(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
単結晶の物品を鋳造するための種結晶であって、
重量％において、５．０％から４０．０％までのＭｏ、０．１％までのＣ及び／又はＢ、並びに残部のＮｉを含む、種結晶。
【請求項２】
重量％において、１５％から３０％までのＭｏ、０．０５％までのＣ、及び残部のＮｉを含む、請求項１に記載の種結晶。
【請求項３】
コネクター通路によって物品の型のキャビティーへ接続された粒状物スターターキャビティー及び前記スターターキャビティーにおける請求項１に記載の種結晶を含む、単結晶を鋳造する型。
【請求項４】
コネクター通路によって物品の型のキャビティーへ接続された粒状物スターターキャビティー及び前記スターターキャビティーにおける種結晶を含む、単結晶を鋳造する型であって、
前記種結晶は、重量％において、５．０％から４０．０％までのＭｏ、０．１％までのＣ、並びに、残部のＮｉを含む、型。
【請求項５】
請求項４に記載の型において、
前記種結晶は、重量％において、１５％から３０％までのＭｏ、０．０５％までのＣ、及び、残部のＮｉを含む、型。
【請求項６】
単結晶の物品を鋳造する方法であって、
物品の型のキャビティーへ連絡された粒状物スターターキャビティーに請求項１に記載の種結晶を配置すること、
前記型に溶融させられた超合金を導入すること、及び、
前記溶融させられた超合金における単結晶の粒状物をエピタキシャルに核生成させると共に成長させること
を含む、方法。
【請求項７】
重量％において、１５％を超えると共に４０．０％までのＭｏ、０．１％までのＣ及び／又はＢ、並びに残部のＮｉを含む、請求項１に記載の種結晶。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、セラミックシェルモールドでシード結晶を用いる単結晶鋳造に関する。
【０００２】
【従来の技術】
冷却プレートに配置されるセラミックインベストメントシェルモールドを用いる溶融金属の単結晶鋳造及び凝固は、単結晶ガスタービンエンジンブレード及び翼のような構成物を合成するインベストメント鋳造技術において周知である。単結晶鋳造の一つの態様において、セラミックシェルモールドは、セラミックシェルモールドに位置している単結晶シードを有する低い粒子スターターキャビティーを含んでいる。シードは、上部の鋳型キャビティーと通じている。シードは上部の鋳型キャビティーに位置するか、さもなければ既知のロストワックス法を用いて実行されるセラミックシェルモールドの低いスターターキャビティーと通じている。溶融金属がシェルモールドに導入される場合、鋳型キャビティーの溶融金属による伝播におけるシードによって決定される、あらかじめ選択された結晶学的な配位を備えたシードから単結晶がエピタキシャルに上方へ成長すると予期される。単結晶凝固の間、溶解充填されたシェルモールドは、単結晶鋳物を成形する鋳型キャビティーの溶融金属により単結晶の凝固正面を産出する鋳型の中の溶融金属からの一方向の熱除去を確立するため鋳造炉から撤去される。
【０００３】
ニッケル基超合金を鋳造するのに以前から使用されている単結晶のシードは、鋳造されるニッケル基超合金の構成に類似のシード合金構成を採用している。かかるシードは、単結晶鋳造で使用された高い鋳型予熱温度でシード表面の酸化物成長を経験することができる。この酸化物成長は、真空鋳造炉の鋳型を予熱する間、予期された単結晶の代わりにスターターキャビティーで成長する、偽造粒子の核形成となり得る。スターターキャビティーのかかる偽造粒子の核形成及び成長は、事前に選択された規格（例えば、ここで［００１］クリスタル軸は、タービン翼のｚ軸に関するある程度の範囲内であるに違いない）外の粒子配位を有して廃物鋳造の増加となる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、酸化物成長及び偽造粒子の核形成の上記問題及び特別なゲーティングスキームの必要性を克服する単結晶鋳物を製造するための鋳物型及び方法と同様に単結晶シードを提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明の実施態様において、単結晶シードは、単結晶としての鋳造ニッケル合金及びコバルト合金において提供され、ここでシードはある量のＭｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｎｂ、及びＶバランスＮｉ及び／若しくはＣｏから構成されるグループから選択される一つ以上の合金元素からなる。シードは、ニッケル基超合金の単結晶鋳造で使用されるニッケル合金及びコバルト合金シードと同様にタービンブレード及び翼のような単結晶ニッケル基超合金品物を鋳造するために使用することができる。
