JPH0569890B2 - - Google Patents
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Description
アメリカ合衆国政府は、合衆国海軍が交付した
契約No.Ｎ−00019−80−Ｃ−0017に従つてこの発
明に権利をもつ。
関連出願の開示
ここに開示され特許請求された発明は、本出願
と同日付で出願された米国特許出願第565802号に
開示され特許請求された発明と関連している。
発明の背景
本発明は、一般に航空機ガスタービンエンジン
の高熱領域部分、例えばベーンおよび回転ブレー
ドを製造するのに有用なニツケル基超合金に関
し、特に最新のニツケル基超合金およびニツケル
基共晶超合金から形成された上述のような高熱領
域部品の環境抵抗を向上させるのに特に有用のイ
ツトリウムおよびイツトリウム−珪素含有適合性
被膜（コーテイング）に関する。
従来ニツケル基超合金から鋳造されたベーンお
よび回転ブレードは代表手には等軸非配向結晶粒
よりなる。粒界の高温機械的特性への効果を認識
した上で、粒界強化剤、例えばホウ素およびジル
コニウムの添加により粒界を強化するか、主応力
軸を横断する粒界を除去するか、または粒界をす
べて除去することにより上記のベーンおよびブレ
ードの特性を改良する多大な努力が払われてき
た。
例えば米国特許第4202400号に記載されている
ような方向性凝固（DS＝directional
solidification）をを用いることによつて、柱状
結晶粒の配向した顕微鏡組織を有する部品、例え
ばベーンおよび回転ブレードを製造することが可
能であり、この部品の結晶粒はその主軸が部品の
主応力軸に平行であり、主応力軸に直交する粒界
をほとんどまたはまつたくもたない。さらに進歩
した技術では、方向性凝固技術を用いてベーンお
よび回転ブレードを単結晶として製造し、こうし
て大きな角度の粒界をなくしかつ小さな角度の粒
界を主応力軸に平行に配向するとともに、小さな
角度の粒界の存在を最小限に抑える。
高温ガスタービン用材料のまた別の進歩とし
て、ニツケル基共晶超合金、例えばGigliotti、
Jr.らの米国特許第4292076号に記載されたタイプ
のモノカーバイド強化ニツケル基共晶超合金が挙
げられる。米国特許第4292076号の超合金は、厳
密な条件下で方向性凝固させてプレーナ・フロン
ト凝固（PFS＝planar front solidification）を
達成した場合、強化用金属炭化物（MC）の強い
繊維がγ／γ′ニツケル基超合金母材に埋設された
共晶複合物の顕微鏡組織となる。プレーナ・フロ
ント凝固中に高度に整列した異方性顕微鏡組織が
形成されるので、米国特許第4292076号の超合金
は、他の合金より広い範囲の凝固温度にわたつて
潜在的構造安定性および特性保持を呈する。
しかし、これらの発展したニツケル基超合金お
よびニツケル基共晶超合金の温度面での利点を十
分に利用するために、意図している高い使用温度
での環境からの保護をなす被膜が必要とされてい
る。被膜／基体複合体には厳しい要求が課されて
いる。例えば、被膜は基体に密着、即ち治金結合
させなければならず、理想的には基体の機械的特
性（例えば、延性、応力破壊強さ、熱疲労抵抗）
や基体の化学的特性（例えば耐酸化性および高温
耐食性）を劣化してはならない。
従来の不適合性被膜から招来される共晶超合金
への悪影響の例としては、繊維から被膜への炭素
の外方拡散に基づく被膜／基体界面付近での繊維
侵食や、被膜と基体との間の元素の相互拡散に基
づく基体内への脆い析出物−通常は針状プレイト
レツトの形態の−の形成が挙げられる。同様に、
γ′強化相の侵食された区域および脆い析出物の形
成が、不適合性被膜の使用の結果として単結晶ニ
ツケル基超合金に認められている。
多数の被膜および障壁／被膜系が提案され試用
されているが、従来全般的には、発展したニツケ
ル基超合金およびニツケル基共晶超合金基体と真
に適合性である、即ち環境からの保護性を向上さ
せ、基体との良好な治金結合を形成し、しかも基
体の機械的および化学的特性を劣化しない被膜ま
たは障壁／被膜系を規定することができていな
い。
従つて、最新世代のニツケル基超合金およびニ
ツケル基共晶超合金、特に航空機ガスタービンエ
ンジンのベーンおよび回転ブレードとして使用す
るように設計された超合金と真に適合性である環
境からの保護性被膜が求められている。
発明の要旨
本発明によれば、高度なニツケル基超合金およ
びニツケル基共晶超合金と機械的および化学的に
適合性であり、かつ高温酸化に対する優れた抵抗
性を有する２つのニツケル基超合金が提供され
る。従つて、本発明の合金は、高度なニツケル基
調合金およびニツケル基共晶超合金から形成され
た航空機ガスタービンエンジンの高熱段部品、例
えば回転ブレードおよび静止ベーンの外表面用の
環境からの保護性被膜として特に有用である。
広義には、本発明のイツトリウム含有超合金
は、本質的に重量表示でほヾ、１〜10％のコバル
ト、６〜12％のクロム、５〜８％のアルミニウ
ム、１〜10％のタンタル、１〜10％のタングステ
ン、０〜３％のレニウム、０〜２％のモリブデ
ン、0.1〜２％のハフニウム、0.005〜0.1％のホウ
素、0.005〜0.25％の炭素、0.01〜1.0％のイツト
リウム、残量のニツケルおよび付随的不純物より
なる。
また、本発明のイツトリウム−珪素含有超合金
は、本質的に重量表示でほヾ、１〜10％のコバル
ト、６〜12％のクロム、５〜８％のアルミニウ
ム、１〜10％のタンタル、１〜10％のタングステ
ン、０〜３％のレニウム、０〜２％のモリブデ
ン、0.1〜２％のハフニウム、0.005〜0.1％のホウ
素、0.005〜025％の炭素、0.01〜1.0％のイツトリ
ウム、0.5〜2.5％の珪素、残量のニツケルおよび
付随的不純物よりなる。
上述した新しい超合金を大抵の場合環境からの
保護性被膜として塗布して、ガスタービンエンジ
ン部品および物品の外表面の少くとも一部を構成
することが考慮されているが、本発明の新しい合
金が補修の目的で基体、例えば航空機ガスタービ
ンエンジン部品の選ばれた領域に形成されたかな
り肉厚に盛られた溶着金属として、または回転ブ
レードの先端部分として有用であることも確かめ
た。このような塗布例では、基体としてニツケル
基調合金またはニツケル基共晶超合金から形成さ
れた物品、例えばガスタービンエンジンのエーロ
フオイルを有しかつこの基体と連続な、即ち基体
に接合され基体の一体部分を形成する１つ以上の
肉厚に盛られた溶着金属領域を有する複合性造物
品が考えられており、ここで１つ以上の領域は複
合物品の外表面の少くとも一部を構成し、上述し
た新しい超合金組成のいずれかのものである。
好適実施例の説明
上記要旨の項で説明したように、本発明は進歩
したニツケル基超合金およびニツケル基共晶超合
金と機械的および化学的に適合性であり、かつ高
温酸化に対する優れた抵抗性を有するニツケル基
超合金に関する。本発明のイツトリウム含有超合
金は本質的にコバルト、クロム、アルミニウム、
タンタル、タングステン、レニウム、モリブデ
ン、ハフニウム、ホウ素、炭素およびイツトリウ
ムから下記の第表に記載した割合（重量パーセ
ント）で構成され、残量がニツケルおよび付随的
不純物である。
The United States Government has rights in this invention pursuant to Contract No. N-00019-80-C-0017 awarded by the United States Navy. DISCLOSURE OF RELATED APPLICATIONS The invention disclosed and claimed herein is related to the invention disclosed and claimed in U.S. Patent Application No. 565,802, filed on the same date as this application. BACKGROUND OF THE INVENTION The present invention relates generally to nickel-based superalloys useful for manufacturing high-temperature sections of aircraft gas turbine engines, such as vanes and rotating blades, and more particularly to nickel-based superalloys from advanced nickel-based superalloys and nickel-based eutectic superalloys. The present invention relates to yttrium and yttrium-silicon containing compatible coatings that are particularly useful for improving the environmental resistance of high heat area components such as those described above. Vanes and rotating blades conventionally cast from nickel-based superalloys typically consist of equiaxed non-oriented grains. Recognizing the effect of grain boundaries on high-temperature mechanical properties, grain boundaries can be strengthened by the addition of grain boundary strengtheners, e.g. boron and zirconium, grain boundaries transverse to the principal stress axis can be removed, or grain boundaries can be Significant efforts have been made to improve the properties of the vanes and blades mentioned above by eliminating all fields. For example, directional solidification (DS = directional solidification) as described in US Pat. No. 4,202,400
By using solidification, it is possible to produce parts with oriented microstructures of columnar grains, such as vanes and rotating blades, in which the grains have their principal axes aligned with the principal stress axis of the part. has few or no grain boundaries parallel to the principal stress axis and perpendicular to the principal stress axis. More advanced technology uses directional solidification techniques to manufacture vanes and rotating blades as single crystals, thus eliminating large-angle grain boundaries and orienting small-angle grain boundaries parallel to the principal stress axes, with small Minimize the presence of angular grain boundaries. Another advance in materials for high temperature gas turbines is the development of nickel-based eutectic superalloys, such as Gigliotti,
