JPH08505432A

JPH08505432A - 単結晶ニッケル・ベース超合金

Info

Publication number: JPH08505432A
Application number: JP6502649A
Authority: JP
Inventors: ギヤリイエルエリツクソン
Original assignee: キヤノンマスキーガンコーポレイシヨン
Priority date: 1992-06-29
Filing date: 1993-06-29
Publication date: 1996-06-11
Anticipated expiration: 2014-04-12
Also published as: EP0746634B1; CZ290913B6; ES2106973T3; ZA934378B; IL106040A0; DE69313207D1; AU662227B2; DE69320666D1; CA2099358A1; JPH07138683A; KR940005817A; EP0577316B1; ATE157126T1; EP0746634A4; CA2138672A1; DE69313207T2; DK0577316T3; JP2704698B2; BR9302682A; US5366695A

Abstract

(57)【要約】本発明は、高ストレス且つ約2030゜Ｆまでの高温条件のもとで用いられ、このような条件のもとでクリープに対して高められた抵抗力を特徴にする、単結晶鋳造生成物に関している。鋳造生成物は、重量に依るパーセントで次に示す要素、すなわち、6.2〜6.8％のレニウム、1.8〜2.5％のクロム、1.5〜2.5％のコバルト、8.0〜9.0％のタンタル、3.5〜6.0％のタングステン、5.5〜6.1％のアルミニウム、0.1〜0.5％のチタン、0.01〜0.1％のコロンビウム、0.25〜0.60％のモリブデン、0〜0.05％のハフニウム、0〜0.04％の炭素、0〜0.01％のホウ素、0〜0.01％のイットリウム、0〜0.01％のセリウム、0〜0.01％のランタン、0〜0.04％のマンガン、0〜0.05％の珪素、0〜0.01％のジルコニウム、0〜0.001％の硫黄、0〜0.10％のバナジウム、およびバランスのとられたニッケルと付随する不純物から基本的に構成するニッケル・ベース超合金から製作されている。超合金は約1.65未満の相安定指数ＮV3Bを有している。

Description

【発明の詳細な説明】単結晶ニッケル・ベース超合金発明の背景１．発明の分野本発明は、単結晶ニッケル・ベース超合金、特に、高ストレスで高温条件のもとで改良型ガス・タービン・エンジンに使用するための単結晶ニッケル・ベース超合金と其れらから製作される素材に関する。２．従来技術の説明単結晶素材の金属温度とストレス特性に於ける長年にわたる改善は、たゆまざる単結晶超合金の開発だけでなく、鋳造工程とエンジン応用技術の発展を導いた。これらの単結晶超合金の素材は、ガス・タービン・エンジンの高温部に見受けられる回転および固定タービン・ブレードを含んでいる。しかし、ガス・タービン・エンジンの設計目標は、この数10年間に於いて同じ状態のままである。これらの目標として、エンジン動作温度と回転速度と推力／重量比率と燃料効率とエンジン構成部品の耐久性と信頼性を高める願望がある。単結晶構成部品の鋳造のための合金の基本技術はアメリカ特許No.3,494,709 ,4,116,723,4,209,348に記載されている。開発研究の結果として、前述の特許に記載されている超合金より実質的に改良された、第１世代のニッケル・ベースの超合金が製作された。しかし、これらの第１世代のニッケル・ベース超合金はレニウムを含有していなかつた。Cannon-Muskcgon Corporation、本出願の譲受人が製作したＣＭＳＸ-2合金およびＣＭＳＸ-3合金と市場で呼ばれる、このような第１世代のニッケル・ベース超合金の例が、アメリカ特許No.4,582,548に記載されている。更なる開発研究の結果として、改良されたクリープ強度／クリープ歪速度を有する第２世代のニッケル・ベース超合金が製作された。これらの第２世代のニッケル・ベース超合金は、約３重量パーセントの適度なレニウム成分を含有している。このような第２世代のニッケル・ベース超合金の例が、アメリカ特許No.4,643,782に記載されている。この特許は2.8〜 3.2重量パーセントの範囲でレニウム成分を含有する特殊のニッケル・ベース組成を含んでいる、ＣＭＳＸ-4合金と市場で呼ばれる、超合金を開示している。本発明は、高い全体的な耐熱性要素（W+Re+Mo+Ta）成分と改良された機械的特性を有する、次世代のニッケル・ベース超合金を提供する。単結晶素材は、構成要素の樹木のように成長するパターンまたはブレード積層軸と平行する低い係数（001）の結晶方向を有して一般的に製作される。（001 ）方向に成長される面心立法（FCC）超合金単結晶は、特に優れた耐高温疲労性を通常の鋳造素材に与える。これらの単結晶素材は粒界を有していないので、炭素やホウ素やジルコニウムのように、粒界強化材のない合金設計が可能になる。これらの要素は合金融点低下材なので、それらの合金設計からの低下は、更に完全なガンマ初期溶解と微細構造の均質化が方向的に固定された（DS）円柱状粒子と通常の鋳造材料に相応して達成されるので、高温の機械的強度を実現できる可能性を高くする。それらの低下は更に高い初期溶融温度も可能にする。これらのプロセスの利点は、多面構造の合金設計方式が行われない限り必ず実現されないわけでない。合金は、斑点状の亀裂や偽粒子や再結晶のような異常生成物を鋳造する傾向を防止するように設計されなければならない。そのうえ、合金は、ほぼ完全なガンマ初期溶解とするために、適切な熱処理ウインドウ（合金のガンマ初期溶解と初期融点の間の数字的な違い）を与えなければならない。