【０００６】
例えば、本発明を例証する実施態様において、単結晶シードは、本質的に質量％で約５％乃至約４０．０％Ｍｏ、０．１％までのＣ及び／若しくはＢと、並びに本質的にＮｉであるバランスから構成され提供される。シードは、酸化物成長及び偽造粒子核形成の上記問題及び特別のゲーティングスキームの必要を克服する単結晶鋳型の予熱条件下における酸化物成長に耐性である。
【０００７】
品物鋳型キャビティーに存在する溶融金属物質におけるエピタキシャル粒子核形成及び成長を開始するために、シードは単結晶鋳物型のスターターキャビティーに位置する。
【０００８】
本発明の前述の目的及び利点は、図を参照して下記の詳細な記載から、より明らかになるであろう。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明を例証する実施態様は、ガスタービンエンジン及び他の品物形状のタービンブレード及び翼のような単結晶翼として、単結晶ニッケル基超合金の鋳造に使用するための耐酸化物性の単結晶シードを含んでいる。本発明の別の実施態様は、前述の単結晶ニッケル基超合金翼のような、他の品物を製造するための単結晶鋳造工程で使用され得るニッケル合金シード体及びコバルト合金シード体の鋳造における耐酸化物性の単結晶シードを含んでいる。
【００１０】
図を参照するに、セラミックインベストメントシェルモールド１０は、鋳型の低部端で粒子スターターキャビティー１２に存在する鋳物のニッケル合金若しくはコバルト合金体２１の形態で単結晶シード２０を含んでいる。粒子スターターキャビティー１２は、接続通路１４によって粒子スターターキャビティーの上部端で鋳造される品物の形状を有する品物鋳型キャビティー１６とつながっている。鋳造される品物は、タービンブレード若しくは翼、又は他の生成物形状のようなガスタービンエンジン翼であり得る。鋳造される品物はまた、ニッケル基超合金品物の単結晶鋳造で使用される単結晶シード体２１自体であり得る。鋳込みカップ１８は、品物キャビティー若しくはスターターキャビティーに溶融金属若しくは合金を供給するための鋳型キャビティー１６の上部に提供される。粒子スターターキャビティー１２は、粒子スターターキャビティーの低端部で、周知のブリッジマン鋳型撤回技術（Ｂｒｉｄｇｅｍａｎ  ｍｏｌｄ  ｗｉｔｈｄｒａｗａｌ  ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ）を具体化する従来の鋳造機械のラム４２上の従来の冷却プレート４０とつながっている。シード２０は、冷却プレート４０に直接接しているか、若しくは冷却プレートとは接触しない鋳型で配置してある。
【００１１】
単結晶シード２０は、スターターキャビティー、接続通路及び品物キャビティーからなるワックスパターンアセンブリが形成される場合に、従来のシェルモールド組立技術を用いてスターターキャビティー１２に組み込まれることができ、及び周知のロストワックス法を用いてセラミックシェルモールド物質でインベストされ得る。パターンアセンブリが、前述でインベストされたシェルモールドから除去された後、シェルモールドは鋳造するための鋳型強度に発展するために高温で焼かれる。次いで、シード２０はスターターキャビティー１２の開口端に挿入される。シードは一般的には鋳物円筒状体２１の形状であるが、他のシード形状若しくは形態は本発明の実行で使用され得る。代替として、単結晶シード２０はワックスアセンブリに付加され、次いでシェルモールドはアセンブリ及びシード２０の周囲に構築され得る。
【００１２】