Examples include monocarbide-reinforced nickel-based eutectic superalloys of the type described in U.S. Pat. No. 4,292,076 to Jr. et al. The superalloy of U.S. Pat. No. 4,292,076 shows that when directionally solidified under strict conditions to achieve planar front solidification (PFS), strong fibers of reinforcing metal carbide (MC) 'This is a microscopic structure of a eutectic composite embedded in a nickel-based superalloy matrix. Because a highly aligned, anisotropic microstructure is formed during planar front solidification, the superalloy of U.S. Pat. No. 4,292,076 exhibits potential structural stability and properties over a wider range of solidification temperatures than other alloys. Exhibits retention. However, to take full advantage of the temperature advantages of these advanced nickel-based superalloys and eutectic superalloys, coatings are required that provide environmental protection at the intended high service temperatures. has been done. Stringent requirements are placed on coating/substrate composites. For example, the coating must adhere to, i.e., be metallurgically bonded to, the substrate, ideally improving the mechanical properties of the substrate (e.g., ductility, stress fracture strength, thermal fatigue resistance).
The chemical properties of the substrate (e.g. oxidation resistance and high temperature corrosion resistance) must not be degraded. Examples of adverse effects on eutectic superalloys resulting from conventional incompatible coatings include fiber erosion near the coating/substrate interface due to outdiffusion of carbon from the fibers into the coating, and The formation of brittle precipitates, usually in the form of acicular platelets, within the substrate due to the interdiffusion of the elements. Similarly,
Eroded areas of the γ' strengthening phase and the formation of brittle precipitates have been observed in single crystal nickel-based superalloys as a result of the use of incompatible coatings. Numerous coatings and barrier/coating systems have been proposed and tried, but to date generally none have been found to be truly compatible with advanced nickel-based superalloys and nickel-based eutectic superalloy substrates, i.e., environmental protection. It has not been possible to define a coating or barrier/coating system that improves properties, forms a good metallurgical bond with the substrate, and does not degrade the mechanical and chemical properties of the substrate. Therefore, environmental protection properties that are truly compatible with the latest generation of nickel-based superalloys and nickel-based eutectic superalloys, especially superalloys designed for use as vanes and rotating blades in aircraft gas turbine engines. A coating is required. SUMMARY OF THE INVENTION According to the present invention, two nickel-based superalloys are mechanically and chemically compatible with advanced nickel-based superalloys and nickel-based eutectic superalloys and have excellent resistance to high temperature oxidation. is provided. Accordingly, the alloys of the present invention provide environmental protection for the external surfaces of high-temperature stage components of aircraft gas turbine engines, such as rotating blades and stationary vanes, formed from advanced nickel-based alloys and nickel-based eutectic superalloys. Particularly useful as a coating. Broadly speaking, the yttrium-containing superalloys of the present invention essentially contain, by weight, 1-10% cobalt, 6-12% chromium, 5-8% aluminum, 1-10% tantalum, 1-10% tungsten, 0-3% rhenium, 0-2% molybdenum, 0.1-2% hafnium, 0.005-0.1% boron, 0.005-0.25% carbon, 0.01-1.0% yttrium, balance of nickel and incidental impurities. The yttrium-silicon-containing superalloy of the present invention also essentially contains, by weight, 1-10% cobalt, 6-12% chromium, 5-8% aluminum, 1-10% tantalum, 1-10% tungsten, 0-3% rhenium, 0-2% molybdenum, 0.1-2% hafnium, 0.005-0.1% boron, 0.005-025% carbon, 0.01-1.0% yttrium, 0.5 Consisting of ~2.5% silicon, balance nickel and incidental impurities. Although it is contemplated that the new superalloys described above will often be applied as environmentally protective coatings to form at least a portion of the exterior surfaces of gas turbine engine components and articles, the new alloys of the present invention It has also been found useful for repair purposes as a fairly thick weld metal deposit formed on selected areas of a substrate, such as an aircraft gas turbine engine component, or as the tip of a rotating blade. Examples of such applications include articles formed from nickel-based alloys or nickel-based eutectic superalloys as a substrate, such as the airfoil of a gas turbine engine, and which are continuous with, i.e., bonded to and an integral part of, the substrate. Composite articles are contemplated having one or more thickened welded metal regions forming at least a portion of the outer surface of the composite article; It is of any of the new superalloy compositions mentioned above. DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS As explained in the Summary section above, the present invention is mechanically and chemically compatible with advanced nickel-based superalloys and nickel-based eutectic superalloys, and has excellent resistance to high temperature oxidation. The present invention relates to a nickel-based superalloy having properties. The yttrium-containing superalloy of the present invention consists essentially of cobalt, chromium, aluminum,
It is composed of tantalum, tungsten, rhenium, molybdenum, hafnium, boron, carbon and yttrium in the proportions (weight percent) listed in the table below, with the balance being nickel and incidental impurities.
【表】【table】
【表】
本発明のイツトリウム−珪素含有超合金は本質
的にコバルト、クロム、アルミニウム、タンタ
ル、タングステン、レニウム、モリブデン、ハフ
ニウム、ホウ素、炭素、イツトリウムおよび珪素
から下記の第表に記載した割合（重量パーセン
ト）で構成され、残量がニツケルおよび付随的不
純物である。Table: The yttrium-silicon containing superalloy of the present invention consists essentially of cobalt, chromium, aluminum, tantalum, tungsten, rhenium, molybdenum, hafnium, boron, carbon, yttrium and silicon in the proportions (by weight) set forth in the table below. percentage), with the remainder being nickel and incidental impurities.
