(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
スーパーアロイでなす複数のセグメントを各々鋳造し、
隣接するスーパーアロイのセグメントの界面となる表面を調製し、
スーパーアロイのセグメントを結合領域において、主要元素組成が該スーパーアロイに近く、融点抑制剤を含む結合媒体により結合し、
結合したスーパーアロイのセグメントに溶体化処理を施し、
溶体化処理を施したスーパーアロイのセグメントを第１の温度で加熱した後、第１の温度より低い第２の温度で加熱して析出熱処理するステップより成り、
第１及び第２の温度は、析出熱処理したスーパーアロイのセグメント間の結合領域が実質的に再結晶しないように且つ結合領域のγ／γ´微細構造が最適化されるように選択されることを特徴とするスーパーアロイ鋳物の結合方法。
【請求項２】
複数のスーパーアロイの少なくとも１つのセグメントが単結晶ニッケル系スーパーアロイより成る請求項１の方法。
【請求項３】
単結晶ニッケル系スーパーアロイが、６．６重量パーセントのＣｒ、９．６重量パーセントのＣｏ、５．５重量パーセントＡｌ、１重量パーセントＴｉ、０．６重量パーセントのＭｏ、６．５重量パーセントのＴａ、６．４重量パーセントＷ、３重量パーセントのＲｅ、０．９重量パーセントのＨｆより成り、残量がＮｉである請求項２の方法。
【請求項４】
複数のスーパーアロイの少なくとも１つのセグメントとは別のセグメントが、単結晶ニッケル系スーパーアロイに結合される多結晶ニッケル系スーパーアロイより成る請求項２の方法。
【請求項５】
複数のスーパーアロイの少なくとも１つのセグメントとは別のセグメントが、単結晶ニッケル系スーパーアロイに結合される方向性凝固ニッケル系スーパーアロイより成る請求項２の方法。
【請求項６】
方向性凝固ニッケル系スーパーアロイが、８．１重量パーセントのＣｒ、９．２重量パーセントのＣｏ、５．６重量パーセントのＡｌ、０．７重量パーセントＴｉ、０．５重量パーセントのＭｏ、３．２重量パーセントＴａ、９．５重量パーセントのＷ、１．４重量パーセントＨｆ、０．０１５重量パーセントのＺｒ、０．０１５重量パーセントＢ、０．０７重量パーセントのＣより成り、残量がＮｉである請求項５の方法。
【請求項７】
隣接するスーパーアロイのセグメントの界面となる表面を０．００２５ｃｍ以下の寸法公差で調製するステップをさらに含む請求項１の方法。
【請求項８】
隣接するスーパーアロイのセグメントの界面となる表面を電気放電加工により調製するステップをさらに含む請求項１の方法。
【請求項９】
スーパーアロイでなす複数のセグメントを各々鋳造する前記ステップは、隣接するスーパーアロイのセグメント間の各セグメントの表面が、結合部の平面全体にほぼ垂直な方向に延びるが後で除去される材料部分を有するように各セグメントをオーバーサイズで鋳造するステップを含み、
隣接するスーパーアロイのセグメントの界面となる表面を調製する前記ステップは、前記材料部分を除去するように隣接するスーパーアロイのセグメントの界面となる結合表面を調製するステップを含む請求項１の方法。
【請求項１０】
融点抑制剤がホウ素より成る請求項１の方法。
【請求項１１】
結合媒体が結合用フォイルより成る請求項１０の方法。
【請求項１２】
複数のスーパーアロイの少なくとも１つのセグメントが単結晶ニッケル系スーパーアロイより成り、単結晶ニッケル系スーパーアロイのセグメントと、それに隣接するスーパーアロイのセグメントとの間の結合領域が単結晶ニッケル系スーパーアロイのセグメントと実質的に同じ微細構造を有する請求項１の方法。
【請求項１３】
複数のスーパーアロイの少なくとも１つのセグメントが単結晶ニッケル系スーパーアロイより成り、単結晶ニッケル系スーパーアロイのセグメントと、それに隣接するスーパーアロイのセグメントとの間の結合領域が単結晶ニッケル系スーパーアロイのセグメントと実質的に同じ化学的組成を有する請求項１の方法。
【請求項１４】
隣接するスーパーアロイのセグメントのうち少なくとも２つが単結晶ニッケル系スーパーアロイより成り、ニッケル系スーパーアロイの単結晶の結晶方向が互いに２０度以内で整列している請求項１の方法。
【請求項１５】
隣接するスーパーアロイのセグメントのうち少なくとも２つが単結晶ニッケル系スーパーアロイより成り、ニッケル系スーパーアロイの単結晶の結晶方向が互いに１５度以内で整列している請求項１の方法。
【請求項１６】
隣接するスーパーアロイのセグメントのうち少なくとも２つが単結晶ニッケル系スーパーアロイより成り、ニッケル系スーパーアロイの単結晶の結晶方向が互いに１０度以内で整列している請求項１の方法。
【請求項１７】
結合したスーパーアロイのセグメントが、３０．４８ｃｍ（１２インチ）より大きい全長と、１０２ｍｍ（４インチ）より大きい全幅と、７．９３ｍｍ（５／１６インチ）より大きい全厚を有する請求項１の方法。
【請求項１８】
結合したセグメントがタービン翼を構成する請求項１の方法。
【請求項１９】
単結晶スーパーアロイでなす少なくとも２つのセグメントを、主要元素組成が該単結晶スーパーアロイに近く、融点抑制剤を含む結合媒体により結合し、
結合した単結晶スーパーアロイのセグメントを溶体化熱処理し、
多結晶スーパーアロイでなす少なくとも１つのセグメントを溶体化熱処理した前記単結晶スーパーアロイのセグメントのうち少なくとも１つのセグメントに結合領域において、主要元素組成が該単結晶及び多結晶スーパーアロイに近く、融点抑制剤を含む結合媒体により結合し、
結合した単結晶及び多結晶スーパーアロイのセグメントを第１の温度で加熱した後、第１の温度より低い第２の温度で加熱して析出熱処理するステップより成り、
第１及び第２の温度は、析出熱処理したセグメント間の結合領域が実質的に再結晶しないように且つ結合領域のγ／γ´微細構造が最適化されるように選択されることを特徴とするスーパーアロイ鋳物の結合方法。
【請求項２０】
単結晶及び多結晶スーパーアロイがニッケル系である請求項２０の方法。
【請求項２１】
単結晶ニッケル系スーパーアロイが、６．６重量パーセントのＣｒ、９．６重量パーセントのＣｏ、５．５重量パーセントＡｌ、１重量パーセントＴｉ、０．６重量パーセントのＭｏ、６．５重量パーセントのＴａ、６．４重量パーセントＷ、３重量パーセントのＲｅ、０．９重量パーセントのＨｆより成り、残量がＮｉである請求項２０の方法。
【請求項２２】
多結晶ニッケル系スーパーアロイが、８．１重量パーセントのＣｒ、９．２重量パーセントのＣｏ、５．６重量パーセントのＡｌ、０．７重量パーセントＴｉ、０．５重量パーセントのＭｏ、３．２重量パーセントＴａ、９．５重量パーセントのＷ、１．４重量パーセントＨｆ、０．０１５重量パーセントのＺｒ、０．０１５重量パーセントＢ、０．０７重量パーセントのＣより成り、残量がＮｉである請求項２１の方法。
【請求項２３】
単結晶スーパーアロイの単結晶の結晶方向が互いに２０度以内で整列している請求項１９の方法。
【請求項２４】
結合したスーパーアロイのセグメントが、３０．４８ｃｍ（１２インチ）より大きい全長と、１０２ｍｍ（４インチ）より大きい全幅と、７．９３ｍｍ（５／１６インチ）より大きい全厚を有する請求項１９の方法。
【請求項２５】
結合したスーパーアロイのセグメントがタービン翼を構成する請求項１９の方法。
【請求項２６】
融点抑制剤がホウ素より成る請求項１９の方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【関連出願への参照】
本願は、１９９７年１０月２７日付の米国仮出願（出願番号：６０／０６３，６４０）の優先権を主張するものである。
【０００２】
【発明の属する技術分野】
本発明はスーパーアロイ鋳物の結合に関し、さらに詳細には、タービン等のスーパーアロイ鋳造部品の結合方法に関する。
【０００３】
【背景情報】
現在の高効率発電用燃焼タービン機関に使用されている最先端の動翼及び静翼は単結晶合金のような高品質材料で製造され、その部品の内側及び外側寸法は正確に制御されている。これらの部品はサイズが大きいため、いくつかの方面から低コスト製造法開発への努力が続けられている。
【０００４】
現在開発中の最新式タービンシステム（ＡＴＳ）のような陸用ガスタービンは、最先端材料で製造される低コストで高性能の部品を必要とする。タービンの第１列及び第２列の動翼及び静翼は複雑な内側及び外側構造を有するため、欠陥のない材料で製造しなければならない。かかる特徴を有する部品は航空機のエンジン用として開発されているが、発電用タービンの部品はサイズが大きいためその開発には多大な困難を伴う。現在のところ、鋳造により欠陥のない大型部品をかなり高い歩留まりで製造することは不可能である。
【０００５】
別の製造方法として、本質的に欠陥のない小さい副部品を鋳造し、その後それらの副部品を高品質の結合プロセスにより接合することが考えられる。しかしながら、現在、ＡＴＳクラスのエンジンへの使用が検討されているＣＭＳＸ−４のような最先端の単結晶スーパーアロイを結合するために必要な技術は存在しない。
【０００６】
【発明の概要】
本発明によると、スーパーアロイでなす複数のセグメントを各々鋳造し、隣接するスーパーアロイのセグメントの界面となる表面を調製し、スーパーアロイのセグメントを結合領域において、主要元素組成が該スーパーアロイに近く、融点抑制剤を含む結合媒体により結合し、結合したスーパーアロイのセグメントに溶体化処理を施し、溶体化処理を施したスーパーアロイのセグメントを第１の温度で加熱した後、第１の温度より低い第２の温度で加熱して析出熱処理するステップより成り、第１及び第２の温度は、析出熱処理したスーパーアロイのセグメント間の結合領域が実質的に再結晶しないように且つ結合領域のγ／γ´微細構造が最適化されるように選択されることを特徴とするスーパーアロイ鋳物の結合方法が提供される。
本発明によると、単結晶スーパーアロイでなす少なくとも２つのセグメントを、主要元素組成が該単結晶スーパーアロイに近く、融点抑制剤を含む結合媒体により結合し、結合した単結晶スーパーアロイのセグメントを溶体化熱処理し、多結晶スーパーアロイでなす少なくとも１つのセグメントを溶体化熱処理した前記単結晶スーパーアロイのセグメントのうち少なくとも１つのセグメントに結合領域において、主要元素組成が該単結晶及び多結晶スーパーアロイに近く、融点抑制剤を含む結合媒体により結合し、結合した単結晶及び多結晶スーパーアロイのセグメントを第１の温度で加熱した後、第１の温度より低い第２の温度で加熱して析出熱処理するステップより成り、第１及び第２の温度は、析出熱処理したセグメント間の結合領域が実質的に再結晶しないように且つ結合領域のγ／γ´微細構造が最適化されるように選択されることを特徴とするスーパーアロイ鋳物の結合方法をも提供される。
