JPH0569891B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]

アメリカ合衆国政府は、合衆国空軍が交付した
契約No.F33615−77−Ｃ−5200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番号第565803
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
の高熱領域部品、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な適
合性被膜（コーテイング）に関する。 例えばGiglioffi、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
ル基共晶超合金のような最新のニツケル基超合金
は、一方向凝固異方性金属部品として、主として
航空機ガスタービンエンジンのベーンおよび回転
ブレードの形態で用いるように設計されている。
米国特許第4292076号の超合金は、厳密な条件下
で方向性凝固（DS＝directional solidification）
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
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。 共晶超合金は、方向性凝固および単結晶超合金
を超えた次世代のブレード合金とみなされてい
る。しかし、これらの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。 被膜および被膜／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
冶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。 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相互拡散に基づく基体内
への脆い析出物の形成が挙げられる。 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、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
体との良好な冶金結合を形成し、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おらず、特に
基体が米国特許第4292076号に記載されたタイプ
の合金製である場合にそうである。 従つて、最新世代の超合金、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、例えば米国
特許第4292076号に記載されたタイプの方向性凝
固モノカーバイド強化ニツケル基共晶超合金と真
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、高度なニツケル基超合金およ
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、本発明の超合金は、本質的に重量表
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、０〜３％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、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
ル基超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製造
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
ウ素および炭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。 The United States Government has rights in this invention pursuant to Contract No. F33615-77-C-5200 awarded by the United States Air Force. DISCLOSURE OF RELATED APPLICATIONS The invention disclosed and claimed herein is disclosed in U.S. Patent Application No. 565,803, filed on the same date as this application.
related to the invention disclosed and claimed in No. BACKGROUND OF THE INVENTION The present invention relates generally to nickel-based superalloys useful for manufacturing high-temperature area components of aircraft gas turbine engines, such as vanes and rotating blades, and in particular from advanced nickel-based superalloys and nickel-based eutectic superalloys. The present invention relates to a compliant coating that is particularly useful for improving the environmental resistance of high heat area components such as those described above. Modern nickel-based superalloys, such as monocarbide-reinforced nickel-based eutectic superalloys of the type described in U.S. Pat. No. 4,292,076 to Giglioffi, Jr. et al. It is designed for use in the form of vanes and rotating blades in gas turbine engines.
The superalloy of U.S. Pat. No. 4,292,076 undergoes directional solidification (DS) under strict conditions.
planar front solidification (PFS)
When achieving front solidification, strong fibers of reinforcing metal carbide (MC) become embedded in the γ/γ′ nickel-based superalloy matrix into a eutectic composite microstructure. Because a highly aligned microscopic structure is formed during planar front solidification, U.S. Pat.
The superalloy of No. 4292076 exhibits potential structural stability and property retention over a wider range of solidification temperatures than other alloys. Eutectic superalloys are considered the next generation blade alloys beyond directionally solidified and single crystal superalloys. However, in order to take full advantage of the thermal advantages of these superalloys, coatings are needed that provide environmental protection at the intended high service temperatures. Stringent requirements are placed on coatings and coating/substrate composites. For example, the coating must be intimately bonded, or metallurgically bonded, to the substrate, ideally based on the mechanical properties of the substrate (e.g. ductility, stress fracture strength, thermal fatigue resistance) and the chemical properties of the substrate (e.g. oxidation resistance). (corrosion resistance and high-temperature corrosion resistance) must not deteriorate. Examples of adverse effects on eutectic superalloys resulting from incompatible coatings include fiber erosion near the coating/substrate interface due to outdiffusion of carbon from the fibers into the coating, and interaction between the coating and the substrate. The formation of brittle precipitates within