【表】
上記合金組成における各合金元素の添加理由及
び添加量限定理由は次のとおりである。
コバルトは安定な顕微鏡組織を与えるために必
要とされ、又有害な位相的に密に充填した相
（TCP相）の形成をも防ぐ働きをする。最小量を
下回ると必要とされる安定性を与えず、最大量を
越えて多量に使い過ぎると他の合金元素を使用す
る余地を奪つてこれ等の使用の妨げとなる。
クロムは高温腐食抵抗のために必要とされ、又
アルミニウムの活性を高めて酸化アルミニウム薄
膜の形成を助ける働きをする。最小量より少なく
使用すると、高温腐食抵抗は十分でなくなる。最
大量を越えて存在すると被膜として使用した場合
に被膜と基体との界面に有害なTCP相が形成さ
れてしまう。
アルミニウムは保護的な酸化物被膜の形成に必
要とされる。最小量は均質な被膜を得るための必
要最低量である。最大量を越えて使用すると、合
金の融点が下がる。
タンタルはγ′即ち強化相の強化に必要とされ
る。少な過ぎて最小量を下回ると十分な強化相を
与えず、多過ぎて最大量を越えると溶融開始点を
低下し、又TCP相を形成する。
タングステンは固溶体強化剤として必要とされ
る。最小量より少ないと所要の強化を与えず、又
多過ぎて最大量を越えるとTCP相の形成を惹起
する。
レニウムは固溶体強化剤として必要とされる。
最小量より少ないと所要の強化を与えず、又多過
ぎて最大量を越えるとTCP相の形成を惹起する。
モリブデンは固溶体強化剤として必要とされ
る。最小量より少ないと所要の強化を与えず、又
多過ぎて最大量を越えるとTCP相の形成を惹起
する。
ハフニウムは酸化物層の接着性を改善する。最
小量より少ないと接着性の増大はない。多過ぎて
最大量を越えると溶融開始点を低下する。
ホウ素は粒界強化剤として働く。最小量より少
ないと追加の強化を与えず、多過ぎて最大量を越
えると融点を下げる。
炭素は粒界強化剤として働く。最小量より少な
いと追加の強化を与えず、多過ぎて最大量を越え
ると融点を下げる。
イツトリウムは酸化物層の接着性を改善する。
最小量より少ないと接着性の増大はない。多過ぎ
て最大量を越えると溶融開始点を低下する。精密
に制御された範囲の量の添加によつて酸化抵抗を
格段に改良する。
珪素はイツトリウムと精密に制御された範囲の
量で混合して添加することにより酸化抵抗を格段
に改良する。更に、精密に制御された範囲の量の
添加によつて高熱腐食に対する寿命を延ばす。
本発明の合金は、中実および中空の流体冷却ガ
スタービンエンジン部品で、ガスタービンエンジ
ンの高熱段区分で作動し進歩したニツケル機超合
金およびニツケル基共晶超合金でできた、例えば
回転ブレードおよび静止ベーンの外表面用の、厚
さ約0.05〜2.54mm（0.002〜0.1インチ）の環境か
らの保護性被膜として特に有用である。ここで説
明する新しい合金を大抵の場合環境からの保護性
被膜として塗布して、ガスタービンエンジン部品
および物品の外表面の少くとも一部を構成するこ
とが考慮されているが、本発明の超合金がこのよ
うな物品または部品様基体の選ばれた領域に塗布
される１つ以上のかなり肉厚に盛られた溶着金属
としても有用であることを確かめた。
この新しい合金を被膜として、あるいはかなり
肉厚に盛られた接着金属として設けるかいずれに
しても、本発明の合金を溶着するにはプラズマ溶
射技術と使用するのが好ましい。Muehlbergerの
米国特許第3839618号に記載された低圧プラズマ
溶射（LPPD＝low pressure plasma
deposition）と称される技術がもつとも好適であ
る。本発明の合金はプラズマ溶射後に、そして特
に上述したLPPD法によりプラズマ溶射後に非常
に緻密な被膜または溶射層を形成し、溶射した
まゝの密度として95％以上が容易に得られる。
クロム、マンガンまたはアルミニウムのような
高蒸気圧元素とタンタルまたはタングステンのよ
うな低蒸気圧元素との間の蒸発速度（また蒸気
圧）の差が大きいので、物理的真空蒸着のような
他の方法による本発明の新しい合金の被膜を設け
かつ組成を制御することは、不可能ではないとし
ても困難である。しかし、物理的蒸着やイオンプ
レーテイングのような方法における工程の改良や
修正がなさればこれらの方法により被膜を形成す
ることが可能となることが理解され、従つてこれ
らの方法を用いることも考慮されている。そのほ
かにスパツタリング、スラリー焼結などの技術も
考慮することができる。
本発明を具体的に示すために、以下表示目的で
「6MY」または6MY型被膜と称する一連の被膜
を、本発明の6MY型合金、即ち本質的に、通常
の溶融公差内で公称重量％表示で、４％Co、8.5
％Cr、６％Al、５％Ta、4.5％Ｗ、1.5％Re、1.5
％Mo、0.9％Hf、0.01％Ｂ、0.05％Ｃおよび0.3％
Ｙ、残量のニツケルおよび付随的不純物よりなる
合金を、平板状基体およびピン状基体の上に低圧
プラズマ溶射することによつて、環境試験の目的
で製造した。
同様に、以下表示目的で「6MYSi」または
6MYSi型被膜と称する一連の被膜を、本発明の
合金、即ち本質的に、通常の溶融公差内で公称重
量％表示で、４％Co、8.5％Cr、６％Al、５％
Ta、4.5％Ｗ、1.5％Mo、0.9％Hf、0.01％Ｂ、
0.05％Ｃ、0.3％Ｙおよび1.0％Si、残量のニツケ
ルおよび付随的不純物よりなる合金を、平板状基
体およびピン状基体の上に低圧プラズマ溶射する
ことによつて、環境試験の目的で製造した。
方向性凝固により単結晶として鋳造でき米国特
許出願第307819号（1981年10月２日出願）に記載
されたものに合致するニツケル基超合金、即ち本
質的に重量表示で７〜12％のCr、１〜５％の
Mo、３〜５％のTi、３〜５％のAl、５〜15％の
Co、３〜12％のＷ、２〜６％のTa、10％までの
Re、２％までのCb、３％までのＶ、２％までの
Hf、残量のニツケルおよび付随的不純物よりな
り、さらにＣ、ＢおよびZrの実質的不存在によ
り特徴付けられ、Al：Ti比が約0.5から約１まで
の範囲に維持され、Cr：Al比が約1.5から４まで
の範囲に維持されたニツケル基超合金を基体とし
て用意した。このニツケル基超合金を、以下表示
目的で「Ｎ」またはＮ型基体と称する。さらに特
定すると、この基体材料の組成は、公称で重量表
示で、9.3％Cr、7.5％Co、3.7％Al、４％Ta、4.2
％Ti、1.5Mo、Ｎ％Ｗ、0.5Nb、残量のニツケル
および付随的不純物である。
比較のために、上述したＮ型基体に、従来この
種の基体の環境による劣化に対する抵抗力を高め
るために用いられている代表的な被膜も設けた。
この場合、選ばれた被覆材料は、米国特許第
3928026号に記載されたタイプのNiCoCrAlY（Ni
−23Co−18Cr−12.5Al−0.3Y）であつた。
NiCoCrAlY型の被膜はすべて、上記米国特許第
3928026号に記載された物理的蒸着（PVD）法を
用いて市販装置を使つて設けた。
被膜の形成に先立つて、被膜とは係わりなく、
Ｎ型基体1265.5℃（2310〓）で２時間溶液処理し
た。NiCoCrAlY型被膜を形成する方法は既に説
明した。6MYおよび6MYSi被膜は上述した
LPPDプラズマ溶射法によつて、市販の標準外部
供給式プラズマ溶射ガンおよび第表の処理パラ
メータを用いて形成した。[Table] The reason for adding each alloying element in the above alloy composition and the reason for limiting the amount added are as follows. Cobalt is required to provide a stable microstructure and also serves to prevent the formation of deleterious topologically close-packed phases (TCP phases). Less than the minimum amount will not provide the required stability, and too much above the maximum amount will hinder the use of other alloying elements by taking away room for their use. Chromium is required for high temperature corrosion resistance and also serves to increase the activity of aluminum and aid in the formation of thin aluminum oxide films. If less than the minimum amount is used, high temperature corrosion resistance will not be sufficient. If present in excess of the maximum amount, a harmful TCP phase will be formed at the interface between the coating and the substrate when used as a coating. Aluminum is required to form a protective oxide layer. The minimum amount is the minimum amount necessary to obtain a homogeneous coating. If used in excess of the maximum amount, the melting point of the alloy will decrease. Tantalum is required to strengthen the γ' or reinforcing phase. If it is too small and is less than the minimum amount, it will not provide a sufficient reinforcing phase, and if it is too large and exceeds the maximum amount, the melting point will be lowered and a TCP phase will be formed. Tungsten is required as a solid solution toughener. If the amount is less than the minimum amount, it will not provide the required reinforcement, and if it is too much and exceeds the maximum amount, it will cause the formation of TCP phase. Rhenium is required as a solid solution toughener.