同時に、合金の組成的なバランスは、ガス・タービン・エンジンに於ける動作に必要な技術特性の的確な混合を与えるように設計されるべきである。ガス・タービン・エンジンの設計者が一般的に重要と考えて選択する特性として、高温クリープ破断強度、耐熱機械的疲労性、耐衝撃性にプラスして耐高温腐食性と耐酸化性が考えられる。合金設計者は、既知の超合金の組成的バランスを調整することに依って、これらの設計特性の１つまたは２つの改善を試みることができる。しかし、２つ以上の設計特性を改善することは、残りの特性を大幅に或いは大規模に犠牲にしないと非常に難しい。本発明の独創的な超合金は、ガス・タービン・エンジンの高温部に於ける動作に適した単結晶素材を生成する際に使用するために必要な特性に関して優れた混合を与える。発明の要約本発明は、次に示す要素を重量に依るパーセントで含有するニッケル・ベース超合金に関している、すなわち、約5.0〜約7.0％のレニウムと、約1.8〜約4.0 ％のクロムと、約1.5〜約9.0％のコバルトと、約7.0〜約10.0％のタンタルと、約3.5〜約7.5％のタングステンと、約5.0〜約7.0％のアルミニウムと、約0.1〜約1.2％のチタンと、約0〜約0.5％のコロンビウムと、約0.25〜約2.0％のモリブデンと、約0〜約0.15％のハフニウムと、バランス・ニッケルにプラスして付随する不純物を含有していて、超合金は約2.10未満の相安定指数ＮV3Bを有している。好都合に、この超合金の組成は、約0〜約0.04％の炭素と、約0〜約0.01％のホウ素と、約0〜約0.01％のイットリウムと、約0〜約O.01％のセリウムと、約0 〜約0.01％のランタンから（パーセンテージは重要パーセント）更に構成されることができる。付随する不純物はできるだけ最小限に保たれるべきであるが、超合金は、約0〜約0.04％のマンガンと、約0〜約0.05％の珪素と、約0〜約0.01％のジルコニウムと、約0〜約0.001％の硫黄と、約0〜約0.10％のバナジウムから構成されることもできる。全てのケースに於いて、基本要素はニッケルである。更に、この超合金は、約1.85未満の相安定指数ＮＶ3Bと、約1.8〜約3.0％のクロム成分と、約5.5〜約6.5％のレニウム成分と、約2.0〜約5.0％のコバルト成分を好都合に備えている。本発明は、高ストレスで、特に約2030゜Ｆまでの高温条件のもとで、耐クリープ性を高めた超合金を提供する。或る推奨実施例に於いて、本発明は、このような条件のもとで高められた耐クリープ性を特徴にし、高ストレスで且つ2030゜Ｆまでの高温条件のもとで用いられる、単結晶鋳造に関している。この実施例に於いて、鋳造は、重量に依るパーセントで次の要素から基本的に構成するニッケル・ベース超合金から製作される。すなわち、それは、6.2〜6.8％のレニウム、1.8〜2.5％のクロム、1.5〜2.5 ％のコバルト、8.0〜9.0％のタンタル、3.5〜6.0％のタングステン、5.5〜6.1％のアルミニウム、0.1〜0.5％のチタン、0.01〜0.1％のコロンビウム、0.25〜0.60％のモリブデン、0〜0.05％のハフニウム、0〜0.04％の炭素、0〜0.01％のホウ素、0〜0.01％のイットリウム、0〜0.01％のセリウム、0〜 0.01％のランタン、0〜0.04％のマンガン、0〜0.05％の珪素、0〜0.01％のジルコニウム、0〜0.001％の硫黄、0〜0.10％のバナジウム、バランス・ニッケルにプラスして付随する不純物を含有し、超合金は約1.65未満の相安定指数ＮV3Bを有している。単結晶素材は本発明の超合金から的確に製作されることができる。素材はタービン・エンジンに適した構成要素になり、特に、構成要素はガス・タービン・ブレードまたはガス・タービンの羽根になることができる。本発明の超合金の組成は、希望された特性の独創的な混合を結果として生成する、特にバランスのとれた合金の化学的特性を有している。これらの特性として、適度なサイズのブレードと羽根の構成要素に適した卓越した単結晶構成要素の鋳造性、適切な鋳造構成要素溶解性、単結晶鋳造構成要素の再結晶化に対する卓越した抵抗力、約2030°Ｆに対する特に高いクリープ破断強度、特に優れている平滑およびノッチ低いサイクルの疲労強度、非常に優れている高サイクル疲労強度、高い衝撃強度、非常に優れている剥きだし時の耐高温腐食性、非常に優れている剥きだし時の耐酸化性、適切な表面処理性、相幾何学的に閉じられて囲われている（TCP）相と呼はれる好ましくない壊れやすい相に対する抵抗力のような適切な微細構造の安定性が考えられる。従って、本発明の目的は、希望された特性の独創的な混合を有する、超合金の組成と其れから製作された単結晶素材を与えることにある。本発明の更なる目的は、高ストレスで且つ約2030°Ｆまでのような高温条件のもとで、改善されたガス・タービン・エンジンで使用するための超合金と其れから製作された単結晶素材を与えることにある。本発明のこれら及び他の目的と長所は、推奨実施例の次に示す説明を参照すると当業者に明らかになると思われる。図面の簡単な説明図１は、本発明の合金の或る実施例と２つの従来技術の合金に対して、117 時間実施された高温腐食試験結果の図表であり、図２は、本発明の合金の別の実施例と従来技術の合金に対して、144時間実施された高温腐食試験結果の図表であり、図３は、本発明の２つの実施例と３つの他の合金に対して2012°Ｆで実施された試験の剥きだしの合金の酸化データのグラフに依る比較であり、図４は、本発明の２つの実施例と３つの他の合金に対して1886°Ｆで実施された試験の剥きだしの合金の酸化データのグラフに依る比較であり、図５は、本発明の２つの実施例と２つの他の合金に対して1742°Ｆで実施された試験の剥きだしの合金の腐食データのグラフに依る比較であり、図６は、本発明の４つの実施例と２つの他の合金に対して1742°Ｆで実施された試験の剥きだしの合金の腐食データのグラフに依る比較であり、推奨実施例の説明本発明のニッケル・ベース超合金は次に示す要素を重量に依るパーセントで含有している。