本発明の一実施例によると、単結晶ニッケル系スーパーアロイの結合に母材と同じ組成の結合用フォイルを使用するが、このフォイルはその融点を低下させるために約１乃至約３重量パーセントのホウ素のような融点抑制剤を別に含んでいる。結合用フォイルの主要元素組成は母材に近く、このため凝固後結合領域にわたってほぼ均一な化学的分布が得られる。結合プロセスは、フォイルの融点よりも高いが合金のマクロな融点よりも、例えば約３７．８乃至６５．６℃（１００乃至１５０°Ｆ）低い温度で等温的に行われる。結合熱サイクルは、固相拡散によりホウ素を結合界面から離れる方向に分散させ、それにより、局部的な融点を上昇させてその材料を従来の単結晶熱処理法に適するものにするに十分な程度行う。この方法を用いることにより、ＣＭＳＸ−４等のような単結晶合金を結合することができる。
【０００７】
陸用ガスタービンの翼のような大形部品を結合するための部品の調製には、２つの表面間において約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のオーダーの非常に優れた結合表面のマッチングが必要である。部品のこの精度は、鋳造後、表面を低応力研削／切削加工するかあるいは結合表面を電気放電加工することにより得られる。これらの手順により、約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）内の表面輪郭が得られる。この方法はまた、ＳＣ合金の高温溶体化処理、例えば２４０８°ＦでのＣＭＳＸ−４の溶体化熱処理を含むその後の結合及び熱処理サイクル時においてすぐ再結晶しないように十分に歪のない表面を与える。
【０００８】
単結晶ニッケル系スーパーアロイは、過渡液相結合により多結晶スーパーアロイに結合することが可能である。ペースト状であれ又はフォイル状であれ結合媒体の化学的性質と、結合を行うに必要な熱サイクルとは、その結果得られる接合部の化学的性質及び微細構造が連続的な勾配を有し、接合領域に生じる特性が母材の単結晶又は多結晶材料の化学的性質の間にある、例えば弱い方の母材の特性の少なくとも約８０％であるように、制御することができる。
【０００９】
鋳物のサイズを減少することにより、最終製品としての部品の品質を改善することができる。即ち、粒界、割片及び小さな斑点の発生を鋳物のサイズを減少することにより軽減することが可能である。さらに、鋳造する部分は中実な部分として選択できるため、中子の比較的角張った部分の周りの鋳造に関連する問題を回避できる。これらの方法を用いて欠陥のある鋳物が生じる傾向を減少することにより、鋳造の歩留まりを８０乃至９０％のオーダーにすることが可能である。本発明の製造方法は、タービン翼の副部品のようなセグメント化した部品の組立てに関する。セグメント化した部品は、結合平面として使用可能でありすぐに再結晶しない平面により特に画定されている。このセグメント化により、部品は、鋳造が容易で、簡単に組立て可能であり、結合平面が最小応力位置にある小型のセグメントに分割される。実際、このセグメント化設計プロセスは、結合平面にかかる荷重がそれほど大きくないゆっくりと連続して変化する曲面を突き止めようとする。副部品の表面から急な曲率部分や凹んだ部分若しくは突起状部分をなくすると、鋳造の歩留まりが向上するだけでなく結合媒体の適用及び結合時における副部品の取付け具への装着が容易になる。
【００１０】
過渡液相結合プロセスは、最先端の単結晶の大型翼を結合する機会を与える。結合用フォイルの化学的性質を単結晶構造の結合領域にわたって構造が連続するように調製することができるが、これは母材金属中だけでなく結合領域においても最適のγ／γ´構造が得られるように結合後の熱処理を適合できることを条件とする。
【００１１】
ＣＡＤを最新式の有限要素モデル（ＦＥＭ）法と組み合わせると、セグメント化した副部品の製造及び機械的分析が極めて容易になる。これらの手法は、中実のモデルを別個のドメインに分割するセグメント化した表面により翼の幾何学的形状を画定するのを可能にする。セグメント化は、原型の翼からスタートして、セグメント化表面となり得る表面を選択し、それらを表面にかかる予想荷重の観点から量的に評価することにより行う。次いで、鋳造及び結合を容易にする滑らかで連続する表面を提供するという観点から、それらの表面を質的に検討する。その後、鋳造品質を損ない結合を不可能にする角張った隅部のような特徴部分を無くするように、選択した表面を修正することができる。修正済みの表面を、その後、ＦＥＭにより再分析して結合ラインにかかる可能性のある荷重を再評価することができる。
【００１２】
現在の翼設計における条件には、高サイクル疲労、低サイクル疲労（ＬＣＦ）、クリープ、塑性、熱-機械的疲労（ＴＭＦ）が含まれる。結合表面となり得る表面のＦＥＭ分析により、結合する金属の機械的特性がこれらの条件を満たすか否かが分かる。実際、結合領域の特性はこれらの条件により決まる特性を越えるものでなければならない。この結合プロセスは母材金属の性能の８０乃至９０％を目標とすることが好ましいが、その結果得られた材料特性は結合部で低下しているため、結合表面を動作時にかかる応力が最小のところにくるようにする。
【００１３】
鋳造品質を確保するために副部品の鋳物をより薄く、また結合部をより多くすることが必要となるが、結合効率を上げるためには結合部をより少なく、また副部品の鋳物をより厚くしなければならない。例えば、単結晶翼の制御横断面の厚さはほぼ１０２ｍｍ（４インチ）であろう。翼を２又はそれ以上の部品で構成されるよう設計することにより、この横断面を最も広いところでほぼ２５ｍｍ（１インチ）程度に減少させることが可能である。翼の高さの大部分では、鋳物の厚さは実際ほぼ１３ｍｍ（０．５インチ）未満である。例えば、部品の幅をほぼ１３ｍｍ（０．５インチ）から６ｍｍ（０．２５インチ）へさらに減少すると、鋳物の品質及び歩留まりが著しく向上するであろう。
【００１４】
コア付きの標準型翼の主要な結合表面の断面は、元のコアの位置に関連して選択する。好ましい方法では通常、コアが翼形断面の中心線に沿ったところに来るようにする。翼の中心線は、一般的に低熱束及び低機械的応力の平面である。冷却された翼では、内部温度も低い。さらに、この平面上には半径方向に大きい応力が発生する場合があるが、結合表面にかかる応力は比較的小さい。翼形を通る伝統的なコア分割線を選択すると、このプラットフォーム及び根元部分の中心線を通って分割される。応力と温度は、プラットフォームの頂面の下方ではそれほど関心はなくなる。
【００１５】
中心線の位置により、翼セグメントの最初の主要な結合表面が画定される。次いで、翼形の先端部及び後端部の外壁面までの分割面を幾何学的形状に応じて修正する。先端部壁面の分割箇所は先端部の半径の頂点より決まるが、これは通常、単片鋳物のワックスパターンの鋳型分割線である。後端部において、これと同じアプローチを用いるが、後端部の半径の頂点が結合表面を決定する。セグメント化をこのように修正した後、新しい結合平面かかる予想設計応力を有限要素モデルを用いて再分析し、結合する金属の予想特性と比較する。
【００１６】
本発明のさらに別の実施例によると、翼形をプラットフォーム及び根元部分から分離することにより、翼形を非常に厳格な条件下で非常に高い精度を持つ構造体として鋳造でき、それと共にプラットフォーム及び根元部分は異なる条件下で鋳造できる。個々の鋳物の長さ及び厚さを減少することにより、鋳造の歩留まりもまた改善される。この構成では、翼形からプラットフォームへの連続部分は翼形-プラットフォームのすみ肉半径の底部のパターンに追従し、プラットフォームへ少なくとも十分に深く延びるため、局部的な半径方向の応力は結合した材料の特性の目標レベル以下に低下する。これは、その断面にかかる応力が非常に低く均一である翼形の壁厚に等しい深さで生じる。この位置では、動作温度もまた翼形の温度から数百度以下に低下する。
【００１７】
翼部品の残りのセグメント化には、プラットフォーム及び根元のシャンク領域を対を形成するように分割するプロセスがある。このセグメント化により、主として鋳物の断面サイズを減少することができ、それにより鋳造の歩留まりがさらに改善される。残りの根元部分は厚さのほぼ等しい部分に分割する。この分割により、本質的に１つの方向の曲率を有する連続する曲面の表面が得られる。この平面にかかる応力及び温度は比較的低い。
【００１８】
必要な強度が親金属の８０％未満である結合表面を選択することにより、全ての設計基準が満足される。結合プロセスはモジュラスを変化させず、最終的な翼の幾何学的形状は結合したまたは単片の鋳物で同じであるため、振動数の変化は予想されない。結合表面はＴＭＦ又はＬＣＦが限界に近づくところから離れるように特に選択する。結合領域では、ＴＭＦ及びＬＣＦ寿命は、特性が大きく低下してもそれらを越えていることに注意されたい。種々のモードにおける定常的且つ振動的な応力の作用は、結合平面を横切るのではなくて平行であるか、あるいは非常に低いレベルにある。
【００２０】
本発明の上記及び他の側面は、以下の説明からより明らかになるであろう。
【００２１】
【詳細な説明】
ガスタービン部品のようなスーパーアロイ部品の単結晶部分が互いに結合可能になったことにより、実質的に欠陥のない単結晶の動翼及び静翼を低コストで製造する可能性が開けただけでなく、従来の単片鋳造法では製造できなかった、正確に波形の冷却チャンネルのような最先端の幾何学的特徴部分を具備する最新式部品の製造が可能になった。本発明の方法は、ガスタービンなどの複雑で欠陥のない単結晶部品の高い歩留まりによる製造を可能にする。本発明はまた、かかる部品の再加工及び修理を可能にする。
【００２２】