If the amount is less than the minimum amount, it will not provide the required reinforcement, and if it is too much and exceeds the maximum amount, it will cause the formation of TCP phase. Molybdenum is required as a solid solution toughener. If the amount is less than the minimum amount, it will not provide the required reinforcement, and if it is too much and exceeds the maximum amount, it will cause the formation of TCP phase. Hafnium improves the adhesion of the oxide layer. Below the minimum amount, there is no increase in adhesion. If the amount is too large and exceeds the maximum amount, the melting start point will be lowered. Boron acts as a grain boundary strengthener. Less than the minimum amount provides no additional reinforcement, while too much and above the maximum amount lowers the melting point. Carbon acts as a grain boundary strengthener. Less than the minimum amount provides no additional reinforcement, while too much and above the maximum amount lowers the melting point. Yttrium improves the adhesion of the oxide layer.
Below the minimum amount, there is no increase in adhesion. If the amount is too large and exceeds the maximum amount, the melting start point will be lowered. Addition in precisely controlled amounts significantly improves oxidation resistance. When silicon is added in a precisely controlled amount mixed with yttrium, oxidation resistance is significantly improved. Furthermore, the addition of a precisely controlled range of amounts increases the lifespan against hot corrosion. The alloys of the present invention operate in solid and hollow fluid-cooled gas turbine engine components, such as rotating blades and It is particularly useful as an environmentally protective coating for the outer surface of stationary vanes, about 0.002 to 0.1 inch thick. Although it is contemplated that the new alloys described herein may be applied as environmentally protective coatings to form at least a portion of the exterior surfaces of gas turbine engine components and articles, the It has been found that the alloy is also useful as one or more substantial weld metal deposits applied to selected areas of such article or part-like substrates. Whether the new alloy is applied as a coating or as a fairly thick build-up of adhesive metal, plasma spray techniques are preferably used to deposit the alloy of the present invention. Low pressure plasma spraying (LPPD) is described in U.S. Pat. No. 3,839,618 to Muehlberger.
A technique called ``deposition'' is also preferred. The alloy of the present invention forms a very dense coating or sprayed layer after plasma spraying, particularly by the above-mentioned LPPD method, and can easily achieve an as-sprayed density of 95% or more. Because the difference in evaporation rate (and also vapor pressure) between high vapor pressure elements such as chromium, manganese or aluminum and low vapor pressure elements such as tantalum or tungsten is large, other methods such as physical vacuum evaporation It is difficult, if not impossible, to coat and control the composition of the new alloys of the present invention. However, it is recognized that process improvements and modifications in methods such as physical vapor deposition and ion plating will allow coatings to be formed by these methods, and therefore consideration should be given to using these methods. has been done. Other techniques such as sputtering and slurry sintering can also be considered. To illustrate the present invention, a series of coatings hereinafter referred to as "6MY" or 6MY-type coatings are designated as 6MY-type alloys of the present invention, i.e., essentially within normal melting tolerances, expressed as nominal weight percentages. So, 4%Co, 8.5
%Cr, 6%Al, 5%Ta, 4.5%W, 1.5%Re, 1.5
%Mo, 0.9%Hf, 0.01%B, 0.05%C and 0.3%
Alloys consisting of Y, residual amounts of nickel, and incidental impurities were prepared for environmental testing purposes by low pressure plasma spraying onto flat and pin-like substrates. Similarly, for display purposes below, "6MYSi" or
A series of coatings, termed 6MYSi type coatings, were applied to the alloy of the present invention, essentially 4% Co, 8.5% Cr, 6% Al, 5% in nominal weight percentages within normal melting tolerances.
Ta, 4.5%W, 1.5%Mo, 0.9%Hf, 0.01%B,
Manufactured for environmental testing purposes by low pressure plasma spraying of an alloy consisting of 0.05% C, 0.3% Y and 1.0% Si, balance nickel and incidental impurities onto flat and pin-shaped substrates. did. Nickel-based superalloys that can be cast as single crystals by directional solidification and conform to those described in U.S. Pat. , 1-5%
Mo, 3-5% Ti, 3-5% Al, 5-15%
Co, 3-12% W, 2-6% Ta, up to 10%
Re, up to 2% Cb, up to 3% V, up to 2%
Hf, residual amounts of nickel and incidental impurities, further characterized by the substantial absence of C, B and Zr, with an Al:Ti ratio maintained in the range of about 0.5 to about 1, and a Cr:Al ratio A nickel-based superalloy in which the ratio was maintained in the range of approximately 1.5 to 4 was prepared as a substrate. This nickel-based superalloy is hereinafter referred to as "N" or N-type substrate for presentation purposes. More specifically, the composition of this substrate material is nominally by weight: 9.3% Cr, 7.5% Co, 3.7% Al, 4% Ta, 4.2
%Ti, 1.5Mo, N%W, 0.5Nb, residual amount of nickel and incidental impurities. For comparison, the N-type substrate described above was also provided with a typical coating conventionally used to increase the resistance of this type of substrate to environmental degradation.
In this case, the chosen coating material is
NiCoCrAlY (Ni
−23Co−18Cr−12.5Al−0.3Y).
All NiCoCrAlY type coatings are
3928026 using commercially available equipment using the physical vapor deposition (PVD) method described in US Pat. No. 3,928,026. Prior to the formation of the film, independently of the film,
The N-type substrate was solution treated at 1265.5°C (2310°C) for 2 hours. The method of forming NiCoCrAlY type coatings has already been described. 6MY and 6MYSi coatings are as described above.
It was formed by the LPPD plasma spray method using a commercially available standard externally supplied plasma spray gun and the processing parameters listed in Table 1.
