較した。このチャートから、合金２Ｃはベースラインより大きい応力破断寿命を有していることが分かり、同様にＧＴＤ−１１１のそれに近いことも分かる。
【００４８】
【表１０】
2010507725.tif 000013
【００４９】
合金２が好適な合金であると判定され、さらに詳しくは合金２Ｃが８００°Ｆにおける改良された引張強さのために好適な元素組成であると判定されたが、生産サイズの量の合金が、一方向凝固（ＤＳ）でも普通（又は等軸）鋳造でも製造できることを検証するのが望ましい。生産サイズの鋳造品を評価するために、二つの３８０ポンド(172kg)のマスター合金ヒートを製造した。インベストメント鋳造の分野の専門家には分かる通り、本発明のようなニッケル基合金を異なる凝固技術、すなわちＤＳと等軸で鋳造するには、炭素含有量を変更することが必要になる。具体的には、等軸鋳造ではより多くの炭素含有量、およそ０．０７〜０．１０％が必要であるが、ＤＳ鋳造ではおよそ０．０３〜０．０６％しか必要としない。各構成のサンプルヒート鋳造品について、化学分析を以下の表１１に示す。
【００５０】
【表１１】
2010507725.tif 000014
【００５１】
合金２ＣはＤＳ方式でも等軸方式でもうまく鋳造できるという結論に達したので、合金開発の次のステップは、トライアルヒートの鋳造からトライアルガスタービン部品の鋳造へと移った。典型的なガスタービンエンジンの断面図をエンジン各部の名称付きで図３に示す。合金２Ｃについて、それぞれＧｅｎｅｒａｌ  Ｅｌｅｃｔｒｉｃ  Ｆｒａｍｅ  ７ＦＡ  ２ｎｄステージ及び３ｒｄステージタービンと互換性のあるタービン部の二つのブレードを鋳造した。２ｎｄステージブレードは長さ約１８インチで、各々約１９  ポンドの重量がある。このタイプのガスタービンブレードの略図を図４に示す。このブレードは、典型的にはブレードが経験する運転温度及び応力レベルのために一方向凝固様式で鋳造される。それは本明細書中に開示された合金より高い密度を有するニッケル基合金のＣＭ２４７から鋳造されている。これの詳細は前述したとおりであり、米国特許第４，４６１，６５９号に開示されている。このＣＭ−２４７での翼鋳造品の平均生産収率（容認可能な鋳造品の％）は約８０％である。このステージタービンブレードのトライアル鋳造品は１００％の収率となった。サンプルサイズは小さいが、この収率が生産環境では何か異なったものになるというような兆候はなかった。
【００５２】
３ｒｄステージブレードに関しては、長さ約２３インチ、重量約２６  ポンドであった。このタイプのガスタービンブレードの略図を図５に示す。このブレードは、典型的には同じくＣＭ２４７から普通（又は等軸）式に鋳造される。しかしながら、この部品の典型的な収率はＣＭ２４７から鋳造した場合約２０％にしかならない。本発明の合金を利用すると鋳造収率は１００％に上がった。サンプルサイズは小さいが、この収率が生産環境では何か異なったものになるというような兆候はなかった。
【００５３】
追加の試験及び分析を通じて、合金２Ｃの組成にわずかな修正を加え、より生産性の組成にすると同時に材料の性能をさらに改良した。得られた組成は等軸型とＤＳ型で多少異なるが、どちらも以下の表１２に掲載した合金組成によってカバーされる。
【００５４】
【表１２】
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【００５５】