本発明は、ある量のＭｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｎｂ、及びＶバランスＮｉ、Ｃｏ若しくは前述に列記の組み合わせから構成されるグループから選択される一つ以上の合金元素からなるシード２０を想定する。列記された合金元素は、適切な析出硬化熱処理を受ける、Ｎｉ若しくはＣｏ、又はお互いに若しくは別の合金類で析出を形成する析出硬化合金類である。一つ以上のＣ及びＢは、シード２０で任意に存在するかもしれない。
本発明を例証する実施態様に従うと、シード２０は、本質的に質量％で約５％乃至約４０．０％Ｍｏ、Ｃ及びＢ及びそれらの組み合わせからなるグループから選択された０．１％までの元素、並びにＮｉ及びＣｏ及びそれらの組み合わせからなるグループから選択されたバランスから構成される。ニッケル基超合金及びニッケル合金シード体２１を鋳造するためのシード２０の好ましい構成は、本質的に質量％で約１５％乃至約３０％Ｍｏ、０乃至約０．０５％Ｃ及び／若しくはＢ、並びに本質的にＮｉであるバランスからなる。コバルト合金シード体２１を鋳造するためのシード２０の好ましい構成は、本質的に質量％で約８％乃至約２８％Ｍｏ、０乃至約０．０５％Ｃ及び／若しくはＢ、並びに本質的にＣｏであるバランスからなる。明確にされた範囲内のＭｏ内容物は酸化抵抗、固溶体の強化、及びシード２０への析出の硬化能力を与える。明確にされた範囲内のＣ及び／若しくはＢ内容物は、合金の清潔さ及び／若しくはシード２０への液相線／固相線温度制御を与える。シード２０は、特別のゲーティング・スキームの必要と同様に酸化物成長及び偽造粒子の核形成の上記問題を克服するために典型的な単結晶鋳込み処理の高い鋳型予熱温度で酸化及び酸化物成長に耐性である。本発明のシード２０を伴うモールド１０は、周知のように、若しくは従来の他の鋳型充填技術によって鋳型が真空鋳造炉に存在している一方、上部端の上部の鋳込みカップ１８により溶解合金で満たされ得る。
【００１３】
本発明の他の例証する実施態様において、適切な熱処理のシードを析出硬化するニッケル合金若しくはコバルト合金シード２０の最適濃度において、合金元素はＭｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｎｂ、及びＶ並びにそれらの組み合わせから構成される一つ以上のグループから選択され得る。
【００１４】
例えば、制限ではなく例証の目的において、ニッケル基合金シード２０は、１）約１５質量％乃至約４７質量％Ｃｒ及びバランスＮｉ及び任意に０．１質量％までのＣ及び／若しくはＢ、２）約１０質量％乃至約４５質量％Ｗ及びバランスＮｉ及び任意に０．１質量％までのＣ及び／若しくはＢ、３）約１５質量％乃至約３３質量％Ｔａ及びバランスＮｉ及び任意に０．１質量％までのＣ及び／若しくはＢ、４）約８質量％乃至約１３質量％Ｒｅ及びバランスＮｉ及び任意に０．１質量％までのＣ及び／若しくはＢ、５）約５質量％乃至約１８質量％Ｎｂ及びバランスＮｉ及び任意に０．１質量％までのＣ及び／若しくはＢ、６）約５質量％乃至約３０質量％Ｖ及びバランスＮｉ及び任意に０．１質量％までのＣ及び／若しくはＢからなり得る。
【００１５】
また、制限ではなく例証の目的において、コバルト基合金シード２０は、１）約２質量％乃至約３７質量％Ｃｒ及びバランスＣｏ及び任意に０．１質量％までのＣ及び／若しくはＢ、２）約１０質量％乃至約４０質量％Ｗ及びバランスＣｏ及び任意に０．１質量％までのＣ及び／若しくはＢ、３）約５質量％乃至約４４質量％Ｔａ及びバランスＣｏ及び任意に０．１質量％までのＣ及び／若しくはＢ、４）約５質量％乃至約３６質量％Ｒｅ及びバランスＣｏ及び任意に０．１質量％までのＣ及び／若しくはＢ、５）約１質量％乃至約１２質量％Ｎｂ及びバランスＣｏ及び任意に０．１質量％までのＣ及び／若しくはＢ、６）約２質量％乃至約２８質量％Ｖ及びバランスＣｏ及び任意に０．１質量％までのＣ及び／若しくはＢからなり得る。
【００１６】
周知のように、シード２０は、エピタキシャル凝固によって品物キャビティー１６で鋳造する単結晶に与えられるために、結晶学的な配位を供給される。実施例においてのみ、ほとんどの面が中心にある立方体のニッケル基超合金において、シード結晶は、鋳型キャビティー１６で鋳造するタービン翼のｚ軸と平行に配位される［００１］結晶軸を有する。シード２０は、望ましい配位でシード２０を鋳造することによって望ましい結晶学的な配位で形成され得るか、若しくはシードは鋳型キャビティー１６に相関して望ましい配位での鋳造を提供するために物理的な配位となり得る。