the substrate due to diffusion is mentioned. Although a number of coatings and barrier/coating systems have been proposed and tried, conventional techniques have generally been based on properties that are truly compatible with the substrate, i.e., provide improved protection from the environment and provide good metallurgical bonding with the substrate. It has not been possible to define a coating or barrier/coating system that forms and does not degrade the mechanical and chemical properties of the substrate, especially when the substrate is made of an alloy of the type described in U.S. Pat. No. 4,292,076. That's true. Accordingly, the latest generation of superalloys, especially superalloys designed for use as vanes and rotating blades in aircraft gas turbine engines, such as the directionally solidified monocarbide reinforced nickel-based superalloys of the type described in U.S. Pat. No. 4,292,076. There is a need for environmentally protective coatings that are truly compatible with eutectic superalloys. SUMMARY OF THE INVENTION In accordance with the present invention, a nickel-based superalloy is provided that is mechanically and chemically compatible with advanced nickel-based superalloys and nickel-based eutectic superalloys and has excellent resistance to high temperature oxidation. be done. The alloys of the present invention therefore 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 superalloys and nickel-based eutectic superalloys. Particularly useful as a coating. Broadly speaking, the superalloys of the present invention essentially contain, by weight, 1 to 10% cobalt, 6 to 12% chromium, 5%
~8% aluminum, 1-10% tantalum, 1
~10% tungsten, 0-3% rhenium, 0
~2% molybdenum, 0.1-2% hafnium,
Consisting of 0.005-0.1% boron, 0.005-0.25% carbon, 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 However, it has also been found useful as a fairly thick weld metal deposit formed on selected areas of a substrate, such as an aircraft gas turbine engine component, for repair purposes, or as the tip of a rotating blade. Examples of such applications include an article formed from a nickel-based superalloy or a nickel-based eutectic superalloy, such as an airfoil in a gas turbine engine, as the substrate and continuous with, ie, bonded to and an integral part of, the substrate. Composite manufactured articles are contemplated having one or more thickened welded metal regions forming a portion, where the one or more regions constitute at least a portion of the outer surface of the composite article; It is of the new superalloy composition 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 superalloy of the present invention consists essentially of cobalt, chromium, aluminum, tantalum, tungsten, rhenium, molybdenum, hafnium, boron and carbon in the proportions (weight percent) set forth in the table below, with the balance being nickel and It is an incidental impurity.

【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もする。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。 チタンが存在せず、通常より若干多いアルミニ
ウムと、適正なバランスで存在する炭素および他
の耐火元素類とに組み合わせて更にハフニウムが
存在することによつて、空気に露出されたときの
保護的なアルミナスケールの形成および維持を助
け、これにより耐酸化性が高まる。 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基超合
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0.0508〜2.54mm（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
肉厚に盛られた溶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
射技術を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容射後に、そして特
に上述したLPPD法によりプラズマ溶射後に非常
に綿密な被膜または溶射層を生成し、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（または蒸気
圧）の差が大きいので、物理的真空蒸着のような
他の方法によつて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
や修正がなけれ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
「6M」または6M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％Re、1.5％Mo、0.9
％Hf、0.01％Ｂおよび0.09％Ｃ、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。 米国特許第4292076号に合致するニツケル基超
合金、即ち本質的に重量基準で、不純物量を越え
る量以上0.02％までのＢ、０〜９％のRe、０〜
＜0.8％のTi、０〜20％のCr、０〜10％のAl、３
〜15％のTa、0.1〜１％のＣ、０〜20％のCo、０
〜20％のＷ、０〜７％のＶ、０〜10％のMo、０
〜３％のCb、０〜３％のHf、０〜1.5％のZr、残
量のニツケルおよび付随的不純物よりなるが、重
量表示でほゞ0.01％Ｂ、6.44％Re、3.84％Cr、
5.34％Al、11.37％Ta、0.43％Ｃ、3.8％Co、4.33
％Ｗ、3.01％Mo、残量のニツケルおよび付随的
不純物の公称組成を有するニツケル基超合金（以
下、表示目的で「Ｂ」またはＢ型基体と称する）
を第１基体として用意した。 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第２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、第２基体材料の組成は、公称で重
量表示で、9.3％Cr、7.5％Co、37％Al、４％Ta、
4.2％Ti、1.5％Mo、６％Ｗ、0.5％Nb、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Ｂ型およびＮ型基体そ
れぞれに、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、
Ｂ型基体を1273.9℃（2325〓）で２時間溶液処理
