(57)【要約】      （修正有） 【課題】ガスタービンエンジンのブレードやベーンなどの単結晶エアフォイルのように、高温及び高応力環境に曝される単結晶組織のガスタービンエンジン部品を製造するための指向性凝固プロセスに有用なニッケル基超合金を提供する。【解決手段】レニウム含有単結晶ニッケル基超合金であって、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約１２.５〜約１３.５％、Ｃｏ：約９.０〜約９.９％、Ｔｉ：約４.７〜約５.１％、Ａｌ：約２.８〜約３.２％、Ｗ：約２.８〜約４.３％、Ｍｏ：約１.４〜約１.６％、Ｔａ：約２.８５〜約３.１％、Ｒｅ：約１.０〜約６.０％、Ｃ：約０.０８〜約０.１１％、Ｂ：約０.０１０〜約０.０１５％、Ｎｂ：約０.１５％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成る。【選択図】  図１
2005139548.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約１２.５〜約１３.５％、Ｃｏ：約９.０〜約９.９％、Ｔｉ：約４.７〜約５.１％、Ａｌ：約２.８〜約３.２％、Ｗ：約２.８〜約４.３％、Ｍｏ：約１.４〜約１.６％、Ｔａ：約２.８５〜約３.１％、Ｒｅ：約１.０〜約６.０％、Ｃ：約０.０８〜約０.１１％、Ｂ：約０.０１０〜約０.０１５％、Ｎｂ：約０.１５％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るニッケル基超合金。
【請求項２】
Ｒｅは、約２〜約４重量％である請求項１に記載の超合金。
【請求項３】
Ｎv値は、２.３７より小さい請求項２に記載の超合金。
【請求項４】
重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約１３.０％、Ｃｏ：約９.０％、Ｔｉ：約４.９％、Ａｌ：約３.０％、Ｗ：約３.０３％、Ｍｏ：約１.５％、Ｔａ：約２.９５％、Ｒｅ：約３.０％、Ｃ：約０.０９％、Ｂ：約０.０１２％、Ｎｂ：約０.１５％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成り、Ｎvは約２.３３であるニッケル基超合金。
【請求項５】
請求項１乃至請求項４の何れかに記載の超合金からなるタービンエアフォイル。
【請求項６】
指向性凝固柱状粒又は単結晶の鋳造エアフォイルである請求項５に記載のタービンエアフォイル。
【請求項７】
重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約９.５〜約１４.０％、Ｃｏ：約７.０〜約１１.０％、Ｔｉ：約３.０〜約５.０％、Ａｌ：約３.０〜約４.０％、Ｗ：約３.０〜約４.０％、Ｍｏ：約１.０〜約２.５％、Ｔａ：約１.０〜約４.０％、Ｒｅ：約１.０〜約６.０％、Ｃ：約０.２５％以下、Ｂ：約０.０１５％以下、Ｎｂ：約１.０％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るニッケル基超合金。
【請求項８】
Ｒｅは、約２〜約４重量％である請求項７に記載の超合金。
【請求項９】
Ｎv値は、２.３７より小さい請求項８に記載の超合金。
【請求項１０】
重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約１１.７５％、Ｃｏ：９.０％、Ｔｉ：約４.０％、Ａｌ：約３.５％、Ｗ：約３.５％、Ｍｏ：約１.７５％、Ｔａ：約２.５％、Ｒｅ：約３.０％、Ｃ：約０.０９％、Ｂ：約０.０１２％、Ｎｂ：約０.１５％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成り、Ｎvは約２.３３であるニッケル基超合金。
【請求項１１】
請求項７乃至請求項１０の何れかに記載の超合金からなるタービンエアフォイル。