【００１７】
シード２０は、アズ−カスト（ａｓ−ｃａｓｔ）シード状況で使用され得るか、若しくは任意で、シェルモールドでシード２０の配置に先だって熱処理による鋳造後に析出硬化され得る。熱処理は、Ｎｉ若しくはコバルトを伴い、及び／若しくはお互いに若しくは他の合金類の存在を伴う上記に列記された一つ以上の析出硬化元素（つまりＭｏ，Ｃｒ，Ｗ，Ｔａ，Ｒｅ，Ｎｂ，及び／若しくはＶ）の析出を形成する温度と時間において処理される。析出硬化熱処理のために採用される温度及び時間は、使用されるシード合金構成に依存するであろう。熱処理の温度及び時間は、採用される特別のシード金属の状態図から決定され得るか、及び／若しくは熱処理評価試験から経験的に決定され得る。
【００１８】
単結晶のニッケル基超合金及びニッケルとコバルトのシード合金の鋳造において、シェルモールド１０は、誘導コイル５４によって誘導的に熱したサスセプター５２を有する真空鋳造炉５０で、溶融の過熱された合金を真空鋳造炉に注入するのに先立ち２７００〜２９００Ｆの範囲の高温まで加熱される。鋳造炉における真空レベル（サブアンビエントな圧力）は、一般的には１５ミクロンよりも低い。過熱された溶融合金の温度は鋳造する合金に依存し、一般的には合金の融点よりも高い２００乃至５００Ｆの範囲である。
【００１９】
溶融合金が鋳込みカップ１８に注入された後、鋳型キャビティー１６及びスターターキャビティー１２を満たすために下方向に流れ、それによって溶融合金はシード２０の上部領域で溶解する。ラム４２は、ここで参照として組み入れられている、例えば、バーシダー（Ｖｅｒ  Ｓｎｙｄｅｒ）米国特許出願番号３２６０５０５及びピールセイ（Ｐｉｅａｒｃｅｙ）米国特許出願番号３４９４７０９に記載のような単結晶鋳物品物を品物キャビティー１６で成形する周知の方法で、接続通路１４によりスターターキャビティー１２から品物キャビティー１６へ上部方向に進行し、溶融金属で凝固正面を達成する鋳造炉５０から鋳型を撤去するために移動される。
【００２０】
本発明に従う酸化耐性シード２０の使用は、スターターキャビティー１２内の偽造粒子の核形成を縮減するか、若しくは除去する。粒子の誤った配位により欠陥品を鋳造することは、発明の実行によって著しく縮小される。
【００２１】
下記の実施例はさらに例証するために提示されるが、本発明を制限しない。
【００２２】
【実施例】
ＣＭＳＸ−１０として周知のニッケル基超合金は２７５０Ｆまで過熱され、真空鋳造炉で２８２５Ｆまで加熱されたモールド１０に注入された。単結晶シード２０は、Ｎｉ−２６．６質量％Ｍｏ（つまり、２６．６質量％Ｍｏ及びバランスＮｉ）を含んで、モールドに配置する以前に６時間１４００Ｆでの熱処理及び空気を室温に冷却することによって析出硬化された。シードは、スターターキャビティー１２で偽造粒子の核形成が全く発生しなかったように、実質的な酸化を表さなかった。
【００２３】
ＣＭＳＸ−１０はまた３０１５Ｆまで過熱されて、真空鋳造炉で２８２５Ｆまで加熱されたシェルモールド１０に注入された。シード２０は、Ｎｉ−２７．５２質量％Ｍｏを含んで、モールドに配置する以前に６時間１４００Ｆでの熱処理及び空気を室温に冷却することによって析出硬化された。シードは、スターターキャビティー１２で偽造粒子の核形成が全く発生しなかったように、実質的な酸化を表さなかった。
【００２４】
Ｒｅｎｅ´Ｎ５として周知のニッケル基超合金は２７００Ｆまで過熱され、真空鋳造炉で２８２５Ｆまで加熱されたモールド１０に注入された。シード２０は、Ｎｉ−２５質量％Ｍｏを含んで、モールドに配置する以前に６時間１４００Ｆでの熱処理及び空気を室温に冷却することによって析出硬化された。シードは、スターターキャビティー１２で偽造粒子の核形成が全く発生しなかったように、実質的な酸化を表さなかった。
【００２５】