し、Ｎ型基体を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。6M被膜は上述したLPPDプラズ
マ溶射法によつて形成した。Ｂ型基体には、市販
の標準内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た。Ｎ型基体には、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 prevent the use of other alloying elements by removing 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 falls below the minimum amount, a sufficient reinforcing phase will not be provided, and if it is too large and exceeds the maximum amount, the melting start 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. The absence of titanium, slightly more aluminum than normal, and the additional presence of hafnium in combination with carbon and other refractory elements present in the right balance provide a protective layer when exposed to air. Helps form and maintain alumina scale, which increases oxidation resistance. The alloys of the present invention operate in solid and hollow fluid-cooled gas turbine engine parts, 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 deposits of weld metal 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 deposited 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 suitable. The alloys of the present invention produce very dense coatings or sprayed layers after plasma spraying, and in particular by the LPPD method described above, with as-sprayed densities of over 95% readily available. Because the difference in evaporation rate (or 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 this invention. However, it is understood that it is possible to form coatings by methods such as physical vapor deposition and ion plating without any process improvements or modifications to the methods, and therefore it is also possible to use these methods. being considered. Other techniques such as sputtering and slurry sintering can also be considered. To specifically illustrate the present invention, a series of coatings hereinafter referred to as "6M" or 6M-type coatings for presentation purposes are:
The alloy of the present invention, i.e. essentially 4% Co, 8.5% Cr, 6% in nominal weight percentages within normal melting tolerances.
Al, 5%Ta, 4.5%W, 1.5%Re, 1.5%Mo, 0.9
% Hf, 0.01% B and 0.09% C, balance nickel and incidental impurities, were prepared for environmental testing purposes by low pressure plasma spraying onto flat and pin substrates. . Nickel-based superalloys consistent with U.S. Pat. No. 4,292,076, i.e., essentially on a weight basis, B in excess of the amount of impurities up to 0.02%, Re from 0 to 9%,
<0.8% Ti, 0-20% Cr, 0-10% Al, 3
~15% Ta, 0.1-1% C, 0-20% Co, 0
~20% W, 0-7% V, 0-10% Mo, 0
It consists of ~3% Cb, 0-3% Hf, 0-1.5% Zr, the remaining amount of nickel and incidental impurities, but in terms of weight it is approximately 0.01% B, 6.44% Re, 3.84% Cr,
5.34%Al, 11.37%Ta, 0.43%C, 3.8%Co, 4.33
%W, 3.01% Mo, balance nickel and incidental impurities (hereinafter referred to as "B" or B-type substrate for presentation purposes)
was prepared as the first substrate. 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 a range of about 1.5 to 4 was prepared as a second substrate. This nickel-based superalloy is hereinafter referred to as "N" or N-type substrate for presentation purposes. More specifically, the composition of the second substrate material is nominally by weight: 9.3% Cr, 7.5% Co, 37% Al, 4% Ta;
4.2% Ti, 1.5% Mo, 6% W, 0.5% Nb, residual amount of nickel and incidental impurities. For comparison, each of the B-type and N-type substrates described above was also provided with a typical coating conventionally used to increase the resistance of these types of substrates to environmental degradation. In this case, the chosen coating material is of the type described in U.S. Pat. No. 3,928,026.
NiCoCrAlY (Ni−23Co−18Cr−12.5Al−0.3Y)
It was hot. All NiCoCrAlY type coatings were applied using commercially available equipment using the physical vapor deposition (PVD) method described in the aforementioned US Pat. No. 3,928,026. Prior to the formation of the film, independently of the film,
The B type substrate was solution treated at 1273.9°C (2325〓) for 2 hours, and the N type substrate was solution treated at 1265.5°C (2310〓) for 2 hours. The method of forming the NiCoCrAlY type coating has already been described. The 6M coating was formed by the LPPD plasma spray method described above. For Type B substrates, a commercially available standard internally fed plasma spray gun and the processing parameters listed in Table 1 were used. For type N substrates, a commercially available standard externally fed plasma spray gun and the processing parameters listed in Table 1 were used.