レニウム約5.0〜7.0 クロム約1.8〜4.0 コバルト約1.5〜9.0 タンタル約7.0〜10.0 タングステン約3.5〜7.5 アルミニウム約5.0〜7.0 チタン約0.1〜1.2 コンビニウム約0 〜0.5 モリブテン約0.25〜2.0 ハフニウム約0 〜0.15 ニッケルに不純物をプラスバランスこの超合金の組成は約2.10未満の相安定指数ＮV3Bも有している。更に、本発明は、希望された特性の独創的な混合に結果としてなる非常にバランスのとれた合金の化学的特性を有している。これらの特性として、従来技術の単結晶超合金と比べると高められたクリープ破断強度、単結晶構成要素の鋳造性、鋳造構成要素の溶解性、再結晶化に対する単結晶鋳造構成要素の抵抗力、疲労強度、衝撃強度、剥きたし時の高温腐食抵抗力、剥きだし時の耐酸化性、構成要素の表面処理性、高ストレスで且つ高温条件のもとでのTCP相生成に対する抵抗力を含めた微細構造の安定性が考えられる。従来技術で周知の従来のニッケル・ベース超合金と違って、本発明の超合金は僅かのクロムと僅かのコバルトと多量のレニウム成分を含有している。クロムは重量で約1.8〜4.0％である。好都合に、クロム成分は重量で約1.8〜3.0％である。このクロム成分は、従来技術の単結晶ニッケル・ベース超合金に一般的に見受けられる場合より大幅に低い。この超合金の場合、クロムは、それが合金の酸化力を助長する恐れもあるが、耐高温腐食性を与える。タンタルとレニウムは耐高温腐食性を高めるようにするが、アルミニウムは適切な耐酸化性を十分に与えるレベルで存在するので、比較的微量のクロムの添加だけで、この合金に効果的に作用する。合金のガンマ初期溶解度を下げるほかに、クロムは、Cr,Re,Wが豊富なTCP相の生成に関与するので、これらの組成に従ってバランスがとれていなければならない。コバルト成分は重量で約1.5〜9.0％である。好都合に、コバルト成分は重量で2.0％〜5.0％である。このコバルト成分は従来技術の単結晶ニッケル・ベース超合金に一般的に見受けられる場合より低い。この超合金の場合、コバルトは、それが其の初期融点に一般的に影響せずに合金のガンマ初期溶解度を下げる作用を示すので、適切な熱処理ウインドウを与えるように支援する。レニウム含有合金は、高められた固体溶解度と相安定性を促すために、本発明より遥かに多量のコバルト成分を含有して一般的に設計されている。しかし、本発明の超合金は、ごく微量のコバルト成分が、TCP相生成の制御を含めて、最適化された相安定性を希望通りに与えることを可能にすることを、意外に思うほど示している。レニウム成分は重量で約5.0〜7.0％であり、好都合に、レニウムは重量で5. 5％〜6.5％の量で存在する。本発明の超合金のレニウムの量は従来技術の単結晶ニッケル・ベース超合金のレニウム成分より遥かに多い。更に、本発明の超合金は、高められたレベルの耐熱性要素の成分、例えばW+Re+Mo+Taを含有して一般的に設計されている。タングステンの成分は重量で約3.5〜7.5％であり、好都合にタングステンの量は重量で3.5％〜6.5％である。タングステンは、それが効果的な固溶体強化剤になり且つガンマ初相の推進に貢献するので添加される。更に、タングステンは、合金の初期融点を高める際に効果的に作用する。これらの超合金に添加されるタングステンの量は添加されるレニウムの量とバランスがとれている。何故ならば、それらは共に単結晶インベストメント鋳造工程中に於ける“ 斑点”異常の生成に関与するからである。それらは共にTCP相生成の傾向にも強く影響する。タングステンと同様に、レニウムは合金の初期融点を高める際にも効果的に作用する。しかし、レニウムは高められた温度クリープ破断に関してタングステンやモリブデンやタンタルより更に効果的な推進剤になるので、レニウムが的確に添加される。更に、レニウムは、この合金の耐高温腐食性に関して優れた抵抗力を示す。更に、レニウムはガンマ・マトリクスの区分けに強く関与し、それは高温で高ストレスの条件のもとでガンマ初期粒子の成長を遅くする際に効果的に作用する。鋳造性のためにレニウムとタングステンのバランスを要求するほかに、W+Reは、TCP相生成の最小限化に合致するレベルで設定されなければならない。一般的に、このような材料に現れるTCP相はクロムとタングステンとレニウム成分に多く、レニウムは最も大きな比率で現れる。従って、慎重なRe／W比の制御が、TCP相生成の傾向を制御するために、この合金で必要になる。モリブデンの成分は重量で約0.25〜2.0％である。好都合に、モリブデンは重量で0.25％〜1.5％の量で存在する。モリブデンは優れた固溶体強化剤であるが、それはタングステンやレニウムやタンタルほど効果的でない。しかし、合金の密度は常に設計検討項目になり且つモリブデンの原子は他の固溶体強化剤より軽いので、モリブデンの添加は、本発明の組成に於ける全体的な合金密度の制御を支援する手段となる。タンタルの成分は重量で約7.0〜10.0％であり、好都合にタンタルの成分は重量で8.0％〜10.0％である。タンタルは、ガンマ初期粒子強度を向上し固体溶解を推進する手段に依り、この合金の強度に対する重要な貢献要素になる（タンタルもガンマ相を区分けする）。この合金の場合、タンタルは、それがTCP相生成に関与しないので、比較的高い濃度で使用できる。そのうえ、タンタルは、それが単結晶鋳造工程に於ける“斑点”異常生成を防止することを支援するので、この組成に於いて魅力的な単結晶合金になる。タンタルは、それがこの合金のガンマ初期溶解を高める傾向を示し、なおかつ、それは優れた合金の耐酸化性と耐高温腐食性をアルミニウム・コーティングの耐久性と共に向上する際に効果的に作用するので、この組成に於いても優れている。アルミニウムの成分は重量で約5.0〜7.0％である。更に、この組成で存在するアルミニウムの粒子は好都合に重量で5.3％〜6.5％である。アルミニウムとチタンはガンマ初相を有する主な要素である。