【表】
基体の特性を最適にするために、すべての被覆
済み基体を溶射後熱処理に供した。この熱処理は
代表的には1079.4℃（1975〓）で４時間の第１エ
ージングとこれに続く898.9℃（1650〓）で16時
間の第２エージングとからなる。この段階で、被
膜を「被覆したまゝ」の被膜と称する。エージン
グ処理後のＮ型基体の組織はγ母材中にγ′析出物
が存在する組織である。
第表に、天然ガス火炎を表に出した速度で用
いて、表に出した条件下でピン状試料に行つた循
環酸化試験の結果を示す。試料を回転させて均一
暴露し、１時間に１回火炎から周期的に取り出し
て試料を約426.6℃（800〓）に冷却した。破損を
ベース金属（基体）酸化が始まる程度の被膜の貫
通として定義した。高熱腐食試験を926.6℃
（1700〓）でJP−５−燃料の燃焼火炎を用いて、
5ppmの塩を燃焼生成物に加えて行つた。試料を
回転させて均一暴露し、１時間に１回火炎から定
期的に取り出した。Table: All coated substrates were subjected to post-spray heat treatment to optimize substrate properties. This heat treatment typically consists of a first aging for 4 hours at 1079.4°C (1975〓) followed by a second aging for 16 hours at 898.9°C (1650〓). At this stage, the coating is referred to as an "as-coated" coating. The structure of the N-type substrate after the aging treatment is a structure in which γ' precipitates exist in the γ base material. Table 1 shows the results of cyclic oxidation tests conducted on pin samples under the conditions listed using a natural gas flame at the speeds listed. The sample was rotated for uniform exposure and periodically removed from the flame once every hour to cool the sample to approximately 426.6°C (800°C). Failure was defined as penetration of the coating to the extent that base metal (substrate) oxidation began. High heat corrosion test at 926.6℃
(1700〓) using the combustion flame of JP-5-fuel,
5 ppm of salt was added to the combustion products. The samples were rotated for uniform exposure and periodically removed from the flame once every hour.
【表】
本出願と同日付で出願される特許明細書（米国
特許出願番号第565802号）には、共晶および単結
晶ニツケル基超合金と真に適合性な（6M型）超
合金被膜の発明が開示され特許請求されている。
実証されているように、例えば6M型被膜と共晶
およびＮ型ニツケル基超合金の基体との間に形成
された相互作用区域が小さいので、6M型被膜は
これらの超合金基体と物理的および化学的に適合
性である。精密に制御された量のイツトリウムま
たはイツトリウムと珪素の混合物を添加すること
により、6M型合金のそうでなくても優れた酸化
抵抗を、これらの合金のニツケル基超合金基体と
の物理的および化学的適合性に悪影響を与えるこ
となく、格段に改良することができることを見出
した。第表のデータから、イツトリウムまたは
イツトリウム及び珪素を添加すると、この発明の
合金の酸化抵抗が6M型合金の酸化抵抗より1135
℃（2075〓）で約50％、1176.6℃（2150〓）で約
20％改良され、基準のNiCoCrAlY被膜の酸化抵
抗と大体同じであることを示している。Ｎ型基体
への高熱腐食試験では、6MYおよび6MYSi被膜
がそれぞれ約785および1000時間の寿命を呈した。
従つて、Si含有6MYSi被膜の寿命が6MY被膜の
寿命より約40％長いことが確認された。本発明の
合金は、高熱腐食抵抗がNiCoCrAlYより低い
が、高熱腐食から保護をなす被膜として良好であ
る。
被覆試料を金属組織学的に評価して被膜と基体
との相互作用の範囲を求めた。結果を第表に示
す。即ち第表は、表に示す温度および時間での
酸化試験での暴露後の侵食領域およびプレイトレ
ツト（platelet）形成区域の範囲を示し、これら
の区域の合計が相互作用区域をなす。Ｎ型基体中
の侵食領域は、基体から被膜への元素の拡散によ
りγ′が希薄になり、弱体化した主としてγ′の母材
が残つた区域である。プレイレツトの形成は、被
膜と基体との間の元素の相互拡散の結果であり、
即ち被膜と基体との間の化学的不適合性の証拠で
ある。
第３図および第５図を見ると、被覆したまゝの
状態で、6MYおよび6MYSi型被膜とＮ型基体と
の間には相互作用区域の形成が実質的には認めら
れない。しかし、第１図では、NiCoCrAl被膜と
Ｎ型基体との間に僅かな相互作用区域が見られ
る。
第２図、第４図、第６図および第表を参照す
ると、酸化試験において1135℃（2075〓）で375
時間の暴露後、NiCoCrAlY被膜とＮ型基体との
間に相互作用区域が形成され、これが6MYおよ
び6MYsi型被膜とＮ型基体との間に形成された
相互作用区域と較べて、6MY／Ｎおよび
6MYSi／Ｎ型の組み合せは約25％以上長い時間
試験しているにもかゝわらず、２倍以上深いこと
がわかる。[Table] A patent specification filed on the same date as this application (U.S. Patent Application No. 565802) describes the development of truly compatible (type 6M) superalloy coatings with eutectic and single crystal nickel-based superalloys. The invention has been disclosed and claimed.
As has been demonstrated, for example, the interaction zone formed between 6M-type coatings and substrates of eutectic and N-type nickel-based superalloys is small, so that 6M-type coatings have physical and Chemically compatible. By adding precisely controlled amounts of yttrium or a mixture of yttrium and silicon, the otherwise excellent oxidation resistance of type 6M alloys can be enhanced by the physical and chemical interaction of these alloys with the nickel-based superalloy substrate. It has been found that significant improvements can be made without adversely affecting physical compatibility. From the data in the table, it can be seen that when yttrium or yttrium and silicon are added, the oxidation resistance of the alloy of this invention is 1135% higher than that of the 6M type alloy.
About 50% at ℃ (2075〓), about 50% at 1176.6℃ (2150〓)
It shows a 20% improvement in oxidation resistance, which is roughly the same as that of the standard NiCoCrAlY coating. In hot corrosion tests on N-type substrates, the 6MY and 6MYSi coatings exhibited lifetimes of approximately 785 and 1000 hours, respectively.
Therefore, it was confirmed that the life of the Si-containing 6MYSi film was about 40% longer than that of the 6MY film. The alloys of the present invention have lower hot corrosion resistance than NiCoCrAlY, but are good as coatings that provide protection from hot corrosion. The coated samples were evaluated metallographically to determine the extent of interaction between the coating and the substrate. The results are shown in Table 1. That is, the table shows the extent of the erosion zone and platelet formation zone after exposure to the oxidation test at the temperatures and times indicated, the sum of these zones forming the interaction zone. The eroded region in the N-type substrate is an area where γ' is diluted due to diffusion of elements from the substrate into the coating, leaving a weakened primarily γ' matrix. The formation of playlets is the result of interdiffusion of elements between the coating and the substrate;
ie, evidence of chemical incompatibility between the coating and the substrate. Looking at FIGS. 3 and 5, it can be seen that there is virtually no interaction zone formation between the 6MY and 6MY Si type coatings and the N type substrate in the as-coated state. However, in FIG. 1, a slight interaction area is visible between the NiCoCrAl coating and the N-type substrate. Referring to Figure 2, Figure 4, Figure 6, and Table 1, in the oxidation test, 375
After time exposure, an interaction zone is formed between the NiCoCrAlY coating and the N-type substrate, which is compared to the interaction zone formed between the 6MY and 6MYsi type coatings and the N-type substrate.
It can be seen that the 6MYSi/N type combination is more than twice as deep even though it was tested for about 25% longer.