【表】【table】

【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２〜８時間の第
１エージングとこれに続く898.9℃（1650〓）で
４〜16時間の第２エージングとからなる。この段
階で、被膜を「被膜したまま」の被膜と称する。
Ｂ型基体の組織はγ／γ′母材中に整列した共晶
（TaC）繊維強化相が存在する組織であり、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示した速度で用
いて、表に示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または６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（基体）酸化が始まる程度を被膜の貫
通として定義した。高熱腐食試験を926.6℃
（1700〓）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。 第表から、被膜としての本発明の合金が両方
の基体に対して、特にＢ型基体に対して良好な保
護をなすことがわかる。本発明の合金により与え
られる耐酸化性は、その組成全体の研究に基づい
て予想されるのより若干大きい。これらの予想外
の特性は、チタンの不存在および通常より僅かに
高いアルミニウム含量（６％）および適正なバラ
ンスの炭素および他の耐火金属と組合せたハフニ
ウムの存在による。この元素バランスが、空気に
露出されたとき保護性のアルミナスケールを形成
し維持するのを助ける。本発明の合金は、
NiCoCrAlYより高熱腐食抵抗が低いが、被膜と
しては高熱腐食に対して良好な環境からの保護を
達成する、即ちＢ型基体上で540時間以上の寿命
およびＮ型基体上で1000時間以上の寿命（試験を
破損前に終了）を呈する。Table: All coated substrates were subjected to post-spray heat treatment to optimize substrate properties. This heat treatment typically consists of a first aging at 1079.4°C (1975〓) for 2 to 8 hours, followed by a second aging at 898.9°C (1650〓) for 4 to 16 hours. At this stage, the coating is referred to as an "as-coated" coating.
The structure of the B-type substrate is a structure in which aligned eutectic (TaC) fiber reinforcing phases exist in the γ/γ′ matrix, and the structure of the N-type substrate is a structure in which γ′ precipitates exist in the γ matrix. It is. Table 1 shows the results of cyclic oxidation tests conducted on pin samples under the conditions shown using a natural gas flame at the speeds shown. The samples were rotated for uniform exposure and periodically removed from the flame once or six times per hour to cool the samples to approximately 426.6°C (800°C). Failure was defined as the extent to which (substrate) oxidation begins as penetration of the coating. 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. From the table it can be seen that the alloy of the invention as a coating provides good protection for both substrates, especially for Type B substrates. The oxidation resistance provided by the alloy of the present invention is slightly greater than would be expected based on a study of its overall composition. These unexpected properties are due to the absence of titanium and the presence of hafnium in combination with a slightly higher than usual aluminum content (6%) and the right balance of carbon and other refractory metals. This elemental balance helps form and maintain a protective alumina scale when exposed to air. The alloy of the present invention is
Although its high-temperature corrosion resistance is lower than that of NiCoCrAlY, the coating achieves good environmental protection against high-temperature corrosion, i.e., a life of more than 540 hours on type B substrates and a life of more than 1000 hours on type N substrates. The test was completed before damage occurred).