これらの要素は、適切な合金鋳造性と溶解熱処理性と相安定性と高い機械的強度を達成する意図に合致する割合と比率で、この組成に於いて添加される。アルミニウムは、耐酸化性を十分に与える比率で、この合金にも添加される。チタンの成分は重量で約0.1〜1.2％である。好都合に、チタンは重量で0.2 〜0.8％の量で、この組成に存在する。チタンは合金の耐高温腐食性に対して一般的に有効に作用するが、それは耐酸化性と合金の鋳造性と溶解熱処理に対する合金の対応性に関してはマイナスに作用する。そこで、チタン成分は、この組成に関して指示された範囲内で維持されなければならない。コロンビウム成分は重量で約0〜0.5％であり、好都合にコロンビウム成分は重量で0〜0.3％である。コロンビウムはガンマ初相生成要素であり、それは本発明のニッケル・ベース超合金の効果的な推進剤になる。一般的に、しかし、コロンビウムは合金の酸化と高温腐食特性にとって好ましくないので、本発明の組成に対する其の添加は最小限にされる。更に、コロンビウムは炭素をゲッターを用いて除去するために本発明の組成に添加されるので、これは非最適化真空溶解熱処理手順中に組成表面に化学吸着で吸収できる。任意の炭素の抽出は、コロンビウム・カーバイドをチタンまたはタンタル・カーバイドの代わりに生成する傾向を示すので、この合金に於ける、ガンマ初相または固体溶解あるいはその両方の推進のために、チタンまたはタンタルあるいはその両方に関して最大の比率を確保できる。ハフニウムの成分は重量で約0〜0.15％であり、好都合にハフニウムは重量で0.02〜0.05％の量で存在する。ハフニウムは、コーティングの接着を支援するために、この組成に相応して僅かの比率で添加される。ハフニウムはガンマ初相を一般的に区分けする。本発明の超合金組成のバランスはニッケルと付随する不純物の僅かの量から定められる。一般的に、これらの付随する不純物は製品の工業プロセスから入り、それらは組成に於いて最小限に保持されるので、それらは超合金の優れた特徴に影響しない。例えば、これらの付随する不純物は、マンガン重量で約0.04％まで、珪素重量で約0.05％まで、ジルコニウム重量で約0.01％まで、硫黄重量で約 0.001％まで、バナジウム重量で約0.10％まで含有できる。指示された量を越える、これらの不純物の量は、最終的な合金特性に悪い影響を与えると考えられる。そのうえ、超合金は、随意、炭素重量で約0〜0.04％、ホウ素重量で約0〜0. 01％、イットリウム重量で約0〜0.01％、セリウム重量で約0〜0.01％、ランタン重量で約0〜0.01％含有できる。本発明の超合金は組成を前述の指定された範囲内で含有するだけでなく、それは約2.10未満の相安定指数ＮV3Bも有している。好都合に相安定指数ＮV3Bは 1.85未満であり、好ましくは相安定指数ＮV3Bは1.65未満である。当業者が認めるように、ＮV3Bはニッケル・ベース合金電子の空格子TCP相制御要因計算に関するＰＷＡＮ-35方式に依って定義される。この計算は次のようにして行われる。式１原子パーセントに対する重量パーセントの変換：電子ｉの原子パーセント＝pi＝ ^Wi/Ai Ｘ100 Σi（Wi/Ai）ここで：Wi＝電子ｉの重量パーセント Ai＝電子ｉの原子パーセント式２連続するマトリクス相に存在する各々要素の量の計算：式３原子構造因子を前述の式１と２から用いてＮV3Bの計算：ここで、ｉ＝順に各々個々の要素 Nii＝マトリクスの各々要素の原子構造因子（Nv）i＝各々要素の電子の空格子No．この計算は、（1968年に）超合金の構造安定性に関する国際会議の第１部で発表された、H．J.MurphyとC．T．SimとA．M．Bcltranに依る“訂正されたPHACOＭP ”という名称の技術論文に詳細に例示されていて、その開示はここで引例に依って包合されている。当業者が認めるように、本発明の超合金の相安定指数は、重要であり、なおかつ、高温で高ストレスの条件のもとで希望された特性に対して安定した微細構造と性能を与えるために、指示された最大値より小さくなければならない。相安定指数は、技術に習熟した当事者が本課題に関係するば経験から決定できる。本発明の超合金は、タービン・エンジンの構成部品のような、単結晶素材を適正に製作するために使用できる。好都合に、この超合金は、このような条件、特に約2030°Ｆまでの高温条件のもとでクリープに対して高められた抵抗力を特徴にして、高ストレスで且つ高温の条件のもとで使用される単結晶鋳造を製作するために用いられる。更に、本発明は、ＣＭＳＸ-4超合金のように、類似の従来技術の素材と比べると、約2125°Ｆ以上の高ストレスで高温の条件のもとでクリープに対して高められた抵抗力を備えていると確信される。この超合金は単結晶を含有する高い強度の鋳造性を要求する任意の目的のために使用できるが、その特別の用途は、ガス・タービン・エンジンに適した単結晶ブレードと羽根の鋳造にある。この合金は溶解熱処理中の構成部品再結晶化に対する独特の抵抗力を備えているが、それは、改善された技術の多重ピース鋳造接着単結晶の翼を製作する時に必要となる重要な合金特性と考えられている。そのうえ、この超合金は、通常工程の鋳造の適切なサイズのタービン翼を複雑な冷却通路を備えて製作するために必要と考えられる合金鋳造特性も与える。この超合金の主な用途は航空機のタービン・エンジンにあるが、この合金の特殊な高性能の特性を要求する固定エンジンの応用事例もある。これは非常に厳しいクリアランスを有する性能特性を要求するタービン・エンジンの特別のケースであり、許容クリープの大きさを実質的に制限することになる。高性能の特性を開発するために設計されたエンジンは更に高い構成部品の温度で普通は作動されるので、クリープの問題も増加する。一般的に、１％を越えるクリープは、これらのケースで許容されないと考えられる。従来技術の合金の既知の状態のクリープ特性は、作動温度、従って最大性能特性を制限する。