Ｒｅｎｅ´Ｎ５はまた２７００Ｆまで過熱され、真空鋳造炉で２８２５Ｆまで加熱されたモールド１０に注入された。シード２０は、Ｎｉ−１５質量％Ｍｏ−０．０５質量％Ｃを含んで、モールドに配置する以前に６時間９１０Ｆでの熱処理及び空気を室温に冷却することによって析出硬化された。シードは、スターターキャビティー１２で偽造粒子の核形成が全く発生しなかったように、実質的な酸化を表さなかった。
【００２６】
Ｒｅｎｅ´Ｎ５はまた２７００Ｆまで過熱され、真空鋳造炉で２８２５Ｆまで加熱されたモールド１０に注入された。シード２０は、Ｎｉ−２６．４質量％Ｍｏを含んで、モールドに配置する以前に６時間９１０Ｆでの熱処理及び空気を室温に冷却することによって析出硬化された。シードは、スターターキャビティー１２で偽造粒子の核形成が全く発生しなかったように、実質的な酸化を表さなかった。
【００２７】
第四生成の単結晶のニッケル基超合金は、２７００Ｆまで過熱され、真空鋳造炉で２８２５Ｆまで加熱されたモールド１０に注入された。シード２０は、Ｎｉ−２７質量％Ｍｏを含んで、モールドに配置する以前に６時間１４００Ｆでの熱処理及び空気を室温に冷却することによって析出硬化された。シードは、スターターキャビティー１２で偽造粒子の核形成が全く発生しなかったように、実質的な酸化を表さなかった。
【００２８】
２０質量％Ｍｏ及びバランスＮｉからなるニッケル単結晶シード合金は、２８８０Ｆまで過熱され、真空鋳造炉で２８２５Ｆまで加熱されたモールド１０に注入された。シード２０は、Ｎｉ−２５質量％Ｍｏを含んで、モールドに配置する以前に６時間１４００Ｆでの熱処理及び空気を室温に冷却することによって析出硬化された。シードは、スターターキャビティー１２で偽造粒子の核形成が全く発生しなかったように、実質的な酸化を表さなかった。
【００２９】
２０質量％Ｒｅ及びバランスＮｉからなるニッケル単結晶シード合金は、２９００Ｆまで過熱され、真空鋳造炉で２８２５Ｆまで加熱されたモールド１０に注入された。シード２０は、Ｎｉ−２５質量％Ｍｏを含んで、モールドに配置する以前に６時間１４００Ｆでの熱処理及び空気を室温に冷却することによって析出硬化された。シードは、スターターキャビティー１２で偽造粒子の核形成が全く発生しなかったように、実質的な酸化を表さなかった。
【００３０】
２５質量％Ｍｏ及びバランスＮｉからなるニッケル単結晶シード合金は、２７００Ｆまで過熱され、真空鋳造炉で２８２５Ｆまで加熱されたモールド１０に注入された。シード２０は、Ｎｉ−２５質量％Ｍｏを含んで、モールドに配置する以前に６時間１４００Ｆでの熱処理及び空気を室温に冷却することによって析出硬化された。シードは、スターターキャビティー１２で偽造粒子の核形成が全く発生しなかったように、実質的な酸化を表さなかった。
【００３１】
２７質量％Ｍｏ及びバランスＮｉからなるニッケル単結晶シード合金は、２７００Ｆまで過熱され、真空鋳造炉で２８２５Ｆまで加熱されたモールド１０に注入された。シード２０は、Ｎｉ−２５質量％Ｍｏを含んで、モールドに配置する以前に６時間１４００Ｆでの熱処理及び空気を室温に冷却することによって析出硬化された。シードは、スターターキャビティー１２で偽造粒子の核形成が全く発生しなかったように、実質的な酸化を表さなかった。
【００３２】
２７質量％Ｍｏ及びバランスＮｉからなるニッケル単結晶シード合金は２７００Ｆまで過熱され、真空鋳造炉で２８２５Ｆまで加熱されたモールド１０に注入された。シード２０は、Ｎｉ−２７質量％Ｍｏを含んで、モールドに配置する以前に６時間１４００Ｆでの熱処理及び空気を室温に冷却することによって析出硬化された。シードは、スターターキャビティー１２で偽造粒子の核形成が全く発生しなかったように、実質的な酸化を表さなかった。
【図面の簡単な説明】
【図１】粒子スターターキャビティーに存在する本発明を例証する実施態様に従う単結晶シードを有するセラミックインベストメントシェルモールドの断面図である。
【符号の説明】
１０    セラミックインベストメントシェルモールド
１２    粒子スターターキャビティー
１４    接続通路
１６    品物鋳型キャビティー
１８    鋳込みカップ
２０    シード
４０    冷却プレート
４２    ラム
５０    鋳造炉
５２    サスセプター
５４    誘導コイル
【図１】
0004327414.tif 000002