【表】 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区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
区域の合計が相互作用区域をなす。ＢおよびＮ型
基体上のNiCoCrAlYに[Table] The coated samples were evaluated metallographically to determine the range of interaction between the coating and the substrate. The results are shown in Table 1. That is, the table shows the extent of erosion and platelet formation areas after exposure to oxidation tests at the temperatures and times indicated, the sum of these areas forming the interaction area. NiCoCrAlY on B and N type substrates

【表】 ついてそれぞれ第３図および第７図に示すような
プレイトレツトは、被膜と基体との間の元素の相
互拡散、即ち被膜と基体との間の化学的不適合性
の結果生じる。プレイトレツトはその針状形態お
よび脆さ故に望ましくない。第３図および第７図
にも示されている侵食区域は、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。 第２図および第６図を見ると、被膜を形成した
まゝの状態で、6M被膜とＢ型基体または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図および第５図では、
NiCoCrAl被膜とＢ型基体およびＮ型基体との間
に僅かな相互作用区域が見られる。 第３図、第４図および第表を参照すると、酸
化試験において1148.9℃（2100〓）で500時間の
暴露後、NiCoCrAlY被膜とＢ型基体との間に相
互作用区域が形成され、これが6M被膜とＢ型基
体との間に形成された相互作用区域より約３倍深
いことがわかる。さらにNiCoCrAlY／Ｂの組合
せでは相互作用区域の約45％は有害なプレイトレ
ツト相よりなる。 同様に、第７図、第８図および第表を参照す
ると、酸化試験において1135℃（2075〓）で400
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、これは6M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、6M／Ｎの組み合せは約40％長い時間酸化試
験をうけているにもかゝわらず、約４倍深いこと
がわかる。NiCoCrAlY／Ｎの組み合せでは相互
作用区域の約70％は有害なプレイトレツト相より
なる。 拡散相互作用の減少と良好な環境提供との独特
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
および6M型合金の極めて厚い（約1.27cm（1/2イ
ンチ））被膜に行つた高温引張試験から、982.2℃
（1800〓）ではこれら材料の極限引張強さ
（UTS）がそれぞれ約48.23および206.7MPa（７
および30ksi）であり、1093.3℃（2000〓）では
これら材料のUTSがそれぞれ約20.67および
48.23Mpa（３および7ksi）であることが示され
た。6M型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
体との間の差より小さい。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、特にプレイトレツトを形成する傾向が
低いことと、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溶射法の変更は、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 1 Platolets, as shown in FIGS. 3 and 7, respectively, result from interdiffusion of elements between the coating and the substrate, ie, chemical incompatibility between the coating and the substrate. Plaitlets are undesirable because of their acicular form and brittleness. The eroded areas, also shown in FIGS. 3 and 7, are areas where γ' is diluted due to diffusion of elements from the substrate into the coating, leaving a weakened primarily γ matrix. Looking at FIGS. 2 and 6, it can be seen that substantially no interaction zone is observed between the 6M coating and the B-type or N-type substrate in the as-formed state. However, in Figures 1 and 5,
A small area of interaction is seen between the NiCoCrAl coating and the B-type and N-type substrates. Referring to Figures 3 and 4 and Table 1, in the oxidation test, after 500 hours of exposure at 1148.9°C (2100°C), an interaction zone was formed between the NiCoCrAlY coating and the Type B substrate, which was compared to the 6M coating. It can be seen that the interaction zone formed between the substrate and the B-type substrate is approximately three times deeper. Furthermore, in the NiCoCrAlY/B combination approximately 45% of the interaction area consists of the deleterious plaitolite phase. Similarly, referring to Figures 7 and 8 and the table, in the oxidation test, 400
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 6M coating and the N-type substrate, and the 6M/N combination is Despite being subjected to oxidation testing for about 40% longer, it is found to be about 4 times deeper. In the NiCoCrAlY/N combination, about 70% of the interaction area consists of the deleterious platelet phase. In addition to the unique combination of reducing diffusion interactions and providing a favorable environment, the alloy of the present invention
It also has higher high temperature strength than alloys. NiCoCrAlY
982.2°C from high temperature tensile tests performed on extremely thick (approximately 1.27 cm (1/2 inch)) coatings of Type 6M alloy.
(1800〓), the ultimate tensile strength (UTS) of these materials is approximately 48.23 and 206.7 MPa (7
and 30ksi), and at 1093.3°C (2000〓) the UTS of these materials is approximately 20.67 and
It was shown to be 48.23Mpa (3 and 7ksi). It is believed that the high strength of type 6M alloy leads to a significant improvement 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 inventive alloys to form interaction zones, particularly platelets, combined with the high strength and thermal expansion compatibility with the superalloy substrate makes the inventive alloys The 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 modifications to the plasma spray method required to form a fairly thick overlay of deposited metal, as opposed to a thin coating, are within the knowledge and skill of one of ordinary skill in the art of plasma spraying. be. 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.