単結晶のガスタービン部品が意図されている厳しい温度及び動作応力条件のため、結合する単結晶は、結合ラインの両側において連続性がありほぼ最適の化学的性質、結晶組織及び微細構造を持つ必要がある。これらの条件下で、結合領域の特性は、この構造物を曝すことのできる応力及び温度状態に制約を与える。特に、高温強度条件により、結合領域におけるγ／γ´微細構造は単結晶の他の部分の微細構造と実質的に等価でなければならない。合金ＣＭＳＸ−４のような第２世代のスーパーアロイでは、これは、ほぼ０．５μｍのγ´の立方形（cuboids）が連続して規則正しく配列されたものであり、これら立方形の間のγチャンネルにはγ´相がより細かい球状の２次及び３次分布を有する。
【００２３】
図１は、単結晶合金ＣＭＳＸ−４のこの最適な構造を示す。この構造は、クリープ抵抗のような最良の高温時間依存特性を与えるように最適化される。
【００２４】
過渡液相結合は、スーパーアロイに高品質の接合部を形成する接合方法である。等温プロセスでは、結合媒体、例えばフォイルもしくは塊状ペーストの薄い条片を結合される２つの材料部分の間に配置する。この結合媒体は母材の材料と同じであるが、合金中において迅速な固相拡散を示す融点抑制元素を別に含む。ニッケル系合金では、ＳｉとＢが好ましい融点抑制剤である。単結晶部品の結合を必要とする高温の用途では、Ｓｉには腐食の問題があるため、ホウ素が好ましい。
【００２５】
本発明の方法は、フォイルの融点よりも高いが母材のかさ融点より低い温度の実質的に等温プロセスで実施する。ホウ素が豊富なフォイルは、溶融するにつれて、接合部の両側の母材を湿潤化し、母材金属の一部を溶解させて広い液相領域を与える。液相領域が広くなるにつれて、ホウ素が平衡液相線濃度になる程融液プールがホウ素につき十分に希釈化されるまで液体中のホウ素濃度が減少する。それと同時に、固相拡散によりホウ素が結合プール領域から除去される。これら２つのプロセスにより、結合媒体プール中の融点抑制剤が欠乏状態となり、結合媒体プールが等温再凝固して最後に２つの凝固フロントが結合媒体のほぼ中心線で交わる。
【００２６】
結合媒体の化学的性質及び結合プロセスの温度を注意深く制御することにより、結合領域内の母材の化学的性質及び微細構造を再生するように本発明の等温結合プロセスを制御することができる。
【００２７】
結合プロセス時、ある特定のパラメータを制御するのが好ましい。融点抑制剤は、結合用フォイルが母材よりも著しく（即ち、数百°Ｆ）低い温度で溶解するように十分な量でなければならない。結合温度は、結合用フォイル及びそれと同様な厚さの母材とを溶解させて、よく混合された、優れた結合領域を形成するに十分な値でなければならない。結合用フォイルの量は、母材を溶融させ且つよく制御された、優れた結合部を提供するような十分な大きさでなければならない。結合領域の溶融及び再凝固は、結合領域内に有害な化学的及び相分離が生じないように十分によく制御しなければならない。結合用フォイルの主要な元素（即ち、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂなど）の化学的性質を結合すべき材料と十分にマッチさせることにより、結合領域の化学的性質及び構造が母材のそれと実質的に連続性を有するようにする必要がある。結合用フォイルの組成は、溶融領域で幾分かの混合が生じるため母材と同一である必要はない。また、Ａｌ及びＴｉは偏析して最終材料となり固化するから、これらの元素を結合用フォイルから除去して結合部の中心線に有害なγ´共晶が形成されないようにする。さらに、用途によっては、結合部にわたる結晶の性質を制御またはマッチさせる、即ち、結合される部分の結晶方向をマッチさせるのが好ましい。母材の組成及びその融点、結合用フォイルの主要元素の組成、等温結合のための温度及びホウ素の量は全て、本発明のプロセスにより生じる結合部の化学的性質及び構造を決定する相互に作用する変数である。ホウ素をニッケル系合金に添加すると、その融点が１重量パーセント当たり約３７．８乃至６５．６℃（１００−１５０°Ｆ）抑制される。融点が１３１５℃（２４００°Ｆ）を超え、偏析した鋳造のままの形態の初期融点が幾分低いと、約１乃至約３重量パーセントのホウ素を含むフォイルの融点は１０９３乃至１２６０℃（２０００°乃至２３００°Ｆ）の領域まで低下し、それにより全体でなくて局部的な溶融が可能になる。結合用フォイルの主要な元素組成の理想は母材に非常に近いことであるが、その間にかなりの差があっても実際には問題ない。単結晶スーパーアロイ中の多数の合金元素により、組成に小さな変化があっても融点が著しい影響を受けることはない。また、母材が結合領域の溶融プール内に溶解すると、結合用フォイル及び母材金属の組成の差が補償されるようになる。さらに、レニウムのような一部の高価な元素は、コストを低下させるためには、フォイルにとっては望ましいものではない。最後に、結合領域の再凝固時、共晶γ´の形成を抑制するために、結合用フォイル中のチタン及びアルミニウムの含有量を減少させる必要がある。
【００２８】
本発明の方法は、ニッケル系単結晶スーパーアロイＣＭＳＸ−４に適用可能である。この合金の組成を表１に示す。また、ＣＭＳＸ−４の単結晶との過渡液相結合部を形成するために使用可能な幾つかの結合用フォイルの組成も表１に示す。
【００２９】
【表１】
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表１に示すタングステン（Ｗ）のフォイル１乃至４は、ＣＭＳＸ−４合金の組成の派生物であり、融点抑制剤として１．５重量パーセントのホウ素が添加されたものである。Ａｌ及びＴｉの量は、ＣＭＳＸ−４結合部の化学的性質及び構造に対する共晶γ´を形成する添加物の影響を調べるため調整される。Ｎｉ−Ｆｌｅｘのフォイルは、Materials Development Corporation of Medford, MAからシリーズで市販されているフォイルである。これらフォイルの組成はＣＭＳＸ−４と大きな違いがあるように思えるが、以下に述べるように、これらのフォイルのいくつかにより優れた結合部分が形成された。同様に、かかる結合媒体を使用すると、他のニッケル系スーパーアロイ、例えば少量または多量のレニウムを含む合金に良好な結合部を形成できる。
【００３０】
結合温度は、フォイルの融点と母材の融点との間になるように選択する。ホウ素はニッケル合金の融点を１重量パーセント増加させる毎に約３７．８乃至６５．６℃（１００乃至１５０°Ｆ）低下させるため、１乃至３重量パーセントのホウ素で単結晶合金の融点を１３１５℃（２４００°Ｆ）から１０９３乃至１２６０℃（２０００乃至２３００°Ｆ）の範囲内に抑制する。結合温度をホウ素の含有量に関して制御すると、結合領域の幅、溶解時に生じる元素の混合及び再凝固時に起こる偏析が決まる。高温で結合させると、融解したフォイルによって結合表面が迅速に湿潤化され、結合部のプールがよく混合され、ホウ素の固相拡散が加速されて再凝固プロセスの速度が増加する。高温での結合はまた、少ない量のホウ素を含むフォイルの使用を可能にするため、凝固プロセス時固相拡散を広範囲に生ぜしめホウ化物の粒子を形成させる必要がなくなる。
【００３１】
初期の試行後、結合用フォイルに対して２２５０°Ｆで４時間行う結合サイクルを選択したが、その理由は、この温度が結合領域形成の制御を可能にし、有害なγ´相を成長させないように思えたからである。母材合金及びフォイルの合金成分の含有量が多いため、フォイルの金属元素の組成は母材合金の融点の低下にはそれほど影響を及ぼさない。しかしながら、再凝固した結合領域の化学的組成及び熱処理時に結合領域内に生じる微細構造にはかなりの影響を与える。凝固後の結合領域内の元素の化学的偏析は、結合領域のサイズ及び結合プロセスの第１段における母材金属の溶解度により制御される。それはまた、母材の状態、即ち偏析されるか均質化されるかにより、異なる影響を受ける。この問題は、偏析された鋳物のγ´が豊富な樹枝状間領域が優先的に溶解することにより結合ラインにγ´共晶が形成される、鋳造のままのＣＭＳＸ−４をホウ素含有量の多いフォイルにより結合する際明らかとなる。この共晶材料はその後結合ラインに再溶着する。この問題は、ホウ素を多量に含むフォイルを用いる場合、均質化され且つ溶体化処理されたＣＭＳＸ−４を用いることにより軽減または回避することが可能である。この場合、均質化された構造物は均一に融解して、γ´共晶を形成する元素の濃度が低い融解プールを生ぜしめる。その結果、再凝固した結合領域は有害なγ´共晶を有しない。
【００３２】
【表２】
0004976614.tif 000003
結合後の熱処理により、結合領域上だけでなく母材金属の残りの部分における化学的性質及び構造を最適化する必要がある。この熱処理サイクルは鋳造及び再凝固後に得られる偏析構造を均質化し、また強化γ´析出物の最適の形態を析出及び成長させる必要がある。ＣＭＳＸ−４について推奨される従来の溶体化及び熱処理サイクルは、これを達成するのに適切である。溶体化処理は、表２に示すタイプの勾配熱処理である。このサイクルの間温度をゆっくり増加すると、初期の融解を、局部的な融解温度を上昇させる固相相互拡散を許容することによって実質的に回避することができる。この結合及び溶体化熱処理プロセスは鋳造のままの単結晶を均質化するのに効果的であり、また再凝固した結合領域を均質化するのにも効果的である。さらに、単結晶をホウ素が分散する速度を増加させ、これによりホウ素が豊富な結合ラインの溶融を阻止するのにも効果的である。例えば、温度勾配を緩やかにすると、１２３２℃（２２５０°Ｆ）で４時間処理した後に形成された結合領域が母材ＣＭＳＸ−４の１３２０℃（２４０８°Ｆ）の溶体化処理ピーク温度よりも低い融点を持つという潜在的な問題を回避する手助けとなる。１２３２℃（２２５０°Ｆ）で４時間の処理は偏析した単結晶の均質化を促進し、またホウ素の拡散は金属合金元素の拡散よりもより早いため、このサイクルを短縮化する可能性が存在する。
【００３３】
溶体化熱処理後、強化γ´析出物の最適な形態を生ぜしめるために析出熱処理手順を実行するのが好ましい。ほぼ０．５μｍの立方形一次γ´析出物を生ぜしめ、立方形間の母材チャンネルに球状の二次及び三次γ´析出物を分散させるために、１１４０℃（２０８４°Ｆ）で４時間、そして８９８℃（１６５０°Ｆ）で２４時間の処理を行う。単結晶母材合金を処理するために生み出されたこれらの熱処理を施すことにより、結合領域だけでなく結合部品の未結合部分の微細構造の熱処理を最適に行う。
【００３４】