【表】
拡散相互作用の減少と良好な環境抵抗との独特
な組合せに加えて、本発明の合金はNiCoCrAlY
合金より優れた高温強度も有する。
NiCoCrAlY、6MYおよび6MYSi型合金の極め
て厚い（約12.7mm（1/2インチ））被膜に行つた高
温引張試験から、982.2℃（1800〓）ではこれら
合金の極限引張強さ（UTS）がそれぞれ約
48.23、261.82および282349MPa（７、38および
41ksi）であり、1093.3℃（2000〓）ではこれら
合金のUTSがそれぞれ約20.67、96.46および
82.68MPa（３、14および12ksi）であることが示
された。本発明の合金の高い強度が熱／機械的疲
労亀裂抵抗の大きな向上につながつていると考え
られる。
本発明の合金はそれ自体超合金であるので、本
発明の合金とニツケル基超合金基体との間の熱膨
張係数（α）の差はNiCoCrAlYと同じ超合金基
体との差より小さい。αの差が小さいと使用中の
被膜合金に加えられる応力が軽減され、これによ
り被膜の剥離および熱疲労亀裂の傾向が軽減され
る。
本発明の合金の相互作用区域を形成する傾向が
低いこと、特にプレイレツトを形成する傾向が低
いことと、ニツケル基超合金基体との強度および
熱膨張の適合性が高いこととが相まつて、本発明
の合金は苛酷な高圧力・高温度のタービン環境下
で必要とされる環境抵抗を与えるだけでなく、ニ
ツケル基超合金基体と真に化学的および物理的に
適合性である被膜となる。
本発明の新しい合金が航空機ガスタービンエン
ジン部品の選ばれた領域、例えば回転ブレードや
静止ベーンの先端部分に形成されたかなり肉厚に
盛られた溶着金属として、あるいはエーロフオイ
ルのような部品によく生じる欠損または損傷区域
を補修する目的に有用であることも確かめた。こ
の点で、本発明の合金は部品が形成されている超
合金、例えば構造用または重量物積載用合金の性
質が大で、被膜の性質が小である。薄い被膜とは
反対に、かなり厚い溶着金属の肉盛を形成するた
めに必要とされるプラズマスプレー法の変更は、
プラズマ溶射技術の通常の知識をもつ者の知識と
練達の範囲内のことである。
本明細書で特に触れなかつた種々の変更や改変
を本発明自身にまたその実施の態様に、本発明の
要旨から逸脱することなく加えることができる。[Table] In addition to the unique combination of reduced diffusion interactions and good environmental resistance, the alloy of the present invention
It also has higher high temperature strength than alloys.
High temperature tensile tests performed on very thick (about 1/2 inch) coatings of NiCoCrAlY, 6MY and 6MYSi type alloys indicate that at 982.2°C (1800°C) the ultimate tensile strength (UTS) of these alloys is approximately
48.23, 261.82 and 282349MPa (7, 38 and
41ksi), and at 1093.3°C (2000〓) the UTS of these alloys is approximately 20.67, 96.46 and
It was shown to be 82.68 MPa (3, 14 and 12 ksi). It is believed that the high strength of the alloys of the present invention leads to significant improvements in thermal/mechanical fatigue crack resistance. Since the alloy of the present invention is itself a superalloy, the difference in coefficient of thermal expansion (α) between the alloy of the present invention and a nickel-based superalloy substrate is less than the difference between NiCoCrAlY and the same superalloy substrate. A small difference in α reduces the stress applied to the coating alloy during use, which reduces the tendency for coating delamination and thermal fatigue cracking. The low tendency of the alloys of the present invention to form interaction zones, particularly playlets, together with the high strength and thermal expansion compatibility with the nickel-based superalloy substrate make this a The inventive alloy not only provides the environmental resistance needed in the harsh high pressure, high temperature turbine environment, but also provides a coating that is truly chemically and physically compatible with the nickel-based superalloy substrate. The new alloys of the present invention commonly occur in selected areas of aircraft gas turbine engine components, such as in the form of fairly thick weld metal deposits formed on the tips of rotating blades and stationary vanes, or on components such as airfoil. It has also been found useful for the purpose of repairing defective or damaged areas. In this regard, the alloys of the present invention have greater properties of the superalloys from which the components are made, such as structural or heavy-duty alloys, and lesser properties of the coating. The modification of the plasma spray method required to form a much thicker weld metal overlay as opposed to a thin coating
It is within the knowledge and skill of those of ordinary skill in plasma spray technology. Various changes and modifications not specifically mentioned in this specification can be made to the present invention itself and its embodiments without departing from the gist of the present invention.
第１図はＮ型ニツケル基単結晶超合金基体に被
覆したまゝのNiCoCrAlY型被膜の金属組織を示
す300倍の顕微鏡写真、第２図は酸化試験で1135
℃（2075〓）で375時間の暴露後の、Ｎ型基体上
のNiCoCrAlY型被膜の金属組織を示す300倍の
顕微鏡写真、第３図はLPPD法によりＮ型基体に
被膜として被膜したまゝの本発明の6MY合金の
金属組織を示す300倍の顕微鏡写真、第４図は酸
化試験で1135℃（2075〓）で511時間の暴露後の、
Ｎ型基体上の本発明の6MY合金の金属組織を示
す300倍の顕微鏡写真、第５図はLPPD法により
Ｎ型基体に被膜として被覆したまゝの本発明の
6MYSi合金の金属組織を示す300倍の顕微鏡写
真、そして第６図は酸化試験で1135℃（2075〓）
で476時間の暴露後、Ｎ型基体上の本発明の
6MYSi合金の金属組織を示す300倍の顕微鏡写真
である。
Figure 1 is a 300x micrograph showing the metallographic structure of the NiCoCrAlY type coating on the N-type nickel-based single crystal superalloy substrate, and Figure 2 is the 1135
Figure 3 is a 300x micrograph showing the metallographic structure of the NiCoCrAlY type coating on the N type substrate after 375 hours of exposure at ℃ (2075〓). Figure 4 is a 300x micrograph showing the metallographic structure of the 6MY alloy of the present invention after 511 hours of exposure at 1135°C (2075〓) in an oxidation test.
Figure 5 is a 300x micrograph showing the metal structure of the 6MY alloy of the present invention on an N-type substrate, and shows the 6MY alloy of the present invention coated as a film on an N-type substrate by the LPPD method.
A 300x micrograph showing the metal structure of 6MYSi alloy, and Figure 6 shows the oxidation test at 1135℃ (2075〓)
of the present invention on an N-type substrate after 476 hours of exposure at
This is a 300x micrograph showing the metal structure of 6MYSi alloy.