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of the drawing]

第１図はＢ型ニツケル基共晶超合金基体に被覆
したまゝのNiCoCrAlY型被覆の金属組織を示す
200倍の顕微鏡写真、第２図は低圧プラズマ溶射
（LPPD）法によりＢ型基体に被膜として被覆し
たまゝの本発明の合金の金属組織を示す250倍の
顕微鏡写真、第３図は試料を毎時６回426.6℃
（800〓）に循環させるガス速度16.55ｍ／秒（マ
ツハ0.05）での酸化試験で1148.9℃（2100〓）で
500時間の暴露後の、Ｂ型基体上のNiCoCrAlY
型被膜の金属組織を示す200倍の顕微鏡写真、第
４図は第３図について記載したのと同じ酸化試験
で500時間の暴露後の、Ｂ型基体上の本発明の合
金の金属組織を示す500倍の顕微鏡写真、第５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500
倍の顕微鏡写真、第６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合金の金
属組織を示す500倍の顕微鏡写真、第７図は試料
を毎時６回426.6℃（800〓）に循環させるガス速
度16.55ｍ／秒（マツハ0.05）での酸化試験で
1135℃（2075〓）で400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200
倍の顕微鏡写真、そして第８図は第７図について
記載したのと同じ酸化試験で1135℃（2075〓）で
550時間の暴露後の、Ｎ型基体上の本発明の合金
の金属組織を示す200倍の顕微鏡写真である。 Figure 1 shows the metallographic structure of the NiCoCrAlY type coating on the B type nickel-based eutectic superalloy substrate.
Figure 2 is a 250x micrograph showing the metallographic structure of the alloy of the present invention coated as a film on a type B substrate by low-pressure plasma spraying (LPPD). Figure 3 is a 250x micrograph showing the sample. 426.6℃ 6 times per hour
(800〓) in an oxidation test at a gas velocity of 16.55 m/s (Matsuha 0.05) at 1148.9℃ (2100〓).
NiCoCrAlY on type B substrate after 500 hours of exposure
200x micrograph showing the metallography of the mold coating; Figure 4 shows the metallography of the alloy of the invention on a Type B substrate after 500 hours of exposure in the same oxidation test as described for Figure 3; A 500x micrograph, Figure 5 shows the metallographic structure of the NiCoCrAlY type coating on the N-type nickel-based single crystal superalloy substrate.
Figure 6 is a 500x micrograph showing the metallographic structure of the alloy of the present invention coated as a film on an N-type substrate by the LPPD method. In an oxidation test at a gas velocity of 16.55 m/s (Matsuha 0.05) circulating at
200 showing the metallographic structure of a NiCoCrAlY type coating on an N type substrate after 400 hours of exposure at 1135°C (2075〓)
Magnified micrograph, and Figure 8 shows the same oxidation test described for Figure 7 at 1135°C (2075〓).
Figure 2 is a 200x micrograph showing the metallographic structure of the alloy of the present invention on an N-type substrate after 550 hours of exposure.