図２は単結晶ニッケル系スーパーアロイの母材を示す顕微鏡写真であり、図３はかかるスーパーアロイの結合領域の顕微鏡写真である。これらの図は、本発明の条件下で結合した試料の結合領域及び結合領域から離れたところで同一の構造が生まれていることを示す。
【００３５】
ＣＭＳＸ−４の単結晶を結合する好ましい条件は、１．３重量パーセントのホウ素を含むフォイルを使用し、１２３２℃（２２５０°Ｆ）で４時間結合処理をした後、最高１３２０℃（２４０８°Ｆ）の勾配熱処理により溶体化熱処理を行い、４乃至６時間の間ホールドし、室温まで冷却した後、１１４０℃（２０８４°Ｆ）で４時間、そして８９８℃（１６５０°Ｆ）で２４時間析出熱処理を行う。この処理により好ましい構造が得られる。このプロセスの他の変形例を用いて受け入れ可能な微細構造を生ぜしめることも可能である。
【００３６】
【表３】
0004976614.tif 000004
【００３７】
【表３ａ】
0004976614.tif 000005
表３及び３ａは、表１に示すフォイルを処理して均一な結合構造を得るための方法を示す。この表はまた、処理時に生まれる重要な微細構造の特徴を示す。
【００３８】
図４は、ＣＭＳＸ−４をホウ素含有量の低い結合用フォイルの１つにより結合すると生じるクリーンな結合領域を示す。
【００３９】
図５は、溶体化熱処理後の対応顕微鏡写真を示す。
【００４０】
図６は、溶体化処理済み領域の化学的分析結果を示すグラフである。
【００４１】
図７及び８は、この処理により生じる最適γ´構造を示す。
【００４２】
比較のため、図９乃至１１は、ホウ素含有量の多いフォイルによる結合時に生じた構造を示す。結合後に現れる共晶粒子（図９及び１０）はその後の溶体化処理により除去され（図１１）ており、最適構造に近い構造を析出熱処理により生ぜしめることができる(図１２)ことに注意されたい。
【００４３】
本発明によると、製造された単結晶タービン部品を過渡液相結合することにより、結合表面間に非常に小さい、よく制御されたギャップが得られる時は、高品質の結合部が形成される。これらの厳密な寸法公差の表面条件は、表面輪郭形成法により再生的に満足することができる。さらに、これらの表面輪郭形成法により生まれる応力は、結合及び熱処理を含むその後の熱サイクル時においてこれらの応力により常温の被加工物の変形層に再結晶が生じないように十分に小さいものでなければならない。
【００４４】
過渡液相結合のための表面は、表面が十分に平らな場合は低応力研削により、また電気的条件が被加工物と工具との間に約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のスパークギャップを維持するに十分であれば電気放電加工（ＥＤＭ）により、調製できる。ぴったり合わせる必要のある複雑な輪郭の部品の場合、アノードとして一方の結合片を、またカソードとしてもう一方の結合片を用いる共ＥＤＭ（co-EDM）又は共ＥＣＭ（co-ECM）により、かかる表面輪郭を形成できる。その後、例えば厚さ０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のフォイル材又はペースト状の等価物を用いて結合を行うことにより、結合時十分な溶融と再凝固を達成できる。結合領域の材料とその結合媒体に隣接する材料は、結合サイクルの間あるいはその後の単結晶材料の高温溶体化処理の間、再結晶しない。
【００４５】
再結晶は、成形時歪んだ又は変形した領域を十分に小さい領域に維持することにより、回避するのが好ましい。過渡液相結合プロセスは用いなければ、材料の変形は最小限に抑えられるため、再結晶が生じないか、あるいは生じてもその深さは結合用フォイルの厚さのオーダー、例えば約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）である。結合用フォイルがある場合、冷間加工した層は過渡溶融プロセスにより急速に消費され、母材から単結晶が成長して再凝固プロセスが生じる。これら条件の組み合わせの下において、結合領域における過渡溶融以前には再結晶は起こらない。その後の溶融及び凝固により、欠陥のない単結晶が再生される。単結晶を鋳造のままで切削加工し結合する場合、その後の溶体化熱処理を約１３２１℃（２４１０°Ｆ）もの高い温度で行うことが可能であり、その際結合領域において再結晶は生じない。
【００４６】
単結晶合金ＣＭＳＸ−４は、表面が低応力研削されておれば、以下のプロセスに従って、鋳造のままの状態で結合された後熱処理される。以下のプロセスとは、単結晶部品を鋳造し、粒度９０グリットの粒子と、７．０３kgf/cm2（１００ｐｓｉ）未満の空気とを用いた軽いサンドブラストにより鋳型を清浄にし、結合表面を０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）以内に平坦に且つ平行に低応力研削し、１．３重量パーセントのホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイルを用い真空状態で６０分の間８７１℃（１６００°Ｆ）から１２３２℃（２２５０°Ｆ）へ勾配加熱することによって約１２３２℃（２２５０°Ｆ）で結合を行い、表２に示すサイクル（最高温度１３２０℃（２４０８°Ｆ）で４時間、サイクル時間が約１６乃至２４時間）を用いて真空中で結合物体を溶体化処理し、析出処理（例えば、１１４０℃（２０８４°Ｆ）で４時間、９００℃（１６５２°Ｆ）で２４時間の２つのステップで析出処理）することである。
【００４７】
低応力研削を行うと、非常に高い寸法公差で仕上げを行うことのできる平坦で平行な表面が１０００分の２．５４cm(１インチ)以下のオーダーで得られるだけでなく、ニッケル系スーパーアロイに比較的歪みのない表面領域が生じる。かかる研削表面には十分な塑性仕事が貯蔵されていないため、表面に近い領域に再結晶が生じることはない。これらの表面を熱処理する時、表面に再結晶は生じない。特に、結合媒体が切削加工表面上に溶融すると、再結晶が阻止される。固相γ´の溶解、局部的な表面溶融及び再結晶の競合するプロセスでは、この局部的表面溶融は最も迅速な速度を有するプロセスである。
【００４８】
図１３は、結合及び熱処理前に低応力研削により調製された２つのＣＭＳＸ−４単結晶の結合部の横断面を示す顕微鏡写真である。表面研削されている試料の別の未結合表面上では、再結晶は抑制されなかった。
【００４９】
別法として、結合表面が約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のギャップを生じる電気的条件を用いて共電気放電加工により調製されている場合、単結晶合金ＣＭＳＸ−４は、鋳造のままの状態で結合された後、熱処理される。以下のプロセスが使用される。即ち、単結晶部品を鋳造し、粒度９０グリットの粒子と、７．０３kgf/cm2（１００ｐｓｉ）未満の空気とを用いた軽いサンドブラストにより鋳型を清浄にし、０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のスパークギャップを生じるに十分な電圧及び電流を用いて結合表面を共ＥＤＭし、１．３重量パーセントのホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０フォイルを用い真空状態で６０分の間８７１℃（１６００°Ｆ）から１２３２℃（２２５０°Ｆ）へ加熱することによって約１２３２℃（２２５０°Ｆ）で結合を行い、表２に示すサイクル（最高温度１３２０℃（２４０８°Ｆ）で４時間、サイクル時間が約１６乃至２４時間）を用いて真空中で結合物体を溶体化処理し、析出処理（例えば、１１４０℃（２０８４°Ｆ）で４時間、９００℃（１６５２°Ｆ）で２４時間の２つのステップで析出処理）する。
【００５０】
図１４は、共ＥＤＭを施した後の試料の表面を含む横断面図である。この図において、ＥＤＭにより形成された薄い再鋳造層は試料の表面にある非常に軽い膜のようとして思える。
【００５１】
図１５は、結合及び熱処理後のＣＭＳＸ−４の横断面図であり、このプロセスにより単結晶の凝固が生じ、結合領域の化学的性質が再凝固されたままの構造を保持していることを示している。
【００５２】
本発明のプロセスは、結合表面近くにおいて材料の再結晶を阻止するに十分な程歪みを発生させない。この特性は、ＣＭＳＸ−４のような単結晶材料に受け入れ可能な過渡液相結合を形成するのに必要である。これらの加工プロセスに加えて、機械的研削による６００グリットの仕上げと、例えばダイアモンド研磨材を用いる０．２５μｍの研磨のような低応力プロセスを用いて、結合に適した歪みが適当に低い表面を生ぜしめることができる。
【００５３】
陸用タービン部品はサイズが大型であるため、設計仕様からのずれが非常に小さい場合でも部品の所望の輪郭からの絶対偏差が大きくなる場合がある。これらのずれは、単片鋳物でも問題であるが、結合部品では部品間の相対的な適合度に影響が及ぶため重大な問題になる。実際、２つの部品間の相対的なゆがみが非常に小さな場合でも非常に大きなギャップが生じ、結合プロセスによって閉じようとしても不完全又はうまく行かない場合がある。受け入れ可能な品質の結合部品を製造するためには、かかるギャップを制限するように鋳造プロセスを制御するか、あるいは部品間のギャップを調整するように鋳造後の処理を修正することが望ましい。提案されるプロセス手順によると、かかるギャップを制御できる簡単な一連の手順及び有効な結合手順が提供される。
【００５４】
本発明の順序に従ってプロセスを実施すると、有害な再結晶の発生を回避できる。再結晶は、金属加工プロセスとその後の熱処理サイクルの組み合わせにより、局部的に新しい粒子を形成させるに十分な常温仕事が貯蔵され、熱エネルギーが発生する場合に生ずることがある。タービン部品に用いるニッケル系単結晶において、かかる加工プロセスには、曲げ加工、押し込み加工、金属加工工具によるチッピング及びグリットまたはショットブラスティングによる過激な清浄が含まれる。これらのプロセスにより生じる損傷は、それらの後にかかる単結晶に必要とされる約１３１５℃（２４００°Ｆ）での溶体化処理を行う場合、再結晶を生ぜしめる原因となることがある。本発明の好ましい実施例によると、最初の鋳物から製造部品を製造するプロセスは、清浄、結合及び熱処理サイクルを順番に行うことを必要とする。結合部品については、結合前に部品から鋳造用殻の残留物を実質的に全て取り除くことが望ましい。さらに、結合は溶体化処理の前に行うのが好ましい。従って、部品処理の各ステップを再結晶の可能性を回避するように制御し正しい順序で行うことが肝要である。本発明による処理ルーチンを用いると、処理により部品に生じるひずみの量が制限され、結合領域だけでなく結合領域から離れた単結晶内部に最適な特性を与える熱処理サイクルが可能になる。