本発明の超合金は、特に2030°Ｆまでの高ストレスで高温の条件のもとでクリープに対する高められた抵抗力を備えている。本発明の組成から製作された単結晶構成部品は、従来技術で周知の任意の単結晶鋳造技術に依って製作できる。例えば、種結晶プロセスやチョーク・プロセスのような、単結晶方向固体化プロセスが使用できる。本発明の超合金から製作された単結晶鋳造は、これらの合金のクリープ破断特性を最適化するために、高温エージング熱処理に効果的に晒される。本発明の単結晶鋳造は、約1950°Ｆ〜約2125°Ｆの温度で約1〜約20時間エージングされる。好都合に、本発明の単結晶鋳造は、約2050°Ｆ〜約2125°Ｆの温度で約1〜2 0時間エージングされる。しかし、当業者が認めるように、エージングに最適のエージング温度と時間は超合金の高精度の組成に左右される。本発明は、希望された特性の独創的な混合を含有する超合金の組成を提供する。これらの特性として、特に適度なサイズのブレードと羽根の構成部品に適した卓越した単結晶構成部品の鋳造性、卓越した鋳造構成部品の溶解性、単結晶鋳造構成部品の再結晶化に対する卓越した抵抗力、約2030°Ｆに対して特に高いクリープ破断強度、特に優れている低いサイクルの疲労強度、特に優れている高いサイクルの疲労強度、高い衝撃強度、非常に優れている剥きだしの耐高温腐食性、非常に優れている剥きだしの耐酸化性、適切な構成部品の表面処理性、好ましくないTCP相の生成に対する抵抗力のような微細構造の安定性が考えられる。前述のように、この超合金は、特性の独創的な混合が保持される場合、任意の或る要素の極く僅かの許容公差をもつ高精度の組成を備えている。更に明確に本発明を図示し且つ発明の特許請求される範囲に属さない代表的な超合金との比較を行うために、次に示す事例が記載される。次に示す事例は、発明の図解として且つ他の超合金と素材との其の関係として記載されていて、その範囲を制限するものとして構成されていない。事例大多数の超合金試験材料は、組成のバラツキと範囲について本発明の超合金を調べるために用意された。一部の合金組成は、本発明の特許請求範囲を外れて試験され報告されているが、発明の理解を支援する趣旨のもとで記載されている。これらの試験された素材の代表的な合金の化学的特性は、次に示す表１に報告されている。第３世代の単結晶合金の改善は、本発明の超合金の組成変動を調べるために、実験的な組成のシリーズを定義して評価することから始まった。クリープ破断強度の向上が当初の開発の主な目標であり、強度の向上を基本概念とする有用な技術特性の組み合わせを与える要素的なバランスを示すことが其の目標であった。初期の素材は、類似の従来技術の組成に存在するより高いレベルの耐熱性の要素とガンマ初相生成要素の活用性について調べられた。表１に図示されるように、合金のクロム成分は合金の安定性を改善するために減少された。固体の溶解度を高めるために最初は必要と考えられたコバルト成分は、大幅に減少された。耐熱性要素成分（W+Re+Mo+Ta）は変更されたが、主なガンマ初相関与要素の総和（Al+Ti+Ta+Cb）も変えられた。合金のRe成分は通常レベルで最初は調べられたが、Reレベルは上昇されたことが分かった。標準ＮV3Bの計算は各々合金の相安定指数の予測を支援する初期合金設計段階で実施され、その数値は或る合金組成から別の組成に変わっていた。一部の合金は製品タイプ手順を用いて製作された。これらの合金は、合金ごとに約200〜300 Ibs．の棒製品を生じる、Cannon-Muskcgon Corporation V-1炉で真空誘導溶融された（次の表２を参照）。表２に報告されているように、各々組成的な反復量は、真空インベストメント鋳造に依って試験棒と試験ブレードに相応して製作された。溶解熱処理手順は３″と６″の直径の管状炉で研究所で設定された。ガンマ初相エージング処理も研究所で行われた。前述の表１に報告されている全ての他の試験片は、希望された組成を得るために必要な処女要素添加に依り基本合金棒材を混合して製作された。混合は、試験棒とブレードの製作中に行われた。基本合金棒材にプラスした処女添加は、鋳造炉の溶融るつぼと、且つ適切なシェル・モールドに注入する前に均質化される浴槽に置かれた。合金の主な化学特性と試験棒／ブレードの化学特性の間の好ましい関係が定常的に達成されたと確信される（次の表３を参照）。ＣＭＳＸ-10Ｄ試験片（表１を参照）の場合、高品質の処女要素添加が真空溶融され、精製された材料が2″直径の棒に注入された。順に、最終的な棒は、単結晶試験捧／ブレード試験片をインベストメント鋳造に依って製作するために用いられた。インベストメント鋳造工程に於ける主な変動は、試験棒斑点生成の変動レベルと２次的な樹枝状結晶アーム空間と達成された特性が明らかになったので、試験片製作中に発生したことが明らかだった。溶解処理に対応する派生合金（次の表４に報告）は、合金組成と試験片の両方の品質の関数で変動していた。合金反復のために開発された熱処理が次の表４に報告されている。十分なガンマ初期溶解が各々材料に要求されたが、この目標は全体的に達成されなかった。１次ガンマ初相エージングは、更に好ましいガンマ初相粒子サイズと配置にするために行われた。２次ガンマ初相エージングは、これらの試験片の１次ガンマ初相粒子間のマトリクス・チャンネルの内部に位置する超微細ガンマ初相析出物とともに通常のマトリクス・ガンマ初相の析出を効果的にするために行われた。十分に加熱処理された試験棒はクリープ破断について試験された。試験片は、機械加工されて、ASTM標準比例試験片寸法に相応して低いストレスで砕かれた。試験片は、標準ＡＳＴＭ手順に従って、種々の条件の温度とストレスのもとでクリープ破断について試験された。ＣＭＳＸ-10Ａ合金設計の重要な要因は高いRe成分に対するシフトだった。同時に、W、Cr、Ta、他のガンマ初相推進剤も、希望された合金特性と特質を与えるようにバランスがとられた。