Claims (1)

【特許請求の範囲】 １ 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、0.05〜
0.25％の炭素、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。 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、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、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、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、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 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、基板に高温酸化および
腐食抵抗性を付与する特許請求の範囲第１項乃至
５項のいずれかに記載の組成物。 ７ 上記基板がニツケル基超合金母材とこれに埋
設された整列繊維状モノカーバイド共晶強化相と
の複合物よりなり、上記基板が重量表示で不純物
量より多い量から0.02％までのホウ素、３〜15％
のタンタル、0.1〜１％の炭素、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。 ８ 上記基板がニツケル基超合金母材とこれに埋
設された整列繊維状モノカーバイド共晶強化相と
の複合物よりなり、上記基板が重量表示で不純物
量より多い量から0.02％までのホウ素、９％まで
のレニウム、0.8％未満のチタン、20％までのク
ロム、10％までのアルミニウム、３〜15％のタン
タル、0.1〜１％の炭素、20％までのコバルト、
20％までのタングステン、７％までのバナジウ
ム、10％までのモリブデン、３％までのニオブ、
３％までのハフニウム、1.5％までのジルコニウ
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６項記載の組成物。 ９ 上記基板が重量表示で0.01％のホウ素、6.44
％のレニウム、3.84％のクロム、5.34％のアルミ
ニウム、11.37％のタンタル、0.43％の炭素、3.8
％のコバルト、4.33％のタングステン、3.01％の
モリブデン、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。 １０ 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６項記載の
組成物。 １１ 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、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６項記載の組成
物。 １２ 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６項記載の組成物。 １３ 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５項のいずれかに記載の組成物。 １４ 上記基体がニツケル基超合金母材とこれに
埋設された整列繊維状モノカーバイド共晶強化相
との複合物よりなり、上記基体が重量表示で不純
物量より多い量から0.02％までのホウ素、３〜15
％のタンタル、0.1〜１％の炭素、＜0.15％のハフ
ニウム、残量のニツケルおよび付随的不純物より
なる特許請求の範囲第１３項記載の組成物。 １５ 上記基体がニツケル基超合金母材とこれに
埋設された整列繊維状モノカーバイド共晶強化相
との複合物よりなり、上記基体が重量表示で不純
物量より多い量から0.02％までのホウ素、９％ま
でのレニウム、0.8％未満のチタン、20％までの
クロム、10％までのアルミニウム、３〜15％のタ
ンタル、0.1〜１％の炭素、20％までのコバルト、
20％までのタングステン、７％までのバナジウ
ム、10％までのモリブデン、３％までのニオブ、
＜0.15％のハフニウム、1.5％までのジルコニウ
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１３項記載の組成物。 １６ 上記基体がニツケル基超合金母材とこれに
埋設された整列繊維状モノカーバイド共晶強化相
との複合物よりなり、上記基体が重量表示で0.01
％のホウ素、6.44％のレニウム、3.84％のクロ
ム、5.34％のアルミニウム、11.37％のタンタル、
0.43％の炭素、3.8％のコバルト、4.33％のタング
ステン、3.01％のモリブデン、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１３
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
びジルコニウムが実質的に存在せず、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１３項記
載の組成物。 １８ 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、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
ルコニウムが実質的に存在せず、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１３項記載の
組成物。 １９ 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１３項記
載の組成物。 ２０ 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１３
項記載の組成物。[Claims] 1 1 to 10% cobalt, 6 to 12% by weight
of chromium, 5-8% aluminum, 1-10% tantalum, 1-10% tungsten, 0.1-2%
hafnium, 0.005~0.1% boron, 0.05~
A composition for application to a nickel-based superalloy substrate consisting of 0.25% carbon, balance nickel and incidental impurities. 2 1-10% cobalt, 6-12% by weight
of 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, balance nickel and incidental impurities for application to a nickel-based superalloy substrate. 3 1-6% cobalt, 7-10% by weight
of chromium, 5-7% aluminum, 4-6% tantalum, 3.5-5.5% tungsten, 0.5-1.5
% hafnium, 0.005-0.025% boron, 0.005
A composition according to claim 1 comprising ~0.25% carbon, balance nickel and incidental impurities. 4 1-6% cobalt, 7-10% by weight
of 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~
A composition according to claim 2 comprising 0.25% carbon, 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, balance nickel and incidental impurities. 6. 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 5. 7. The substrate is made of a composite of a nickel-based superalloy matrix and an aligned fibrous monocarbide eutectic reinforcing phase embedded therein, and the substrate contains boron in an amount greater than the amount of impurities by weight up to 0.02%, 3-15%
of tantalum, 0.1-1% carbon, balance nickel and incidental impurities.