【００５５】
低応力で注意深く清浄プロセスを実施し、高温成形を制御された態様で行い、且つ適合した部品を共ＥＤＭすることにより、この方法は、多数の鋳造部品から単結晶のタービン翼を製造する簡単で低コストの手順を提供する。
【００５６】
例えば、単結晶ガスタービン翼は、以下の手順で、別々に鋳造した部品より製造することができる。即ち、結合前に部品を機械的に清浄にし、高温溶体化熱処理を施す前に部品を結合し、清浄時表面の局部的なひずみにより発生する熱処理中の再結晶の発生を回避し、結合表面にわたって結合部品の良好な適合（例えば、０．００２５ｃｍ（０．００１インチ））を実現し、翼の全長にわたって良好な部品の輪郭を与える。処理された部品の過渡液相結合を含む一体化された手順により、これらの目的を達成できる。
【００５７】
鋳造部品を清浄にし、次の熱処理時に再結晶を生ぜしめるひずみを発生させることなく鋳造部品を所望の形状に正確に合致させることが好ましい。単結晶鋳造部品の鋳型の清浄は再結晶を回避するため溶体化熱処理後に便宜行うが、これらの部品は結合前に十分に清浄にする。溶体化熱処理前に結合すると最もよい特性が得られるため、この清浄ステップは溶体化熱処理の前に行う必要がある。再結晶を発生させる危険性があるため、機械的な磨耗により清浄時に生じるひずみを最小限に抑える必要がある。この必要性により、低応力清浄が絶対必要であるが、結合サイクルの導入により溶体化処理時再結晶が発生する傾向が少なくなる。ＣＭＳＸ−４では、研磨粒子が６０グリットよりも良い値に制限され、（駆動）ガス圧が９０ｐｓｉに制限される研磨材による清浄により、単結晶を表２のサイクルを用いて後で溶体化熱処理すると再結晶を回避することが示されている。
【００５８】
部品の将来の内側表面の清浄が必要であり、また外側表面については結合表面にわたってぴったりと閉じたギャップを維持するための機械的取付け具に接触する全ての領域について清浄作業を行う必要がある。
【００５９】
長い鋳物について部品の良好な輪郭を維持する問題は、鋳造精度を向上させるかあるいは鋳造部品を機械的に処理することにより解決することができる。鋳造及び熱によるひずみを補償するため部品の鋳型を連続して適合させると、部品及び鋳型の規則的な且つマクロなひずみを受けやすい寸法公差内の輪郭をもつ部品の製造手段が与えられる。しかしながら、部品と鋳型を変えても、作業と作業の間のばらつき及び所望の輪郭からの規則的でないずれは補償されない。小さなずれは、大型の陸用タービン部品の長さ方向にわたり必要な輪郭からのかなりの絶対的片寄りを生ぜしめることがあるため、これらの非規則的あるいは作業と作業の間のばらつきは他の手段によって吸収させる必要がある。多結晶合金は室温で機械的にまっすぐにできるが、再結晶の危険性があるため単結晶を従来のやり方で処理してかかる機械的なひずみを回避する。しかしながら、温度及びひずみ速度を事実上制御すると、ニッケル系スーパーアロイの単結晶を約４０％のひずみを生じるように折り曲げても再結晶は生じない。このプロセスは、部品の直線化、例えば約２乃至３％の適当な形状変化に利用することができる一方、その後の溶体化熱処理時に有害な再結晶の発生を阻止する。
【００６０】
本発明によると、部品をオーバーサイズで鋳造し、結合表面から結合媒体を協調した態様で切削することにより、結合する部品間に最小且つ一定のギャップを発生させるという問題を解決できる。次いで、結合表面を約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）以内に整列させて、良好な過渡液相結合が確実に得られるようにする。共放電加工は、結合する部品の表面を仕上げることができるだけでなく、十分に滑らかな仕上げを可能にする。さらに、再鋳造層を制御する場合、結合後の単結晶の再結晶を回避できる。共ＥＤＭ加工では、両方の加工片から材料が除去されるが、これは各加工片を交番的にカソード及びアノードとして用いるからである。部品をオーバーサイズで鋳造することにより、材料を除去する際の寸法交差を大きくすることができる。材料を除去する際電流を制御すると、部品間のギャップ（及びこのギャップの精度）を制御できるだけでなく、再鋳造層の深さも制御できる。再鋳造層の深さは、後の熱処理時に表面及び表面下の割れ及び再結晶の発生を回避するよう最小限に抑える必要がある。加工片間に約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）のギャップを与えるレベルにＥＤＭ電流を維持すると、再鋳造層が後の過渡液相結合時に消耗するように十分に小さい値に制限される。
【００６１】
図１６は、翼形１０のカンバー線に沿って分離した２つの部分１２、１４より成るタービン翼の翼形１０の横断面図である。これらの部分１２及び１４の界面となる表面には、オーバーサイズで鋳造したため除去しなければならない材料部分１６及び１８が存在する。図１６は、これらの材料部分の適当な幾何学的関係及びＥＤＭ加工時における電極の運動にこれが如何に関係するかを示す。これらの材料部分１６及び１８は、共ＥＤＭプロセスにおいて電極の運動により除去される方向とは逆の方向に延びるように結合表面に提供する必要がある。この運動は結合部の平面全体にほぼ垂直であるが、結合部の局部平面には垂直ではない。これは、内部に冷却チャンネルを備えたガスタービン翼のようなリブ付き部品には特に重要である。
【００６２】
結合表面にわたって鋳物に約０．０７６２cm（０．０３０インチ）の結合媒体が存在するようにし、０．００２５cm（０．００１インチ）のギャップになるように共ＥＤＭ加工すると、過渡液相結合に必要な優れた部品の適合が得られる。
【００６３】
ＥＤＭ後のタービン翼の結合される鋳造部品を図１７に示す。
【００６４】
ＥＤＭ後のタービン翼の結合部品の拡大図を図１８に示す。
【００６５】
本明細書中に用いる用語「タービン翼」は陸用ガスタービンの部品を意味するものであり、かかるタービンの動翼及び静翼を含む。動翼は通常、翼形部分と、プラットフォームを含む根元部分とより成る。静翼は通常、中央の翼形部分と、動翼の根元部分に匹敵すると考えられる２つのシュラウド部分とより成る。タービン翼は比較的大型の部品で、好ましくは全長が少なくとも３０．４８cm（１２インチ）、翼形の翼弦が少なくとも１０．１６cm（４インチ）、翼形の厚さが０．７９３７５cm（５／１６インチ）である。動翼の翼形部分の最小長さは好ましくは約１７．７８cm（７インチ）であるが、その翼の根元部分の最小長さは少なくとも約１２．７cm（５インチ）である。かかる動翼の根元部分は少なくとも約７．６２cm（３インチ）の幅を有する。本発明のタービン翼は通常、全長が約４５．７２cm（１８インチ）であり、その翼形部分の長さは約２７．９４cm（１１インチ）、根元部分の長さは約１７．７８cm（７インチ）である。翼形部分の翼弦は通常、約１５．２４cm（６インチ）であるが、翼形部分の厚さは通常、約２．５４cm（１インチ）である。根元部分は約１０．１６乃至１２．７cm（４乃至５インチ）の幅を持つのが一般的である。動翼の翼形部分は翼の全重量のほぼ約２０パーセントを占めるが、根元部分は全重量のほぼ８０パーセントである。本発明のタービン翼の重量は４．５３６kg（１０ポンド）以上であるのが好ましく、通常は約９．０７２乃至１３．６０８kg（２０乃至３０ポンド）である。これは、重量が通常、約０．９０７２kg（２ポンド）で各部の寸法が小さい航空機用タービン翼とは対照的である。タービン翼に加えて、本発明により製造可能なタービンの他の部品には、燃焼器のカム、高温の移行部分及びダクトが含まれる。
【００６６】
結合時に部品の適合関係を維持するためには、部品が炉内で加熱される際結合表面にわたって応力を維持するように固定することが必要である。この固定用の取付け具は、結合時の高温に耐えなければならない。熱膨張率の差により部品にギャップを閉じる圧縮性応力を発生させるためのセラミック又はニッケル合金点荷重要素を備えたモリブデンの取付け具を用いることができる。
【００６７】
部品を取付け具に装着する前に、結合表面にフォイル又はペースト状の結合媒体を適用することができる。取付け具を用いると、部品を炉内に挿入する前にギャップを確実に閉じることができるだけでなく、部品を加熱する際ギャップを閉じたままの状態に維持することが可能となる。結合熱及び圧力サイクルは、所望であれば、結合用ペーストに含まれる結合媒体のガスを放出できるように制御することができる。その後、単結晶材料につき指定されたサイクルを用いて部品を結合することができる。
【００６８】
部品に最適の総合特性を与える好ましいプロセス／手順は、以下の通りである。適合プロセス時に除去するに十分な加工部分を提供するべく、結合表面に垂直に０．０７６２cm（０．０３０インチ）の結合材が存在するように翼の単結晶部品をオーバーサイズで鋳造（成長）し、振動を伝達させて（例えば、シード、ランプ又はライザーのような鋳物の廃棄可能部分を手で把持したハンマーでたたく）セラミックの鋳型を清浄にし、低圧のサンドブラスティング（例えば、６．３３kgf/cm2（９０ｐｓｉ）未満の空気圧と１２０グリット未満の砂の粒子）により接着剤のセラミックが除去されるように清浄にし、結合表面にわたって良好な適合を実現するために部品を共電気放電加工し、ＥＤＭ表面から炭素質の残留物（即ち、単結晶表面のＥＤＭ加工時に形成されることのある炭素薄膜）を除去するためにアルコール（メチル又はエチル）、アセトン又は水石鹸系の洗浄液を用いて結合表面を清浄にし、表面の炭素層を破壊して破片が清浄用流体中に浮遊するのを助けるために清浄時表面を固いブラシで軽くブラシがけし、部品間のギャップ内に結合媒体を適用し、即ちフィルム又はフォイルをその形状に切断するかペーストを付着させて厚さ約０．００２５ｃｍ（０．００１インチ）の過渡液相結合媒体の充填物を提供し、結合平面に直角に整列し部品全体にわたりギャップを最大限閉じるような位置にあるピンを用いて部品の外表面の一部に直角に荷重をかけるべく結合表面にわたって制御された荷重を与える固定用取付け具に部品を固定し、単結晶合金に対して指示された温度サイクル（ＣＭＳＸ−４では、１２３２℃（２２５０°Ｆ）で４時間）を用いて高い真空度（１０-5τ）で結合を行い、室温まで冷却した後取付け具を取り外し、合金に適宜用いる処理法を使用して溶体化熱処理を行い、オプションとして外面を清浄にし（これは析出熱処理後に行うことができる）、特性を最適化するために析出熱処理を行い（ＣＭＳＸ−４の場合、１１４０℃（２０８４°Ｆ）で４時間、９００℃（１６５２°Ｆ）で２４時間の２つのステップより成る析出熱処理プロセス）、タービン翼を定型になるよう機械的に調製し研磨するステップより成る。