そのような分析及び試験を通じて、等軸型及び一方向凝固型両方の合金２Ｃの材料性能のより良い理解が図られた。等軸型の合金２ＣはＰＳＭ１１６と名付けられ、ＤＳ型の合金２ＣはＰＳＭ１１７と名付けられた。ＰＳＭ１１７を縦及び横方向に関して分析した。当業者には分かるとおり、“縦(longitudinal又はlong)”とは粒界に沿っていることを意味するが、“横(transverse又はtrans)”とは粒子方向と９０度の方向である。等軸及びＤＳ合金の生産形を創出するために行った修正は、元素濃度のわずかな変更、すなわち一部の濃度を増減することなどであった。生産サンプルの機械的試験をしたところ、極限引張強さが合金２Ｃ及び先行技術の合金ＧＴＤ−１１１より改良されていたことが分かった。このことは、等軸型及びＤＳ型ともにタービンブレードの運転範囲の上端、約１２００Ｆ超でその通りであった（図６及び７参照）。図７から分かる通り、本発明の等軸型合金も、大部分の温度曲線にわたって先行技術の合金Ｃａｎｏｎ−Ｍｕｓｋｅｇｏｎ  ２４７及びＩｎｃｏｎｎｅｌ  ７３８と比べて改良された極限引張強さを有していた。
【００５６】
さらに、同じ運転範囲で、等軸合金ＰＳＭ１１６の降伏強さも、合金２Ｃ、先行技術合金ＧＴＤ−１１１、ＣＭ−２４７、及びＩＮ−７３８よりわずかに改良されていた（図８参照）。図９を参照すると、先行技術の合金ＧＴＤ−１１１と比べて降伏強さの類似の改良が本発明の合金のＤＳサンプルでも見ることができる。運転範囲の上端における降伏強さ及び極限強さのこれらの改良は、当該合金から製作されるタービンブレードがこのような高温（１２００°Ｆ以上）で運転される傾向にあるため、重要である。
【００５７】
次に図１０及び１１を参照すると、高温下での材料の伸びを本発明の一方向凝固型及び等軸型についてそれぞれ示してある。一般に、どちらの型の合金も、伸び率は低温より高い運転温度の方で大きい。図１０を参照すると、ＤＳ型の合金は、先行技術の合金ＧＴＤ−１１１よりわずかに大きい伸びを有している。しかしながら、約１４００Ｆを超える高い運転温度ではＤＳ型（ＰＳＭ１１７）の伸び率はＧＴＤ−１１１より小さい。ガスタービン技術にとっても最も望ましいのはこの構成である。高温で運転するタービンブレード及びベーンにとって伸びの量が少ないということは、高強度の部品であることの指標である。図１１には本発明の等軸型合金ＰＳＭ１１６の伸び率対温度が示されている。伸び率は大部分の温度曲線にわたって等軸型合金の方が先行技術の合金に比べて高い。
【００５８】
図１２を参照すると、本発明の合金に由来する更なる利益が、合金から形成されたブレードのパーセント範囲にわたるクリープ破断寿命に関して示されている。部品の寿命が破断が発生するまでの時間で測定されている。図１２から分かるように、所定の温度及び機械的荷重の場合、等軸型合金２ＣのＰＳＭ１１６は、先行技術の等軸型合金ＧＴＤ−１１１と比べて、合金から形成されたブレードのルートから少なくとも８０％の範囲の位置まで破断寿命（無次元目盛で示す）の改良を示している。
【００５９】
開示された合金組成物のほかに、ニッケル基合金の鋳造品及び熱処理品の製造法も開示する。該方法は、前述の組成濃度に従った合金を用意し、該合金を前に開示した熱処理プロセスに付することを含む。
【００６０】
本発明を特定の態様に関して記載してきたが、これはあらゆる点において制限的というより説明的なものであることを意図している。本発明がその範囲から離れることなく関係している代替の態様も当業者には明らかであろう。
【００６１】
上記内容から、本発明は、システム及び方法に自明及び固有のその他の利点と共に、前述の全ての目標及び目的を達成するのによく適応されたものであることがわかる。何かしらの特徴及び副次的組合せが有用で、それらが他の特徴及び副次的組合せとは無関係に使用されうることは理解されるであろう。これも特許請求の範囲に含まれるものとする。
【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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【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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【国際調査報告】
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