Compositions as described in Section. 8. The substrate is made of a composite of a nickel-based superalloy matrix and an aligned fibrous monocarbide eutectic reinforcing phase embedded therein, and the substrate contains boron in an amount greater than the amount of impurities by weight up to 0.02%, up to 9% rhenium, less than 0.8% titanium, up to 20% chromium, up to 10% aluminum, 3-15% tantalum, 0.1-1% carbon, up to 20% cobalt,
up to 20% tungsten, up to 7% vanadium, up to 10% molybdenum, up to 3% niobium,
7. The composition of claim 6 comprising up to 3% hafnium, up to 1.5% zirconium, balance nickel and incidental impurities. 9 The above substrate contains 0.01% boron by weight, 6.44
% Rhenium, 3.84% Chromium, 5.34% Aluminum, 11.37% Tantalum, 0.43% Carbon, 3.8%
7. The composition of claim 6 comprising % cobalt, 4.33% tungsten, 3.01% molybdenum, balance nickel and incidental impurities. 10 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
7. A composition according to claim 6, 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. 11 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. 5% aluminum, 5-15% cobalt, 3-12% tungsten, 2-6% tantalum, up to 10% rhenium, up to 2% niobium, up to 3% vanadium,
up to 2% hafnium, a balance of nickel and incidental impurities, substantially free of carbon, boron and zirconium, with an Al:Ti ratio ranging from 0.5 to 1 and a Cr:Al ratio of 1.5 7. The composition of claim 6 in the range from . 12 The above substrate is 9.3% chromium by weight, 7.5
% cobalt, 3.7% aluminum, 4% tantalum, 4.2% titanium, 1.5% molybdenum, 6%
7. A composition according to claim 6, comprising % tungsten, 0.5% niobium, the balance nickel and incidental impurities. 13. The composition according to any one of claims 1 to 5, which is welded to at least a portion of the outer surface of a nickel-based superalloy or nickel-based eutectic superalloy substrate integrally with the substrate as a thick overlay. thing. 14 The substrate is made of a composite of a nickel-based superalloy matrix and an aligned fibrous monocarbide eutectic reinforcing phase embedded therein, and the substrate contains boron in an amount greater than the amount of impurities by weight up to 0.02%, 3-15
14. The composition of claim 13 comprising % tantalum, 0.1-1% carbon, <0.15% hafnium, balance nickel and incidental impurities. 15 The substrate is made of a composite of a nickel-based superalloy matrix and an aligned fibrous monocarbide eutectic reinforcing phase embedded therein, and the substrate contains boron in an amount greater than the amount of impurities by weight up to 0.02%, up to 9% rhenium, less than 0.8% titanium, up to 20% chromium, up to 10% aluminum, 3-15% tantalum, 0.1-1% carbon, up to 20% cobalt,
up to 20% tungsten, up to 7% vanadium, up to 10% molybdenum, up to 3% niobium,
14. The composition of claim 13 comprising <0.15% hafnium, up to 1.5% zirconium, balance nickel and incidental impurities. 16 The base is made of a composite of a nickel-based superalloy base material and an aligned fibrous monocarbide eutectic reinforcing phase embedded therein, and the base has a weight of 0.01
% boron, 6.44% rhenium, 3.84% chromium, 5.34% aluminum, 11.37% tantalum,
Claim 13 consisting of 0.43% carbon, 3.8% cobalt, 4.33% tungsten, 3.01% molybdenum, balance nickel and incidental impurities.
Compositions as described in Section. 17 The substrate is composed 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, 3 ~5% aluminum, 5-15% cobalt, 3-12% tungsten, 2-6% tantalum, balance nickel and incidental impurities, substantially free of carbon, boron and zirconium. 14. The composition of claim 13, 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 substrate is composed 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, 3 ~5% aluminum, 5-15% cobalt, 3-12% tungsten, 2-6% tantalum, up to 10% rhenium, up to 2% niobium, up to 3% vanadium, up to 2% hafnium , residual amounts of nickel and incidental impurities, substantially free of carbon, boron and zirconium, with an Al:Ti ratio of 0.5.
to 1, and the Cr:Al ratio is 1.5 to 4.
14. The composition of claim 13, comprising: 19 The above-mentioned substrate consists of a nickel-based superalloy that can be cast as a single crystal by directional solidification, and this superalloy contains 9.3% chromium, 7.5% cobalt, 3.7% aluminum, 4% tantalum, and 4.2% by weight.
14. The composition of claim 13 comprising: % titanium, 1.5% molybdenum, 6% tungsten, 0.5% niobium, the balance nickel and incidental impurities. 20 Claim 13, 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.