合金の高いReレベルは、ＣＭＳＸ-10Ａ試験片に対して次の表５に報告されている結果が示すように、全体的な試験条件に於いて大幅に改善されたクリープ破断強度を示していた。この合金の失敗した破断試験片の微細構造についての検討は、TCP相の析出が各々クリープ破断試験、特に1900°Ｆ以上の試験で発生したことを示していた。ＮＶ3B相安定指数の計算は、合金の安定性、発明の高温クリープ強度を効果的に予測する貴重なツールになることを明確に示していた。ＣＭＳＸ-10Ａ試験片のＮV3B指数は2.08だったので、ＣＭＳＸ-10Ｂは2.02 レベルに設計された。これは、合金のCr成分の更なる減少とCoとW+Reレベルの類似の減少に依って達成された。Wは、Reが固体溶解で更に効果的なので、この試験片のRcより多量に減少された。そのうえ、ガンマ初相に対するＷ関与の或る損失が予想されたが、それは、この組成のTa成分に対する適度な増加に依って十分に補われた。これらの変更は、1800°Ｆで更に改善されたクリープ強度を示すＣＭＳＸ-10Ｂ合金試験片を結果として生じていた。次に報告される表６は、３つの試験片が 961時間の平均寿命を達成し、1.0％のクリープが平均724時間で発生することを示していた。しかし、TCP相は更に高温で現れたことが観察された。約97〜98％のガンマ解だけで、合金の機械的特性と微細構造の均質化を最適にするには不十分だったＣＭＳＸ-10ＡとＣＭＳＸ-10Ｂ素材に於いて達成された（表４を参照）。高いレベルのガンマ初期溶解の達成は、従って、微細構造の安定性を1900°Ｆを越える温度で改善する課題に於いて同じ優先順位を有することになった。合金で生成するTCP相に関して疑問のある組成を確認するために、針晶を有するＣＭＳＸ-10Ｂ試験棒の走査型電子顕微鏡(ＳEM）波長分散Ｘ線（WDX）分析か行われて、合金のガンマとガンマ初期組成と比較された。結果から、次の表７に報告されているように、針晶がCrとWとReに多量に存在することが確認された。計算されたＮV3B指数はＣＭＳＸ-10Ｃに対して1.90でＣＭＳＸ-10Ｄに対して1.95だった。Rcは約５％に保持されたが、Wはこれらの試験片に於ける安定性を改善するために更に減少された。合金Taは、それがTCP生成に関与せず且つTa/ W比が改善されたので増加された、そこで、これは合金の鋳造性を支援することになった。クロムは-10Ｃ試験片で減少されたが、高温腐食の観点からCrレベルの安定性を決定する機会を与えるために-10Ｄ試験片では4.0％に増加された。Co は両方の素材で-10Ｄ試験片で大幅に減少されたが、AlとTiレベルも更に完全なガンマ初期溶解の達成を支援するために減少された。２つの試験片のクリープ破断結果が各々表８と９に報告されている。-10Ｄ合金試験片は十分なガンマ初期溶解度を示す（ＣＭＳＸ-10Ｃの99.〜99.5％と逆に）ことが観察されたが、低い Al+Tiレベルを必要とした、Cr成分の多い合金は、ＣＭＳＸ-10Ｃの場合より低い特性に影響を示していた。しかし、両方の素材は改善された合金の安定性と更に高い温度特性を示していたので、合金の低温と高温のクリープ応答のバランスをとる試みは好ましい成果を示していた。合金の低いCr成分の許容性が、1650°Ｆ、１％硫黄、10ppm海水塩水条件のもとで実施された特に過酷な短時間バーナー・リグ高温腐食試験から確認された。図１と２は、各々ＣＭＳＸ-10ＣとＣＭＳＸ-10Ｄ試験片に対して117と144時間で実施された試験の結果を示している。両方のケースで、素材はＭＡＲＭ247- タイプの素材と類似の状態を示したので、低いCr合金設計概念の的確性が確認できた。前述の結果から、別のシリーズの合金ＣＭＳＸ-10Ｅ，-10Ｆ，-10Ｇ，-10Ｈ，-10Ｉ，-12Ａが設計され製作されて検討された。合金は、4.8〜6.3％の範囲の Reレベル、2.2〜3.0％のCrレベル、4.7〜7.6％のCoレベルと、鋳造性を保持し溶解性を改善して相安定性を改善するためにバランスのとられた残りの部分について調べられた。ＮV3B指数は1.81〜1.89の範囲だった。シリーズの１つＣＭＳＸ-10Ｆは0.02％Ｃと0.02％Ｂだった。これらの添加は、鋳造生成物を改善するために観察された、且つ単結晶鋳造素材の方向性に関して更に調和のとれた制御にも役だったと思われる。しかし、融点低下剤ＣとＢは、溶解熱処理に対する試験片の対応性を制限した。ＣＭＳＸ-10Ｆクリープ破断特性が次の表10に報告されている。ＣＭＳＸ-10Ｅ，Ｇ，Ｈ，ＩにプラスしたＣＭＳＸ-12Ａクリープ破断試験片の結果が、各々、次の表11，12，13，14，15に報告されている。結果は、特に優れた強度を低温で保持しながら、1900°Ｆを越える温度で合金クリープ破断強度に対する一般的な改善を示している。１次ガンマ初期エージング処理を変えることが、開発活動の大半を1975°Ｆで長い浸透時間かけて最適化されたガンマ初期サイズと配置を得る（表４を参照）ことに集中して調べられた、何故ならば、高い温度エージング処理がエージング・サイクル中のTCP相の生成を加速するからである。 1975°Ｆに於ける10〜21時間の浸透時間は、それらが約0.5μｍの形状の平均ガンマ初期粒子を与えたので大成功であった。しかし、高温に於ける短時間の１次ガンマ初期エージングは、更に安定な微細構造が形成されると、更に現実的になると考えられた。微量化学的なSＥＭＷＤＸ針晶粒子分析が失敗したＣＭＳＸ-10Ｇクリープ破断試験片上で実施された。1976°Ｆ／28.1ksi条件で試験された試験片は針晶を其の微細構造に示していた。分析の結果は、次の表16に報告されているが、この素材のクラスに生成された針晶はRcで特に多いがCrとWにも多いことを再び示している。再結晶化に対する抵抗力の標準化試験はＣＭＳＸ-10Ｇ試験棒上で実施された。試験方法と結果は次の表17に報告されている。試験結果は、ＣＭＳＸ-10試験片はＣＭＳＸ-4合金と比較する時に、類似の鋳造工程／溶解処理／接着工程再結晶化レベルを示すことを指摘している。