【請求項１２】
単結晶鋳造エアフォイルである請求項１１に記載のタービンエアフォイル。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｎｉ基超合金及び該超合金から作られた単結晶エアフォイル鋳造品の如き単結晶鋳造品に関する。
【背景技術】
【０００２】
超合金は、ガスタービンエンジン産業において、例えば、高温及び高応力に曝されるブレードやベーンなどのタービンエアフォイルの如き重要部品の鋳造材料として、広く使用されている。そのような重要部品の鋳造は、広く知られた指向性凝固(Directional Solidification; DS)技術を用いて行われ、単結晶ミクロ組織又は柱状結晶粒のミクロ組織の形成により、１又は２以上の方向特性が最適化される。
【０００３】
指向性凝固鋳造は広く知られた技術であり、ニッケル基超合金の再溶解用インゴットは、真空誘導加熱により鋳造炉の坩堝の中で再溶解され、複数のモールドキャビティを有する炉内に配備されたセラミックインベストメントクラスターモールドへ注ぎ込まれる。指向性凝固が行われる間、超合金メルトは、モールドキャビティの中で熱が一方向に除去される。このとき、モールドキャビティの中に結晶セレクター(crystal selector)又はシード結晶が導入されている場合、柱状結晶粒構造又は単結晶が形成される。
【０００４】
一方向性の熱の除去は、周知のモールド引抜き(mold withdrawal)法によって行われ、チルプレート上のメルト充填クラスターモールドは、制御された速度で鋳造炉から引き出される。或いは、パワーダウン法を用いて行なうことも可能であり、チルプレート上のメルト充填クラスターモールドの周りに配備されたインダクション・コイルは、制御された順序で給電が停止する。利用するＤＳ鋳造技術の如何に拘わらず、一方向の熱の除去は、モールドキャビティのメルトの中で行われる。
【発明の開示】
【０００５】
本発明は、一実施例として、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約１２.５〜約１３.５％、Ｃｏ：約９.０〜約９.９％、Ｔｉ：約４.７〜約５.１％、Ａｌ：約２.８〜約３.２％、Ｗ：約２.８〜約４.３％、Ｍｏ：約１.４〜約１.６％、Ｔａ：約２.８５〜約３.１％、Ｒｅ：約１.０〜約６.０％、Ｃ：約０.０８〜約０.１１％、Ｂ：約０.０１０〜約０.０１５％、Ｎｂ：約０.１５％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るニッケル基超合金を提供するものである。Ｒｅの望ましい範囲は、約２〜約４重量％である。
【０００６】
本発明の一実施例のニッケル基超合金の具体的組成例として、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約１３.０％、Ｃｏ：約９.０％、Ｔｉ：約４.９％、Ａｌ：約３.０％、Ｗ：約３.０％、Ｍｏ：約１.５％、Ｔａ：約２.９５％、Ｒｅ：約３.０％、Ｃ：約０.０９％、Ｂ：約０.０１２％、Ｎｂ：約０.１５％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るものを挙げることができる。Ｎｂ、Ｈｆ及びＺｒについては、夫々、合金の不純物レベルの含有量に維持することが望ましい。
【０００７】
本発明は、他の実施例として、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約９.５〜約１４.０％、Ｃｏ：約７.０〜約１１.０％、Ｔｉ：約３.０〜約５.０％、Ａｌ：約３.０〜約４.０％、Ｗ：約３.０〜約４.０％、Ｍｏ：約１.０〜約２.５％、Ｔａ：約１.０〜約４.０％、Ｒｅ：約１.０〜約６.０％、Ｃ：約０.２５％以下、Ｂ：約０.０１５％以下、Ｎｂ：約１.０％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るニッケル基超合金を提供するものである。Ｒｅ濃度の望ましい範囲は、約２〜約４重量％である。Ｎｂ、Ｈｆ及びＺｒについては、夫々、合金の不純物レベルの含有量にに維持することが望ましい。