【００６９】
さらに別のステップとして、結合する部品を再結晶を生ぜしめないプロセスを用いて曲げることによりまっすぐにできるが、これはオプションである。このプロセスには、再結晶を生ぜしめるに十分なひずみを誘発させることなく部品を変形させる高温低ひずみ率変形（超塑性変形と同じ）が含まれる。
【００７０】
このようにして、単結晶部品を結合してタービン翼を完成させるための一体化処理手順が提供される。この手順による処理ステップにより、ガスタービンエンジンの部品にとって望ましい極めて高い温度で機能する高品質の単結晶部品を製造するに必要な熱処理ステップと材料品質が提供される。それは、最適な部品の輪郭だけでなく最適な結合ギャップの適合及び処理を実現するための全ての部品処理プロセスを提供する。
【００７１】
要約すると、この方法は、好ましくは、軽ブラスティングによりセラミックの鋳型から取り出した鋳造のままの部品を用い、結合する部品をぴったり合うように電気放電加工し、実質的に鋳造のままの状態で部品を結合し、溶体化熱処理を施した後、部品を析出熱処理する。予め結合した部品を高温において制御した態様で成形することにより輪郭及び部品の適合を改善するようなこの手順の変更が可能である。
【００７２】
本発明の別の実施例によると、単結晶ニッケル系合金を多結晶ニッケル系合金に接合できるため、現在全て単結晶であるタービン部品のコストを著しく削減できる。この削減されるコストの大部分は、単結晶合金が高価なレニウムを含有するのに対し多結晶合金がこの元素を含まないため、可能となる。さらに、薄い多結晶のスキンを単結晶の翼中央部分に接合できるため、エンジンの効率を改善する薄壁構造を実現できる。
【００７３】
選択された組の単結晶ニッケル系スーパーアロイと多結晶ニッケル系スーパーアロイを、フォイル又はペースト状の結合媒体と、個々の合金をそれらに結合する際に用いる熱サイクルから導き出された熱サイクルとを用いて互いに接合することができる。接合可能な合金は、単結晶及び多結晶合金が同じような量のγ´を発生させ２つの合金中にγ及びγ´相を生ぜしめる程よく似た組成を有する合金である。これらの合金の結合は、好ましくは融点抑制剤としてホウ素を用い、母材合金組成物にマッチするようにフォイルの合金元素を調整する、過渡液相結合法により行う。この結合熱サイクルは、母材をそれら自身に過渡液相するための結合熱サイクルと同様である。それは、結合用フォイルと単結晶及び多結晶材料の局部領域とを溶融するのに適した温度で行う。熱サイクルは、凝固後のホウ素の固相拡散により材料の局部的融点がその材料が曝されると予想される温度よりも高い値に確実に上昇するような適当な持続時間で行われる。
【００７４】
過渡液相結合を事実上可能にするほど十分に化学的性質がよく似ていると考えることができる合金には、ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７；ＣＭＳＸ−４とＣＭ１８６；ＰＷＡ１４８０とＭａｒＭ２４７；及びＳＣ−１６とＩＮ７３８がある。これらの合金は、同様な化学的性質を有する。実際、多結晶材料について、鋳造時の炭化物析出後にγ／γ´マトリックスが残る化学的性質を有する。合金の対はまた、過渡液相結合時における化学的性質の混合が、有害な析出物、例えば過剰なＲｅ、Ｃｒなどにより形成可能な安定性を損なうＴＣＰ（topographically close packed）相を形成するには不十分であるように選択される。これらの対は化学的性質が非常によくマッチするため、結合領域にわたって優れた特性を与える。それほどマッチしない材料を用いると、結合領域に有害な相が生ると共に特性が低下する。しかしながら、強度条件がそれほど厳しくなく表面の耐腐食性のような他の特性が望ましい場合は、これで十分である。選択された合金対の化学的性質は、これらの制約に合致するように制御する。
【００７５】
結合媒体は、単結晶の結合に用いるものでよい。ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７を結合する場合、融点抑制剤として１．３重量パーセントのホウ素を含むＮｉ―Ｆｌｅｘ１１０を、単結晶合金の推奨結合温度である１２３２℃（２２５０°Ｆ）で結合させる。ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７の結合温度の差は１０℃（５０°Ｆ）にすぎず、ホウ素を添加することによる融点の低下はホウ素１重量パーセントにつき約３７．８℃（１００°Ｆ）である。従って、単結晶及び単結晶材料の結合点が十分に近ければ、高融点の単結晶材料の結合プロセスを用いることによりそれらの折り合いをつけることが一般的に可能である。操作上の効率を得るためプロセスパラメータの幅を広くするのは、フォイル中のホウ素の量を増加させ、結合温度を多結晶材料の結合温度に近い値に調整することによって可能となる。
【００７６】
結合用フォイルの化学的性質は、前述した組成上の要件、即ち母材金属と同様で、Ａｌが少なく、Ｔｉが存在しないという要件により制約を受ける。この母材金属と同様であるという点の１つの例外は、多結晶合金にレニウムのような高価な元素を含ましめる必要があることである。これは、多結晶合金はほとんどＲｅを含まず、第３世代の単結晶は優れた高温強度を得るためにＲｅの添加が必要であるという意味で、商業的な要件である。これら２つの材料を結合する利点は、構造物のスキンからレニウムのコストを除く点にある。レニウムは母材に偏析し、また遅い拡散速度によりγ´が安定化するため、接合部から除いても特性に悪い影響は与えない。
【００７７】
過渡液相結合のような高品質の結合プロセスを用いる目的は、通常は、金属部分の本体に存在する結合領域に同一の化学的性質及び微細構造を生ぜしめることである。これは一般的に、溶解及び再凝固時に生じる優先的な偏析を考慮して、結合フォイルの化学的性質を母材金属の化学的性質にマッチさせることにより達成される。Ｔｉ及びＡｌのような元素は、凝固後結合ラインの中心へ偏析する傾向があるため、結合フォイルでは母材金属と比較すると少なくする必要がある。多結晶及び単結晶合金は通常化学的組成が相違するため、結合フォイルの組成を単結晶-多結晶結合の接合部の両側において同一になるようにマッチさせることは不可能である。しかしながら、合金の一部の組み合わせによっては組成及びγ´体積百分率が同一であるため、結合される同一の多結晶及び単結晶合金組成物を選択し、それら組成物をこれら合金の何れかの結合に用いる結合用フォイルとマッチさせることが可能である。
【００７８】
【表４】
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表４は、いくつかの単結晶及び多結晶合金の組成を示す。この表から、いくつかの単結晶合金の組はいくつかの多結晶合金に組成的に近いことがわかる。例えば、ＣＭＳＸ−４とＣＭ１８６、ＰＷＡ１４８０とＭａｒＭ２４７及びＳＣ−１６とＩＮ７３８。例えば、ＣＭＳＸ−４とＣＭ２４７とは化学的性質及び構造が十分に近いため過渡液相結合法を用いると良好な結合を形成できる。これは、これら合金間の違いが事実上、固相及び液相で容易に拡散しないレニウムの含有量にあるからである。さらに、結合領域にわたるレニウムの勾配により、構造及び特性が、接合部の性能に有害な影響を与えない緩やかな変化を示すからである。レニウムのコストを考えると、レニウムを含む単結晶とレニウムを含まない多結晶とを接合することが望ましい。
【００７９】
【表５】
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表５は、単結晶合金を多結晶合金と結合するために使用可能な結合用合金の例を示す。アルミニウムの豊富な単結晶合金は、Ｎｉ−Ｆｌｅｘ型の合金を用いて結合することにより、適当にマッチできる。これらのフォィルはまた、このタイプの多結晶合金（ＣＭ２４７、ＭａｒＭ２４７、ＭａｒＭ００２）を結合するために用いることができる。従って、これらの結合用フォイルを用いて、ＣＭＳＸ−４型の単結晶合金を同じクラスの多結晶合金、例えばＣＭ２４７と結合することが可能である。逆に、単結晶ＳＣ−１６のようなクロムの豊富な材料をＩＮ７３８多結晶合金に結合するには、ＭＦＢ８０／８０Ａのようなフォイルが好ましい。
【００８０】
上述したように、単結晶合金を多結晶合金に結合する一例として、単結晶ＣＭＳＸ−４を多結晶ＣＭ２４７合金に結合できる。使用する結合プロセスは、０．０５ミクロンに仕上げた機械研磨した表面；１．３重量パーセントのホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０のフォイル；２２５０°Ｆの結合温度；４時間の結合時間であった。
【００８１】
図１９は、単結晶と多結晶の結合ラインの構造を低い倍率で示す。
【００８２】
図２０は、単結晶ＣＭＳＸ−４と多結晶ＣＭ２４７の結合領域にわたる化学的性質の変化を示す。
【００８３】
単結晶スーパーアロイと多結晶スーパーアロイの部品を完全なプロセスとして結合するためには、その部品の単結晶及び多結晶の両部分について熱処理サイクルを一体化することが望ましい。特に、適宜鋳造された多結晶材料は単結晶材料に使用する高い溶体化熱処理温度に一般的に耐えることができない。表６ａ−ｃは、単結晶合金ＣＭＳＸ−４と多結晶合金ＣＭ２４７とに用いる典型的な熱処理サイクルを示し、また完全な単結晶／多結晶部品を結合するための結合熱処理サイクルがこれら２つのサイクルから如何にして導き出されるかを示す。
【００８４】
【表６ａ】
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【００８５】