Claims (1)
クロム、５〜８％のアルミニウム、１〜10％のタ
ンタル、１〜10％のタングステン、0.1〜２％の
ハフニウム、0.005〜0.1％のホウ素、0.005〜0.25
％の炭素、0.01〜1.0％のイツトリウム、残量の
ニツケルおよび付随的不純物よりなる、ニツケル
基超合金基体に塗布するための組成物。 ２ 重量表示で１〜10％のコバルト、６〜12％の
クロム、５〜８％のアルミニウム、１〜10％のタ
ンタル、１〜10％のタングステン、３％までのレ
ニウム、２％までのモリブデン、0.1〜２％のハ
フニウム、0.005〜0.1％のホウ素、0.005〜0.25％
の炭素、0.01〜1.0％のイツトリウム、残量のニ
ツケルおよび付随的不純物よりなる、ニツケル基
超合金基体に塗布するための組成物。 ３ 重量表示で１〜６％のコバルト、７〜10％の
クロム、５〜７％のアルミニウム、４〜６％のタ
ンタル、3.5〜5.5％のタングステン、0.5〜1.5％
のハフニウム、0.005〜0.025％のホウ素、0.005〜
0.25％の炭素、0.05〜0.5％のイツトリウム、残量
のニツケルおよび付随的不純物よりなる特許請求
の範囲第１項記載の組成物。 ４ 重量表示で１〜６％のコバルト、７〜10％の
クロム、５〜７％のアルミニウム、４〜６％のタ
ンタル、3.5〜5.5％のタングステン、３％までの
レニウム、２％までのモリブデン、0.5〜1.5％の
ハフニウム、0.005〜0.025％のホウ素、0.005〜
0.25％の炭素、0.05〜0.5％のイツトリウム、残量
のニツケルおよび付随的不純物よりなる特許請求
の範囲第２項記載の組成物。 ５ 重量表示で3.8〜4.2％のコバルト、8.3〜8.7
％のクロム、5.8〜6.2％のアルミニウム、4.7〜
5.3％のタンタル、4.2〜4.8％のタングステン、
1.2〜1.8％のレニウム、1.3〜1.7％のモリブデン、
0.7〜1.1％のハフニウム、0.005〜0.02％のホウ
素、0.005〜0.2％の炭素、0.2〜0.4％のイツトリ
ウム、残量のニツケルおよび付随的不純物よりな
る特許請求の範囲第４項記載の組成物。 ６ 重量表示で１〜10％のコバルト、６〜12％の
クロム、５〜８％のアルミニウム、１〜10％のタ
ンタル、１〜10％のタングステン、0.1〜２％の
ハフニウム、0.005〜0.1％のホウ素、0.005〜0.25
％の炭素、0.01〜1.0％のイツトリウム、0.5〜2.5
％の珪素、残量のニツケルおよび付随的不純物よ
りなるニツケル基超合金基体に塗布するための組
成物。 ７ 重量表示で１〜10％のコバルト、６〜12％の
クロム、５〜８％のアルミニウム、１〜10％のタ
ンタル、１〜10％のタングステン、３％までのレ
ニウム、２％までのモリブデン、0.1〜２％のハ
フニウム、0.005〜0.1％のホウ素、0.005〜0.25％
の炭素、0.01〜1.0％のイツトリウム、0.5〜2.5％
の珪素、残量のニツケルおよび付随的不純物より
なるニツケル基超合金基体に塗布するための組成
物。 ８ 重量表示で１〜６％のコバルト、７〜10％の
クロム、５〜７％のアルミニウム、４〜６％のタ
ンタル、3.5〜5.5％のタングステン、0.5〜1.5％
のハフニウム、0.005〜0.025％のホウ素、0.005〜
0.25％の炭素、0.05〜0.5％のイツトリウム、0.5
〜1.5％の珪素、残量のニツケルおよび付随的不
純物よりなる特許請求の範囲第６項記載の組成
物。 ９ 重量表示で１〜６％のコバルト、７〜10％の
クロム、５〜７％のアルミニウム、４〜６％のタ
ンタル、3.5〜5.5％のタングステン、３％までの
レニウム、２％までのモリブデン、0.5〜1.5％の
ハフニウム、0.005〜0.025％のホウ素、0.005〜
0.25％の炭素、0.05〜0.5％のイツトリウム、0.5
〜1.5％の珪素、残量のニツケルおよび付随的不
純物よりなる特許請求の範囲第７項記載の組成
物。 １０ 重量表示で3.8〜4.2％のコバルト、8.3〜
8.7％のクロム、5.8〜6.2％のアルミニウム、4.7
〜5.3％のタンタル、4.2〜4.8％のタングステン、
1.2〜1.8％のレニウム、1.3〜1.7％のモリブデン、
0.7〜1.1％のハフニウム、0.005〜0.02％のホウ
素、0.005〜0.2％の炭素、0.2〜0.4％のイツトリ
ウム、0.8〜1.2％の珪素、残量のニツケルおよび
付随的不純物よりなる特許請求の範囲第９項記載
の組成物。 １１ ニツケル基超合金またはニツケル基共晶超
合金基体の外表面の少くとも一部に被覆され、高
度な基板との適合性を有し、基体に高温酸化およ
び腐食抵抗性を付与する特許請求の範囲第１項乃
至第１０項のいずれかに記載の組成物。 １２ 上記基体が方向性凝固により単結晶として
鋳造できるニツケル基超合金よりなり、この超合
金が重量表示で７〜12％のクロム、１〜５％のモ
リブデン、３〜５％のチタン、３〜５％のアルミ
ニウム、５〜15％のコバルト、３〜12％のタング
ステン、２〜６％のタンタル、残量のニツケルお
よび付随的不純物よりなり、炭素、ホウ素および
ジルコニウムは実質的に存在せず、Al：Ti比が
0.5から１までの範囲にあり、Cr：Al比が1.5から
４までの範囲にある特許請求の範囲第１１項記載
の組成物。 １３ 上記基体が方向性凝固により単結晶として
鋳造できるニツケル基超合金よりなり、この超合
金が本質的に重量表示で７〜12％のクロム、１〜
５％のモリブデン、３〜５％のチタン、３〜５％
のアルミニウム、５〜15％のコバルト、３〜12％
のタングステン、２〜６％のタンタル、10％まで
のレニウム、２％までのニオブ、３％までのバナ
ジウム、２％までのハフニウム、残量のニツケル
および付随的不純物よりなり、炭素、ホウ素およ
びジルコニウムは実質的に存在せず、Al：Ti比
が0.5から１までの範囲にあり、Cr：Al比が1.5か
ら４までの範囲にある特許請求の範囲第１１項記
載の組成物。 １４ 上記基体が重量表示で9.3％のクロム、7.5
％のコバルト、3.7％のアルミニウム、４％のタ
ンタル、4.2％のチタン、1.5％のモリブデン、６
％のタングステン、0.5％のニオブ、残量のニツ
ケルおよび付随的不純物よりなる特許請求の範囲
第１１項記載の組成物。 １５ ニツケル基超合金またはニツケル基共晶超
合金基体の外表面の少くとも一部に基体と一体に
厚い肉盛として溶着される特許請求の範囲第１項
乃至第１０項のいずれかに記載の組成物。 １６ 上記基体が方向性凝固により単結晶として
鋳造できるニツケル基超合金よりなり、この超合
金が重量表示で７〜12％のクロム、１〜５％のモ
リブデン、３〜５％のチタン、３〜５％のアルミ
ニウム、５〜15％のコバルト、３〜12％のタング
ステン、２〜６％のタンタル、残量のニツケルお
よび付随的不純物よりなり、炭素、ホウ素および
ジルコニウムは実質的に存在せず、Al：Ti比が
0.5から１までの範囲にあり、Cr：Al比が1.5から
４までの範囲にある特許請求の範囲第１５項記載
の組成物。 １７ 上記基体が方向性凝固により単結晶として
鋳造できるニツケル基超合金よりなり、この超合
金が本質的に重量表示で７〜12％のクロム、１〜
５％のモリブデン、３〜５％のチタン、３〜５％
のアルミニウム、５〜15％のコバルト、３〜12％
のタングステン、２〜６％のタンタル、10％まで
のレニウム、２％までのニオブ、３％までのバナ
ジウム、２％までのハフニウム、残量のニツケル
および付随的不純物よりなり、炭素、ホウ素およ
びジルコニウムは実質的に存在せず、Al：Ti比
が0.5から１までの範囲にあり、Cr：Al比が1.5か
ら４までの範囲にある特許請求の範囲第１５項記
載の組成物。 １８ 上記基体が重量表示で、9.3％のクロム、
7.5％のコバルト、3.7％のアルミニウム、４％の
タンタル、4.2％のチタン、1.5％のモリブデン、
６％のタングステン、0.5％のニオブ、残量のニ
ツケルおよび付随的不純物よりなる特許請求の範
囲第１５項記載の組成物。 １９ 上記基体が航空機ガスタービンエンジンの
回転ブレードまたは静止ベーンであり、上記溶着
領域がその先端部分である特許請求の範囲第１５
項記載の組成物。[Claims] 1 1 to 10% cobalt, 6 to 12% chromium, 5 to 8% aluminum, 1 to 10% tantalum, 1 to 10% tungsten, 0.1 to 2% by weight Hafnium, 0.005-0.1% boron, 0.005-0.25
% carbon, 0.01-1.0% yttrium, the balance nickel and incidental impurities for application to a nickel-based superalloy substrate. 2 By weight: 1-10% cobalt, 6-12% chromium, 5-8% aluminum, 1-10% tantalum, 1-10% tungsten, up to 3% rhenium, up to 2% molybdenum , 0.1-2% hafnium, 0.005-0.1% boron, 0.005-0.25%
of carbon, 0.01-1.0% yttrium, the balance nickel and incidental impurities for application to a nickel-based superalloy substrate. 3 By weight: 1-6% cobalt, 7-10% chromium, 5-7% aluminum, 4-6% tantalum, 3.5-5.5% tungsten, 0.5-1.5%
hafnium, 0.005~0.025% boron, 0.005~
The composition of claim 1 comprising 0.25% carbon, 0.05-0.5% yttrium, balance nickel and incidental impurities. 4 By weight: 1-6% cobalt, 7-10% chromium, 5-7% aluminum, 4-6% tantalum, 3.5-5.5% tungsten, up to 3% rhenium, up to 2% molybdenum , 0.5~1.5% hafnium, 0.005~0.025% boron, 0.005~
3. The composition of claim 2 comprising 0.25% carbon, 0.05-0.5% yttrium, balance nickel and incidental impurities. 5 3.8-4.2% cobalt by weight, 8.3-8.7
% chromium, 5.8~6.2% aluminum, 4.7~
5.3% tantalum, 4.2-4.8% tungsten,
1.2-1.8% rhenium, 1.3-1.7% molybdenum,
5. The composition of claim 4 comprising 0.7-1.1% hafnium, 0.005-0.02% boron, 0.005-0.2% carbon, 0.2-0.4% yttrium, balance nickel and incidental impurities. 6 By weight: 1-10% cobalt, 6-12% chromium, 5-8% aluminum, 1-10% tantalum, 1-10% tungsten, 0.1-2% hafnium, 0.005-0.1% of boron, 0.005-0.25