【０００８】
本発明の他の実施例のニッケル基超合金の具体的組成例として、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約１１.７５％、Ｃｏ：９.０％、Ｔｉ：約４.０％、Ａｌ：約３.５％、Ｗ：約３.５％、Ｍｏ：約１.７５％、Ｔａ：約２.５％、Ｒｅ：約３.０％、Ｃ：約０.０９％、Ｂ：約０.０１２％、Ｎｂ：約１.０％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るものを挙げることができる。
【０００９】
本発明の実施例に係るニッケル基超合金は、改善された鋳造性及び改善された機械的性質を有している。
本発明のその他の利点、特徴及び実施例は、下記の説明から明らかになるであろう。
【００１０】
＜発明の説明＞
本発明は、ガスタービンエンジンのブレードやベーンなどの単結晶エアフォイルのように、高温及び高応力環境に曝される単結晶組織のガスタービンエンジン部品を製造するための指向性凝固プロセスに有用なニッケル基超合金を提供するものであるが、本発明は、そのようなプロセスでの使用や、そのような部品用途に限定されるものではない。該ニッケル基超合金は、柱状粒鋳造品又は単結晶鋳造品を製造するための指向性凝固プロセスに、特に有用である。
【００１１】
本発明の一実施例において、ニッケル基超合金は、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約１２.５〜約１３.５％、Ｃｏ：約９.０〜約９.９％、Ｔｉ：約４.７〜約５.１％、Ａｌ：約２.８〜約３.２％、Ｗ：約２.８〜約４.３％、Ｍｏ：約１.４〜約１.６％、Ｔａ：約２.８５〜約３.１％、Ｒｅ：約１.０〜約６.０％、Ｃ：約０.０８〜約０.１１％、Ｂ：約０.０１０〜約０.０１５％、Ｎｂ：約０.１５％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成る。このようなニッケル基超合金のＰｈａ Ｃｏｍｐ(Phase Computation)の値は、典型的には、約２.３７以下である。
【００１２】
Ｐｈａ Ｃｏｍｐ値は、米国特許第６０５４０９６号に記載の如く、電子空孔数(electron vacancy number)(Ｎv)を意味する。なお、この特許の開示は、引用を以て本願に組み入れるものとする。Ｎv値は、高温で長時間使用されたとき、超合金のミクロ組織がミクロ構造的に不安定になる傾向を表す。長期間使用していると、超合金ミクロ組織中に脆い外異質相(extraneous phases)が形成され、これが不安定性に関係する。このような異質相は、例えば、σ相やμ相のように、位相的に稠密なＴＣＰ(topologically closed packed)相と称されることもある。
【００１３】
なお、ガスタービンエンジン内のエアフォイルのように、高温及び長時間の使用環境下において超合金のミクロ組織の安定性を向上させるには、上記のＰｈａ Ｃｏｍｐ(Ｎv)値を達成する必要があり、そのためには、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｗ及びＭｏの含有量を、上記範囲内で厳密に制御せねばならない。
【００１４】
Ｒｅ(レニウム)は、約２〜約４重量％含まれることが望ましく、約３.０重量％がより望ましい。Ｒｅが超合金中に存在すると、超合金から作られる単結晶鋳造品の強度が向上する。合金中に含まれるＮｂ、Ｈｆ及びＺｒは夫々、不純物レベルの量に維持されることが望ましい。
【００１５】