ＣＭＳＸ-10Gａ，-10Ia，-12B，-12C，-1OJ，-10Ri，12Ri組成が定められ評価された。クリープ破断特性は、試験棒が作成され溶解熱処理も設定されたが、ＣＭＳＸ-10Ｊ試験片に対して生成されなかった。再び、ＣとＢを-10Ｊ組成に含めることは、単結晶試験片の生成に効果的な影響を示すように考えられた。そのうえ、ＣＭＳＸ-1OＦ試験片で評価された場合より低いレベルのＣとＢ、特に低いＢは、溶解熱処理を更に施せる素材を可能にした。98〜99％のガンマ初期溶解が、ＣＭＳＸ-10Ｆ組成を示す約95％のレベルと逆に達成された。ＣＭＳＸ-10Ｇaと-10Ｉa合金は、ＮV3B指数が約1.70として設計された。これらの合金試験片は、約2.5％Cr、3.3〜4.0％ Co、5.6〜6.0％Re、高いTa/Ｗ比、減少されたCb、減少されたAl+Ti成分を含有している。このようなCb+Al＋Tiレベルに対する減少は、素材の溶解特性（表４を参照）を改善し、更に、改善された合金安定性の達成を支援した。両方の試験片は、ほぼ完全なガンマ初期溶解性を示していた。下げられたＮV3B指数は、好ましいクリープ破断特性を1900°Ｆより高い温度で与え、且つ特に優れたクリープ強度を低温で保持することを引き続き示していた。改善された鋳造工程制御から製作された試験片のＣＭＳＸ-1OＧa試験結果は、 1800°Ｆ／36.0ksi条件に対して1.0％のクリープに要求された約475時間で700時間以上の寿命を示していた。高温露出では、試験片は、2050°Ｆ/15.0ksi条件で約500時間の改善された平均寿命を、且つ、次の表18に報告される結果から指摘されるように、約250時間で発生した平均1.0％クリープ変形を示していた。１％クリープ強度は重要な特性である。クリープ歪を1.0％と2.0％に制限することは、構成部品の活用性が、その最終破断強度でなく、約１〜２％レベルのクリープに対する其の抵抗力に依って一般的に測定されるので、ガス・タービン構成部品の設計に特に重要である。数多くの従来技術の合金は1900°Ｆを越えるレベルで魅力的な破断強度を示している。しかし、それらは、有効強度レベル、すなわち、本発明が1900°Ｆ未満の試験条件で其の遥かに優れた強度と共に与える2.0％のクリープ強度に欠けている。ＣＭＳＸ-10Ｉa試験片も大幅に高められたクリープ強度を最大限度の高温で示していた。しかし、それは、次の表19の結果が指摘しているように、低温試験に於いてＣＭＳＸ-10Ｇaの試験ほど、強度を高めて現れていなかった。同様に、ＣＭＳＸ-12Ｂは、ＮV3Bか1.80レベルで且つ更に化学的特性が表１に図示されるようにバランスがとれていて、1900°Ｆより高温の試験条件に於いて魅力的なクリープ強度を与えていたが、次の表20に報告されている結がか指摘しているように、低温でＣＭＳＸ-10Ｇaほどの成果を示していなかった。合金組成は最終クリープ強度に最も大きな影響を与える。しかし、合金派生物の間で経験された変動の一部は、特に与えられた合金に関して一致しない結果を示した試験の場合、鋳造工程条件に於ける変動に起因していた。鋳造工程の熱勾配変動は、鋳造試験片樹枝状結晶アーム空間、および最終的に溶解熱処理と１次ガンマ初期エージング処理に対する其の対応に影響を与える。ここで報告されたクリープ破断結果の殆とは、非最適化条件のもとて生成され且つ改善できると考えられた。改善された鋳造工程制御は、更なる機械的特性の向上を結果として導くと思われる、最適ガンマ初期粒子サイズを与えるために、適切な１次ガンマ初期エージング処理を決定する研究と溶解処理を可能にする鋳造微細構造を与えると考えられる。ＣＭＳＸ-12Ｃ組成は1.70の計算されたＮV3B指数を与えるように設計されていた。合金のCr成分は2.8％で設計され、Coはこの合金に対して3.5％に設定されていた。魅力的なTa/W比は、Re成分が5.8％に保たれている間は保持されていた。合金のAl+Tiは、改善された合金の対応を溶解手順に相応して与えるために、ＣＭＳＸ-12ＡとＣＭＳＸ-12Ｂと比べると減少されていた。ＣＭＳＸ-10Ｇa試験片と同様に、ＣＭＳＸ-12Ｃ試験片は、次の表21に報告されているように、1800〜2100°Ｆの範囲の試験条件に対して、改善されたバランスのクリープ強度を示していた。改善された鋳造工程制御に依り、この試験片は、次の表22に報告されているように、次の1.0％の長さか方向のクリープ強度を示していた。両方の合金は、1976°Ｆまでの条件でＣＭＳＸ-4合金より高い破断強度を同様に与える。金属温度の特質に対する各々改善が次の表23に報告されている。 1976°Ｆを越える試験温度の場合、試験結果はＣＭＳＸ-10Ｇa とＣＭＳＸ -12Ｃ試験片がＣＭＳＸ-4合金より少し低い強度だったことを示している。これらの合金に対する強度的な優位性の低下はTCP相生成の結果と考えられる。この問題を解消するために、合金ＣＭＳＸ-10Ｇb、ＣＭＳＸ-10Ｌ、ＣＭＳＸ-12Ｃa、ＣＭＳＸ-12Ｅは1800〜1976°Ｆ試験方式に示されたクリープの優位性の殆どを保持しながら、更に優れた相安定性を与え、且つ改善された温度クリープ強度とするように、ＮV3B指数が少なくとも1.50になるように設計されている（表１を参照）。ＣＭＳＸ-10ＲiとＣＭＳＸ-12Ｒi組成は、各々1.91と1.92ＮV3Bレベルで設計された。これらの試験片は、最も総合的な試験の特長に晒された。それらは、 2.65％と3.4％の各々Crレベルで、且つ他の特長は前述の合金設計検討項目と同様に保つように設計された。これらの２つの素材に対して生成された特質は、他の素材の反復が類似の物理的特質と機械的特質に関して比較的好ましい混合を与えることができるので、全体的な発明の設計概念に合致している。ＣＭＳＸ-10ＲiとＣＭＳＸ-12Ｒi試験片の各々クリープ破断特性は次の表24 と25に報告されている。十分に溶解され且つ部分的に溶解されたＣＭＳＸ-12Ｒi試験片に実施された WとRc微細構造分離調査の方法と結果が次の表26に報告されている。