% carbon, 0.01-1.0% yttrium, 0.5-2.5
% silicon, the balance nickel and incidental impurities. 7 By weight: 1-10% cobalt, 6-12% chromium, 5-8% aluminum, 1-10% tantalum, 1-10% tungsten, up to 3% rhenium, up to 2% molybdenum , 0.1-2% hafnium, 0.005-0.1% boron, 0.005-0.25%
carbon, 0.01-1.0% yttrium, 0.5-2.5%
of silicon, a balance of nickel, and incidental impurities. 8 By weight: 1-6% cobalt, 7-10% chromium, 5-7% aluminum, 4-6% tantalum, 3.5-5.5% tungsten, 0.5-1.5%
hafnium, 0.005~0.025% boron, 0.005~
0.25% carbon, 0.05-0.5% yttrium, 0.5
7. The composition of claim 6 comprising ~1.5% silicon, balance nickel and incidental impurities. 9 By weight 1-6% cobalt, 7-10% chromium, 5-7% aluminum, 4-6% tantalum, 3.5-5.5% tungsten, up to 3% rhenium, up to 2% molybdenum , 0.5~1.5% hafnium, 0.005~0.025% boron, 0.005~
0.25% carbon, 0.05-0.5% yttrium, 0.5
8. The composition of claim 7 comprising ~1.5% silicon, balance nickel and incidental impurities. 10 3.8~4.2% cobalt by weight, 8.3~
8.7% chromium, 5.8-6.2% aluminum, 4.7
~5.3% tantalum, 4.2-4.8% tungsten,
1.2-1.8% rhenium, 1.3-1.7% molybdenum,
Claim No. 1 consisting of 0.7-1.1% hafnium, 0.005-0.02% boron, 0.005-0.2% carbon, 0.2-0.4% yttrium, 0.8-1.2% silicon, balance nickel and incidental impurities. Composition according to item 9. 11 A patent claim coated on at least a portion of the outer surface of a nickel-based superalloy or nickel-based eutectic superalloy substrate, having a high degree of substrate compatibility and imparting high temperature oxidation and corrosion resistance to the substrate. A composition according to any one of the ranges 1 to 10. 12 The substrate is made of a nickel-based superalloy that can be cast as a single crystal by directional solidification, and this superalloy contains, by weight, 7 to 12% chromium, 1 to 5% molybdenum, 3 to 5% titanium, and 3 to 5% titanium. Consisting of 5% aluminum, 5-15% cobalt, 3-12% tungsten, 2-6% tantalum, balance nickel and incidental impurities, substantially free of carbon, boron and zirconium; Al:Ti ratio
12. The composition of claim 11, wherein the Cr:Al ratio ranges from 0.5 to 1 and the Cr:Al ratio ranges from 1.5 to 4. 13 The substrate consists of a nickel-based superalloy that can be cast as a single crystal by directional solidification, and the superalloy contains essentially 7 to 12% chromium by weight, 1 to
5% molybdenum, 3-5% titanium, 3-5%
aluminum, 5-15% cobalt, 3-12%
of tungsten, 2-6% tantalum, up to 10% rhenium, up to 2% niobium, up to 3% vanadium, up to 2% hafnium, the balance nickel and incidental impurities, carbon, boron and zirconium. 12. The composition of claim 11, wherein the Al:Ti ratio is in the range from 0.5 to 1 and the Cr:Al ratio is in the range from 1.5 to 4. 14 The above substrate is 9.3% chromium in weight, 7.5
% cobalt, 3.7% aluminum, 4% tantalum, 4.2% titanium, 1.5% molybdenum, 6%
12. The composition of claim 11, comprising: % tungsten, 0.5% niobium, balance nickel and incidental impurities. 15. The nickel-based superalloy or nickel-based eutectic superalloy substrate according to any one of claims 1 to 10, which is welded integrally with the substrate as a thick overlay on at least a part of the outer surface of the substrate. Composition. 16 The substrate is made of a nickel-based superalloy that can be cast as a single crystal by directional solidification, and this superalloy contains 7 to 12% chromium, 1 to 5% molybdenum, 3 to 5% titanium, and 3 to 5% titanium by weight. Consisting of 5% aluminum, 5-15% cobalt, 3-12% tungsten, 2-6% tantalum, balance nickel and incidental impurities, substantially free of carbon, boron and zirconium; Al:Ti ratio
16. The composition of claim 15, wherein the Cr:Al ratio is in the range 0.5 to 1 and the Cr:Al ratio is in the range 1.5 to 4. 17 The substrate is composed of a nickel-based superalloy that can be cast as a single crystal by directional solidification, and that the superalloy contains essentially 7 to 12% chromium by weight, 1 to 12% chromium by weight,
5% molybdenum, 3-5% titanium, 3-5%
aluminum, 5-15% cobalt, 3-12%
of tungsten, 2-6% tantalum, up to 10% rhenium, up to 2% niobium, up to 3% vanadium, up to 2% hafnium, the balance nickel and incidental impurities, carbon, boron and zirconium. 16. The composition of claim 15, wherein the Al:Ti ratio is in the range from 0.5 to 1 and the Cr:Al ratio is in the range from 1.5 to 4. 18 The above substrate is expressed by weight, 9.3% chromium,
7.5% cobalt, 3.7% aluminum, 4% tantalum, 4.2% titanium, 1.5% molybdenum,
16. The composition of claim 15 comprising 6% tungsten, 0.5% niobium, balance nickel and incidental impurities. 19. Claim 15, wherein the base body is a rotating blade or stationary vane of an aircraft gas turbine engine, and the welding area is a tip portion thereof.
Compositions as described in Section.
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