本発明の一実施例に係るニッケル基超合金の組成例として、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約１３.０％、Ｃｏ：約９.０％、Ｔｉ：約４.９％、Ａｌ：約３.０％、Ｗ：約３.０％、Ｍｏ：約１.５％、Ｔａ：約２.９５％、Ｒｅ：約３.０％、Ｃ：約０.０９％、Ｂ：約０.０１２％、Ｎｂ：約０.１５％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るものを挙げることができる。そのようなニッケル基超合金のＰｈａ Ｃｏｍｐ(Ｎv)値は、典型的には、約２.３７以下である。
【００１６】
本発明の他の実施例において、ニッケル基超合金は、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約９.５〜約１４.０％、Ｃｏ：約７.０〜約１１.０％、Ｔｉ：約３.０〜約５.０％、Ａｌ：約３.０〜約４.０％、Ｗ：約３.０〜約４.０％、Ｍｏ：約１.０〜約２.５％、Ｔａ：約１.０〜約４.０％、Ｒｅ：約１.０〜約６.０％、Ｃ：約０.２５％以下、Ｂ：約０.０１５％以下、Ｎｂ：約１.０％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成る。Ｒｅの望ましい含有量は、約２〜約４重量％である。合金中に含まれるＮｂ、Ｈｆ及びＺｒは、夫々、不純物レベルの量に維持されることが望ましい。
【００１７】
本発明の他の実施例に係るニッケル基超合金の具体的組成例として、重量％にて、本質的に、Ｃｒ：約１１.７５％、Ｃｏ：約９.０％、Ｔｉ：約４.０％、Ａｌ：約３.５％、Ｗ：約３.５％、Ｍｏ：約１.７５％、Ｔａ：約２.５％、Ｒｅ：約３.０％、Ｃ：約０.０９％、Ｂ：約０.０１２％、Ｎｂ：約１.０％以下、Ｈｆ：約０.１５％以下、Ｚｒ：約０.００３％以下、残部Ｎｉ及び不可避の不純物から成るものを挙げることができるる。そのようなニッケル基超合金のＰｈａ Ｃｏｍｐ(Ｎv)値は、典型的には、約２.２０以下である。
【００１８】
本発明に係るニッケル基超合金は、例えばブレードやベーンを含む単結晶ガスタービンエンジンエアフォイル等のように、中実及び／又は中空の構成要素である複雑な単結晶形状に鋳造するという見地から、製品への鋳造が可能である(production-castable)。この鋳造品は、一般的には、低炭素単結晶ニッケル基超合金から作られている単結晶鋳造品に形成される鋳造スケールを含まない。
【００１９】
機械的性質試験に用いる単結晶試験棒を、本発明の一実施例に係る超合金から鋳造した。この超合金の組成は、重量％にて、Ｃｒ：１３.３％、Ｃｏ：９.１％、Ｔｉ：４.８３％、Ａｌ：３.０６％、Ｗ：２.９９％、Ｍｏ：１.４９％、Ｔａ：２.９７％、Ｒｅ：２.９８％、Ｃ：０.０８７％、Ｂ：０.０１２％、Ｎｂ：０.００１２％、Ｈｆ：０.０００７％、Ｚｒ：約０.０００１％、残部Ｎｉ及び不可避の不純物である。この合金を、発明合金Ａとする。
【００２０】
機械的性質試験に用いる別の単結晶試験棒を、本発明の一実施例に係る超合金から鋳造した。この超合金の組成は、重量％にて、Ｃｒ：１３.９％、Ｃｏ：９.４％、Ｔｉ：４.９％、Ａｌ：３.０％、Ｗ：３.８５％、Ｍｏ：１.５８％、Ｔａ：２.９４％、Ｃ：０.０９％、Ｂ：０.０１２％、Ｚｒ：ＬＡＰ、Ｎｂ：ＬＡＰ、Ｈｆ：ＬＡＰ、残部Ｎｉ及び不可避の不純物である。なお、ＬＡＰは、不純物レベルで可及的に少量(low as possible)を意味する。この合金を、発明合金Ｂとする。
【００２１】