【表６ｂ】
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【００８６】
【表６ｃ】
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この結合サイクルでは、単結晶の部品は鋳造のままの状態で結合される。結合した単結晶部品はその後比較的高い温度で溶体化処理する。溶体化処理した単結晶部分と鋳造のままの多結晶部分とは多結晶材料を結合するために用いるであろう条件下で結合する。このステップにより単結晶合金中に一次γ´相が幾分成長する。その後、結合した部品を別の時効ステップに曝し、それにより多結晶合金中に一次γ´相を成長させ、また単結晶合金中に一次γ´をさらに成長させる。この部品集合体を最終的な低温時効ステップにかけ、これにより両方の合金中において一次γ´相を変性させ且つ二次γ´を成長させることにより単結晶／多結晶の翼中に最適化された微細構造を生ぜしめる。前の表に示す温度及び時間は、全体的な構造及び特性を最適化するために如何にして熱処理サイクル全体を選択するかを示すものである。
【００８７】
【実施例】
結合用フォイルの化学的性質及び熱処理の微細構造及び機械的性質に対する影響を実験的に評価した。最初に、いくつかの結合用フォイルの化学的性質及び熱プロセスを利用して、金属組織学的評価のための試料を作成した。結合ラインにわたってまた母材金属全体について最も均質な化学的性質及び微細構造を生ぜしめたプロセスを、引張性及びクリープ特性のテストによりさらに評価するため選択した。
【００８８】
ＣＭＳＸ−４母材を、約９．５×７６．２×１５２．４ｍｍ（０．３７５×３×６インチ）の単結晶スラブとして鋳造のままの状態で用意した。結合媒体として、厚さ５０μｍ（０．００２インチ）の市販の結合用フォイルを用意した。結合用フォイルのホウ素レベルは実際、Ｂレンジであったが、これは２つのフォイルがホウ素レベルがわずかに異なるいくつかの形態で提供されていたからである。即ち、ホウ素レベルが１．３％、１．７％及び２．５％のＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０と、ホウ素レベルが１．５％、１．７％、１．９％のＮｉ−Ｆｌｅｘ１２０を用意した。さらに、これらのフォイルは拡散プロセスにより製造されているため、ホウ素濃度はフォイルの深さにわたって均一でなかったことに注意されたい。表に示すホウ素レベルは、ホウ素の深さにわたる平均濃度である。
【００８９】
このプログラムの金属組織学的及び機械的テストのための試料は同じように調製したが、唯一の違いは機械的テスト用試料として大きな試料を用いたこと、またプログラムの初期に開発した改良型表面調製方法が機械的テスト用試料を結合するために利用可能であったことである。金属組織学的テスト用試料の結合表面は、低応力研削、１２０グリット、３２０グリット又は６００グリットの研磨、若しくは電解研磨により仕上げを行ったが、機械的テスト用試料の結合表面は低応力研削だけで仕上げを行った。
【００９０】
試料のミスオリエンテーションに関する問題を回避するため、結合する試料を全て、個々の単結晶を切断して再び接合することにより調製した。即ち、元の単結晶スラブをその結晶成長方向に対して垂直に切断し、そのようにして形成した表面の仕上げを行った後再び結合した。試料の最初の切断は全て、炭化珪素の金属研磨ホイールを用いて実施したが、このホイールはスラブの幅方向により小さい金属組織学的テスト用試料を切り出すためにも使用した。金属組織学的評価のための結合試料は約１３×１３×１３ｍｍ（０．５×０．５×０．５インチ）の平行六面体であり、一方機械的テスト用試料を作成するための試料は９．５×７６．２×３８ｍｍ（０．３７５×３×１．５インチ）、即ちスラブの高さが全幅の１／４であった。
【００９１】
結合は高真空度の炉内で行い、その間試料をモリブデンの取付け具により定位置に保持させた。結合前にフォイル及び単結晶の脱脂を完全に行った。結合用フォイルを結合部の横断面に正確に適合するように切断し、試料を取付け具に組み込む際２つの結合表面間の定位置に配置した。この取付け具は単結晶の整列関係を維持するだけでなく、炉内加熱時、結合温度で結合線にわたって１．０５乃至１０．５kgf/cm2（０．１乃至１．０ＭＰａ（１５−１５０ｐｓｉ））のオーダーの制御された荷重を発生させた。ＣＭＳＸ−４のスラブを、鋳造のままの状態であるいは溶体化処理した状態で結合した。この合金にとっては普通の溶体化処理を不活性ガス雰囲気中で実施したが、これは１５９３Ｋ（１３２０°Ｃ、２４０８°Ｆ）で最大６時間保持する勾配サイクルであった。溶体化処理後の冷却速度は平均でほぼ４３３Ｋ／分（１６０°Ｃ／分、３００°Ｆ／分）であった。単結晶を結合する２つの異なる結合サイクルをテストした。サイクルＡは１５４３Ｋ（１２７０°Ｃ、２３１８°Ｆ）で４時間、サイクルＢは１５０５Ｋ（１２３２°Ｃ、２２５０°Ｆ）で４時間であった。両方の結合サイクルを、１．３×１０-2Ｐａ（１×１０-5トル）よりも良い真空状態で実施した。
【００９２】
結合後、試料を溶体化処理して析出時効させるか、ただ析出時効させた。結合後の溶体化処理は結合前の溶体化処理と同一であった。析出時効は、この合金にとって望ましい２つのステップより成る標準の熱処理であった。さらに詳しく説明すると、４時間かけて１４１３Ｋ（１１４０°Ｃ、２０８４°Ｆ）へゆっくりと温度を上昇させた後、２０−２４時間かけて冷却用空気で１１２３Ｋ（８５０°Ｃ、１５６２°Ｆ）へ空冷した。評価したフォイルの化学的性質及び熱処理条件の組み合わせを表７に要約して示す。
【００９３】
【表７】
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表７に示す試料は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）とエネルギー分散型分光（ＥＤＳ）化学分析法を用いて特性を測定した。光学的顕微鏡分析、電子プローブ微量分析及び走査−透過電子顕微鏡分析（ＳＴＥＭ）を、選択した試料について行った。結合した後で、場合によっては、結合後の溶体化処理を行った後で、結合領域にわたっる均一性を評価するために試料を調べた。その後、析出時効の後、試料を調べてγ´構造の形態及び均一性をチェックした。
【００９４】
表７に示す全ての状態下で、結合ラインにわたりかなり均一な化学的性質が生じており、結合領域内のγ´相の体積率は高くなっていた。熱処理及び結合部の組成の関数としてγ´相の特定の体積率、特にγ´相の形態に差が認められた。最適の熱処理を施した母材合金と等価な最適構造が試料Ｉに生じていたが、これは１．３％のホウ素を含むＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０のフォイルと、１５０５Ｋ（１２３２°Ｃ、２２５０°Ｆ）の低結合温度を用い、その後溶体化処理及び析出時効を施したものであった。
【００９５】
高い結合温度サイクルを高いホウ素レベルと共に用いると、試料の側部に液体が流下することにより分かる結合媒体の過剰流動性が観察された。結合媒体の過剰流動性は精密構造を接合する場合は望ましくない。ホウ素含有量を低くし結合温度を低くすると過剰流動性を回避できるが、もしそれで良好な結合領域を持つ構造が生じる場合は、好ましい結合システムになるはずである。
【００９６】
フォイルの化学的性質は、主要な元素については、結合領域の化学的性質にほとんど影響を及ぼさないように思えるが、結合領域のγ´相の形態への影響は著しいものがあった。フォイルＮｉ−Ｆｌｅｘ１１５で作成した試料の結合領域に形成されたγ´相は、フォイルＮｉ−Ｆｌｅｘ１１０で作成した結合領域に形成されたものより丸い。γ／γ´構造は立方体に近ければ近いほど好ましいが、その理由はクリープ条件の下で大きな異方性及び安定性を示すからである。従って、Ｎｉ−Ｆｌｅｘ１１０をＣＭＳＸ−４用の好ましい結合用フォイルとして選択した。
【００９７】
種々のフォイル、種々基材条件及び種々の結合後熱処理条件により生じた構造を調べると、これら全てのパラメータは結合プロセスが母材金属を溶解しその後結合領域の化学的性質及び構造を制御する度合いに影響を与えることがわかる。母材金属の溶解により液体プールの組成が母材金属とほぼ同じ組成で凝固する程十分であるが、結合ラインに最終凝固時何らかの共晶γ´を形成するには不十分である時、最適の微細構造が得られる。
【００９８】
母材金属が過度に溶解することによって、結合ラインに後で共晶γ´が生じたことが、２．５％のホウ素で結合した試料Ｃで観察された。結合用フォイルは母材合金よりもアルミニウム及びチタンの含有量が少ないが、これらの元素を結合プールに積極的に溶解させると、後で共晶γ´が形成される。共晶粒子が小さい場合、結合後溶体化処理により溶解させることが可能である。ホウ素の多い結合部では、より良いγ´微細構造を生ぜしめるために結合後溶体化処理が必要であることがわかった。しかしながら、結合後溶体化処理は大きな共晶粒子を必ずしも溶解させるわけではないので、ホウ素のレベルを低く且つ結合温度を低くするのが好ましそうである。
【００９９】
逆に、アルミニウムとチタンが母材金属から溶解すると、結合領域のγ´相の化学的性質及び構造が変化する。この減少の結果、γ´相の体積率が減少し、強化γ´立方形が丸くなる。γ´相中のアルミニウムが多いとよりかどばった形態が生じるため、母材金属のアルミニウムの溶解が増加すると異方性及びクリープ安定性が良くなる。試料Ｉでは、基材は鋳造のままの状態、試料Ｍでは、基材は結合前の溶体化処理を施した状態であった。試料Ｉは、恐らく鋳造のままの構造の共晶及び樹枝状晶間の領域からより多くのアルミニウムが溶解するため、好ましいかどばったγ´相形態を示した。
【０１００】
結合品質に対する表面調製の影響を評価するため、対向する表面を、１２０グリット乃至３２０グリット及び６００グリットの重研磨、６００グリットの軽研磨、低応力研削及び電解研磨にわたる仕上げ範囲で調製した。何れの表面調製によっても再結晶は生じなかったが、より重い機械研磨により結合領域に非常に小さくて丸いγ´粒子が生じると共に、６００グリットの軽研磨、低応力研削及び電解研磨により大きな立方形の最適なγ´相形態が生じた。電解研磨によると優れた応力のない滑らかな表面が得られるが、試料の端部が丸くなる傾向があり、電解研磨した試料の結合部はこの影響により端部にノッチが生じていることが多かった。低応力研削により最適な結合領域が得られるため、またこの表面仕上げによりテストブロックの精密研削加工が可能になるため、機械的なテスト試料の結合表面を調製する方法として選択した。