単結晶試験棒の作製は、上記組成の発明合金Ａ及び発明合金Ｂを、合金融点より３５０〜４００OＦ高い温度で、２７５０〜２８５０OＦに予熱したシェルモールドの中へ鋳込むことにより行なった。これら超合金について、公知の指向性凝固引抜き技術を用い、またシェルモールド内でピッグテール型結晶セレクターを用いて凝固させ、単結晶試験棒を作製した。単結晶鋳造品を作るための指向性凝固プロセスは、米国特許第３７０００２３号、第３７６３９２６号及び４１９００９４号に記載されている。発明合金Ａ及びＢは両方とも、凝固後、アズキャスト(as-cast)の状態で、２０５０OＦで２時間の一次時効熱処理に付し、毎分７５OＦ以上の速度でガスファン冷却して、１５５０OＦで１６時間の最終時効熱処理を行なった後、機械的性質試験を行なうために、毎分２５OＦ以上の速度で室温までガスファン冷却した。
【００２２】
比較用の単結晶試験棒を、公知のＣｏｍｐＳＸニッケル基超合金、ＰＷＡ１４８４ニッケル基超合金、Ｎ５ニッケル基超合金及びＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金から作製した。これらの試験棒も、公知の指向性凝固引抜き法により鋳造した。これらのニッケル基超合金は、ガスタービンエンジンに用いられる単結晶エアフォイル鋳造品用として市販されている。ＣｏｍｐＳＸニッケル基超合金は米国特許第６４１６５９６号に記載され、ＰＷＡ１４８４ニッケル基超合金は米国特許第４７１９０８０号に記載され、Ｎ５ニッケル基超合金は米国特許第６０７４６０２号に記載され、ＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金は米国特許第４６４３７８２号に記載されている。ＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金は、炭素の最大量は、重量率で、６０ｐｐｍに制限されている。機械的性質試験に用いたＣｏｍｐＳＸニッケル基超合金の組成は、重量％にて、Ｃｒ：１３.９％、Ｃｏ：９.４％、Ｔｉ：４.９％、Ａｌ：３.０％、Ｗ：３.８５％、Ｍｏ：１.５８％、Ｔａ：２.９４％、Ｃ：０.０９％、Ｂ：０.０１２％、Ｚｒ：重量率にて５０ｐｐｍ未満、Ｎｂ：ＬＡＰ、Ｈｆ：ＬＡＰ、残部Ｎｉ及び不可避の不純物である。なお、ＬＡＰは、不純物レベルで可及的に少量を意味する。ＣｏｍｐＳＸ試験棒は、発明合金Ａ及びＢと同様な方法で作製し、単結晶鋳造及び熱処理を施した。
【００２３】
試験棒の応力破壊抵抗性については、ＡＳＴＭ Ｅ１３９の試験法に基づいて行ない、温度の異なる高温で実施した。引張試験は、室温と高温で行ない、最大抗張力(ＵＴＳ)、０.２％降伏強さ、伸び率及び断面減少率を求めた。試験はＡＳＴＭ試験法に準拠し、室温試験はＡＳＴＭ Ｅ８、高温試験はＡＳＴＭ Ｅ２１により行なった。
【００２４】
図１及び図２は、発明合金Ａと発明合金Ｂの試験棒と、比較例のＣｏｍｐＳＸ、ＰＷＡ１４８４、Ｎ５及びＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金について、ラルソンミラー(Larson-Miller)パラメータの比較を示している。図１及び２に示されたニッケル基超合金の応力破壊特性を比較するために、ラルソンミラーパラメータＰを使用している。ラルソンミラーパラメータは、時間−温度に依存性のパラメータであり、Ｐ＝Ｔ(OＫ)(２０＋ｌｏｇ ｔ)１０００で示され、Ｔは試験温度、ｔは破壊までの時間である。このパラメータは、例えば、"MECHANICAL METALLURGY, セクション3-13, 483-486頁, Copyright 1961, 1976, McGraw-Hill, Inc.発行"に記載されているように、応力破壊データを外挿する(extrapolate)ために広く使用されている。図１、図２及び図３を参照すると、本発明例の発明合金Ａは、ＣｏｍｐＳＸ試験棒(単結晶又は等軸粒構造)よりも優れていることを示している。また、図１は、対照として、市販されている幾つかの第３世代単結晶超合金データポイントを含んでいる。ＰＷＡ１４８４、Ｎ５及びＣＭＳＸ−４の超合金系に関するデータは、それら超合金の機械的性質を向上させるために、時間条件を最適化した熱処理で得られる完全溶解(fully solutioned)ミクロ組織を表しているが、これは重要なことである。
【００２５】
図３は、発明合金Ａと発明合金Ｂの試験棒と、比較例のＣｏｍｐＳＸニッケル基超合金について、応力破壊寿命を比較して示す棒グラフである。図３に示した全ての試験条件において、発明合金Ａは、比較例のＣｏｍｐＳＸニッケル基超合金と比べて、応力破壊寿命が著しく向上することを示している。
【００２６】
図４、図５、図６及び図７は、発明合金Ａと、比較例のＣｏｍｐＳＸ、ＰＷＡ１４８４、Ｎ５及びＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金について、引張試験データを示している。発明合金Ａと比較例のニッケル基超合金を比較すると、試験温度(室温から１１００℃)において、引張り強さ(例えば、最大抗張力(ＵＴＳ)及び０.２％降伏応力(０.２％ＹＳ))、伸び、断面減少率については略同等であることを示している。
【００２７】
本発明例のニッケル基超合金の炭素量は０.０８７重量％であり、これらニッケル基超合金は、鋳造スケールが少なく、非金属介在物が少なかった。例えば、発明合金Ａ及び発明合金Ｂをインベストメント鋳造した試験棒は、ＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金と比べて、鋳造スケール及び非金属介在物は少なかった。また、本発明に係る真空インベストメント鋳造の試験棒は、比較例のＣＭＳＸ−４ニッケル基超合金の真空インベストメント鋳造の試験棒と比べて、外部スケールが少なく、鋳造性が改善されていることを示している。
【００２８】
詳細な実施例を挙げて本発明を説明したが、当該分野の専門家であれば、請求の範囲に記載された発明の精神及び範囲から逸脱することなく、その形態及び詳細に様々な変更を成し得ることは理解し得るであろう。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】本発明例の発明合金Ａ及び発明合金Ｂと、比較例のＣｏｍｐＳＸ、ＣＭＳＸ−４、ＰＷＡ１４８４及びＲｅｎｅ'Ｎ５ニッケル基超合金について、ラルソンミラーパラメータの比較を示すグラフである。
【図２】本発明例の発明合金Ｂと、比較例のＣｏｍｐＳＸニッケル基超合金について、ラルソンミラーパラメータの比較を示すグラフである。
【図３】本発明例の発明合金Ａ及び発明合金Ｂと、比較例のＣｏｍｐＳＸニッケル基超合金について、応力破壊寿命を示す棒グラフである。
【図４】本発明例の発明合金Ａ及び発明合金Ｂと、比較例のＣｏｍｐＳＸニッケル基超合金について、異なる応力試験条件でのラルソンミラーパラメータを表す棒グラフである。
【図５】本発明例の発明合金Ａと、比較例のＣｏｍｐＳＸ、ＣＭＳＸ−４、ＰＷＡ１４８４及びＲｅｎｅ'Ｎ５ニッケル基超合金について、最大抗張力(ＵＴＳ)と温度の関係を示すグラフである。
【図６】本発明例の発明合金Ａと、比較例のＣｏｍｐＳＸ、ＰＷＡ１４８４及びＲｅｎｅ'Ｎ５ニッケル基超合金について、０.２％降伏応力と温度の関係を示すグラフである。
【図７】本発明例の発明合金Ａと、比較例のＣｏｍｐＳＸ、ＣＭＳＸ−４、ＰＷＡ１４８４及びＲｅｎｅ'Ｎ５ニッケル基超合金について、伸び率と温度の関係を示すグラフである。
【図８】本発明例の発明合金Ａと、比較例のＣｏｍｐＳＸ、ＣＭＳＸ−４、ＰＷＡ１４８４及びＲｅｎｅ'Ｎ５ニッケル基超合金について、断面減少率と温度の関係を示すグラフである。
【図１】
2005139548.tif 000003
【図２】
2005139548.tif 000004
【図３】
2005139548.tif 000005
【図４】
2005139548.tif 000006
【図５】
2005139548.tif 000007
【図６】
2005139548.tif 000008
【図７】
2005139548.tif 000009
【図８】
2005139548.tif 000010