【０１０１】
結合性の良好な単結晶の機械的特性は、従来の、未結合で最適の熱処理を施された単結晶の機械的性質に非常に近いものであることが分かっている。表８及び８ａは、結合した試料の幾つかの引張特性データを示すもので、これらのデータを基準とるＣＭＳＸ−４のデータと比較する。表９及び９ａは、同じ結合プロセスのクリープ破断データを基準となるＣＭＳＸ−４の予想されるデータと共に示す。
【０１０２】
【表８】
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【０１０３】
【表８ａ】
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【０１０４】
【表９】
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【０１０５】
【表９ａ】
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機械的テスト用試料は、元の鋳造スラブの四半部分のうちの２つを結合して９．５×７６．２×７６ｍｍ（０．３７５×３×３インチ）のスラブを形成することにより調製した。これらのスラブを後で幅９．５ｍｍ（０．３７５インチ）の試料ブランクに切断し、これらのブランクを後で直径が０．６ｍｍ（０．２５インチ）のクリープ及び引張試料に加工した。従って、テスト試料の軸は、単結晶スラブの元の結晶方向と平行であった。
【０１０６】
引張テストは、室温、１１７２Ｋ（８９９°Ｃ、１６５０°Ｆ）及び１２５５Ｋ（９８２°Ｃ、１８００°Ｆ）で行った。これらの試料は、良好なＣＭＳＸ−４単結晶において予想される値に近い強度を発生させた。しかしながら、幾つかの延性値は、ＣＭＳＸ−４で予想される値よりも幾分低かった。それにもかかわらず、記録された値は同じ条件でテストした多結晶スーパーアロイの値と比べると依然として高い。さらに、結合した引張試料のほとんど全ての破断は母材において生じた。
【０１０７】
引張破断とは対照的に、全てのクリープ破断は結合領域内で起こる傾向があった。それにもかかわらず、クリープ破断寿命はＣＭＳＸ−４の予想寿命に非常に近いだけでなく、幾つかのケースでは、同一の鋳造バッチから取り出した未結合単結晶試料の寿命を超えていた。しかしながら、破断が結合領域内に局在化するのは、結合した試料の延性が未結合試料と比べて常に小さいためであった。結合領域にわたって微細構造に勾配が存在しない場合、この制約が生じる理由は容易に明らかでない。最も性能の良い試料のクリープ破断延性値が常に１０乃至２０％の範囲にあるため、結合した構造は使用に耐える十分以上の強度と延性を持つものと思われる。
【０１０８】
クリープ及び引張テストの強度及び延性値は、単結晶ＣＭＳＸ−４を結合する結合用フォイル及び熱処理条件の選択をサポートするものである。このプログラムにおいて得られた機械的特性は、結合したＣＭＳＸ−４単結晶が純粋な単結晶ＣＭＳＸ−４が示す熱及び機械的特性の大きな部分（少なくとも９０％）を示すことがわかる。これらの特性を製造される翼の結合面となるであろう面にかかる設計荷重を支持するために必要な特性と比較すると、結合領域は製造される翼の脆弱性が生まれる部分であってはならないことがわかる。
【０１０９】
表８及び９に示す特性は、結合する単結晶の２つの部分の整列性が良好で、テスト軸がニッケル系単結晶において最強のテスト方向である（００１）方向に非常に近い結合単結晶の特性を反映する。結合した単結晶の特性は、未結合単結晶と同じ方向依存性を示すと予想される。微細構造は元の界面にわたって連続するため、機械的テスト軸が結合ラインとの垂直関係から離れる結合領域の方向づれにより過度な脆弱面は現れず、２つの結合部分が同一の結晶方向を共有する場合従来の単結晶の振舞いからはずれることはない。
【０１１０】
２つの結晶部分が同一の方向でない場合、異なる状況が存在する。この場合、２つの結晶構造の間の方向ずれにより、結合後２つの部分の間に粒界構造が形成される。高温の単結晶では、粒界は脆弱性の発生源であり、早すぎる破壊の生じる箇所と知られている。ニッケル系スーパーアロイに関する経験によると、粒界の方向ずれが増加するに従って材料の特性が徐々に劣化することがわかっている。
【０１１１】
鋳造仕様は一般的に最大約１０°の粒界の存在を許容するが、場合によっては１５°乃至２０°の方向ずれが許容されることが知られている。大きな方向ずれが存在しても結合時に形成される粒界構造には影響が及ばないため、結合される粒界の性質は従来の鋳物に形成される粒界のものと同一であろう。従って、結合される粒界にわたって許容されるミスマッチは鋳物の粒界に許容されるミスマッチ、例えば合格基準により１０°、１５°、又は２０°に等しいものとすべきである。結合による処理を確実にするため、結合すべき部品の結晶方向はこれらの限界以内に収めるべきである。
【０１１２】
以上において本発明を特定の実施例につき例示のために説明したが、当業者にとっては、頭書の特許請求範囲において定義された本発明から逸脱することなく本発明の多数の変形例及び設計変更が可能であることが明らかである。
【図面の簡単な説明】
【図１】  図１は、単結晶ニッケル系スーパーアロイの好ましい微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図２】  図２は、本発明の一実施例により結合した単結晶ニッケル系スーパーアロイの微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図３】  図３は、図２のスーパーアロイの過渡液相結合領域の微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図４】  図４は、ホウ素を含むフォイルを用いて結合した単結晶ニッケル系スーパーアロイの鋳造のままの構造を示す顕微鏡写真である。
【図５】  図５は、熱処理後の図４のスーパーアロイの微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図６】  図６は、ホウ素を含むフォイルを用いて結合した単結晶ニッケル系スーパーアロイの過渡液相結合領域にわたる幾つかの元素の濃度を示すグラフである。
【図７】  図７は、本発明の一実施例による過渡液相結合及び熱処理を施した単結晶ニッケル系スーパーアロイの微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図８】  図８は、本発明の一実施例による結合及び熱処理を施した単結晶ニッケル系スーパーアロイの好ましい微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図９】  図９は、ホウ素を多く含んだフォイルを用いて結合した単結晶ニッケル系スーパーアロイの結合ラインに形成される有害なホウ化物粒子を示す顕微鏡写真である。
【図１０】  図１０は、図９の結合ラインを高い倍率で示す顕微鏡写真である。
【図１１】  図１１は、ホウ素を多く含んだフォイルを用いて結合した単結晶ニッケル系スーパーアロイの溶体化処理した結合領域を示す顕微鏡写真である。
【図１２】  図１２は、本発明の一実施例に従って溶体化処理及び析出処理を施した単結晶ニッケル系スーパーアロイの結合領域の改善された微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図１３】  図１３は、単結晶ニッケル系スーパーアロイの対向する表面間の結合ラインを示す顕微鏡写真である。
【図１４】  図１４は、本発明の一実施例による過渡液相結合前の単結晶ニッケル系スーパーアロイセグメントの２つの対向表面間の狭いギャップを示す顕微鏡写真である。
【図１５】  図１５は、単結晶ニッケル系スーパーアロイのセグメント間の結合ラインを示す顕微鏡写真である。
【図１６】  図１６は、本発明の一実施例に従って研削加工したタービン翼の翼形セグメントの横断面図である。
【図１７】  図１７は、タービン翼の半部及び本発明の方法によりかかる半部を適合させる方法を示す斜視図である。
【図１８】  図１８は、本発明の一実施例によるタービン翼のセグメントの適合を示す斜視図である。
【図１９】  図１９は、本発明の一実施例による単結晶スーパーアロイと多結晶スーパーアロイの結合部分の微細構造を示す顕微鏡写真である。
【図２０】  図２０は、単結晶スーパーアロイと多結晶スーパーアロイの接合部の結合領域にわたる種々の元素の濃度を示すグラフである。
【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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【図７】
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【図８】
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【図６】
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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１９】
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【図１６】
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【図２０】
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【図１７】
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【図１８】
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