調査は、微細構造に含まれている残留共融混合物を最小限にすることが望ましく、なおかつ、十分に溶解されている試験片の場合、発明のために開発された溶解処理方式は最適化された機械的特性と微細構造の安定性を得る際に重要となる要素分離を最小限にするうえで成功したことを示していた。次の表27は、ＣＭＳＸ-12Ｒi試験片を用いて実施されたバーナー・リグ高温腐食試験の結果を報告している。測定は、最も過酷な腐食を示した棒位置、すなわち 1652°Ｆの位置で実施され、ＤＳＭＡＲＭ 002合金はＣＭＳＸ-12Ｒi試験片より、ほぼ2OＸ多い金属損失をしたこと、結果は示していた。視覚的な観察もＣＭＳＸ-10Ｒi合金に対して同様の結果を示していた。ＣＭＳＸ-10Ｒi合金とＣＭＳＸ-12Ｒi合金は共に、60，90，120時間に於いて視覚的な試験片の検討に基づいてＣＭＳＸ-4合金と類似の耐腐食性を示していた。次の表28は、March1ガス速度で2012°Ｆで実施されたサイクル酸化試験の結果を報告している。ＣＭＳＸ-12Ｒi試験片は2012°Ｆの酸化腐食に対して同様に耐えていたが、約1886°Ｆ露出に於けるＣＭＳＸ-4ほど良好でなかった。ＣＭＳＸ-12Ｒiの高められた温度張カデータは次の表29に報告されているが、衝撃試験の結果は次の表30に報告されている。ＣＭＳＸ-12Ｒiの高められた温度衝撃強度の最小値はＣＭＳＸ-4と類似していて、1742°Ｆで現れている其の最大値は好ましい結果である。 1382°Ｆと1742°Ｆ試験条件で且つR=0で実施されたＣＭＳＸ-12Ｒiの低サイクル疲労試験の結果か次の表31に報告されている。データは、ＣＭＳＸ-12Ｒi の特性は1382°Ｆ条件のＣＭＳＸ-4と似ているが、合金は1742°Ｆ条件の代表的なＣＭＳＸ-4の寿命の約2.5倍であることを示している。鋸歯形の低サイクル疲労試験結果は、ＣＭＳＸ-12Ｒiが約30000サイクルでＣＭＳＸ-4より2.5倍も優れていて、50000サイクル以上で合金の特性はＣＭＳＸ -4に似ていることを示している。1382°ＦでKt=2.0とR=0試験条件で実施された、これらの試験の結果が次の表32に報告されている。ＣＭＳＸ-10Ｒi合金の高サイクル疲労試験結果は次の表33に報告されている。1742°Ｆと100Hz、R=０試験条件で、合金は代表的なＣＭＳＸ-4の寿命の約2.5 倍を示していた。ＣＭＳＸ-1OＲiとＣＭＳＸ-12Ｒi試験データは、適正な耐高温腐食性と耐酸化性が特に低い合金のクロム成分から得られることを示している。そのうえ、特に優れている熱機械的疲労張力と衝撃強度が本発明の超合金から明らかである。合金試験片密度測定の結果が次の表34に報告されている。本発明の合金はHIP処理を施すことができる。次の表35に報告されているようにしてHIP処理された試験片は、初期溶融のない殆ど完璧な気孔の閉止状態を示していた。ＣＭＳＸ-10ＲiとＣＭＳＸ-12Ｒi合金の更なる検討が行われた。次に報告するデータは、本発明の合金が示す独創的な特長を更に示している。特に、非常に魅力的な耐高温腐食性と動的な耐酸化性は、比類のないほど高いクリープ破断と熱機械的疲労と張力と衝撃強度を、用いられているクロム成分の特に低いレベルにもかかわらず備えて、これらの合金に依って示されていて、希望通りの特性をもつ独創的な混合を与える。更なる張力データがＣＭＳＸ-10ＲiとＣＭＳＸ-12Ｒi合金に対して次の表36 に報告されている。これらの合金は、室温（RT）から約2100°Ｆの範囲の温度で評価された。このデータは前述の表29で報告されたデータを補うものである。衝撃試験の更なる結果が、前述の表30に報告された結果に加えて、次の表37 に報告されている。ＣＭＳＸ-10ＲiとＣＭＳＸ-12Ｒiの両方の組成は1382〜1922 °Ｆの範囲の温度で評価された。ＣＭＳＸ-10ＲiとＣＭＳＸ-12Ｒi試験片の平坦で低いサイクルの疲労データが、次の表38に報告されている。このデータは前述の表31で報告されたデータを補うものである。試験は、1382°Ｆと1742°Ｆで、且つR=0と0.25Hz試験条件で実施された。ＣＭＳＸ-10ＲiとＣＭＳＸ-12Ｒi試験片を用いて実施された鋸歯形の低いサイクルの疲労試験（Kt=2.2）の結果が次の表39に報告されている。試験は1382° Ｆと1742°Ｆで且つR=0と0.25Hz試験条件で実施された。前述の表33で報告されたデータを補う、高サイクル疲労データが、次の表 40に報告されている。データは、（a）1742°Ｆ、R=0、100 Hzと（b）1022°Ｆ、R=-1、100Hzの各々試験条件でＣＭＳＸ-10ＲiとＣＭＳＸ-12Ｒiを用いて実施された試験に対して報告されている。剥きだしの合金酸化データが図３と４に記載されている。両図は、ＣＭＳＸ -10ＲiとＣＭＳＸ-12Ｒi合金の試験結果を、ＤＳＭ002とＣＭＳＸ-4とＣＭＳＸ- 4+Ｙ（120ppm）合金の結果を比較している。これらの図に記載されているデータは前述の表28で報告されたデータを補うものである。図３は約2012°Ｆで約375 サイクル実施された試験結果を図示し、図４は約1886°Ｆで得た結果を図示している。図５は、剥きだしの合金の耐高温腐食性を除いて、類似の合金特長の比較を図示している。バーナー・リグ試験は、２ppm塩水の注入のもとで約1742°Ｆに於いて約120時間実施された。更なる合金の組成が、合金溶解熱処理特性と合金安定性とクリープ破断強度を更に最適にし、且つ発明から既に達成された非常に優れている耐酸化性と耐高温腐食性と熱機械的疲労強度を保持する意図から、本発明に従って定められた。次の表41は、前述の合金より貴重な技術特性の更に好ましい混合を与える、更に試験された素材の主な化学的特性を報告している。これらの最適化された組成は、前述の表１に記載された素材より低いクロムとコバルトの成分を一般的に含有している。更に、これらの最適化された合金は、高いレニウムと低いタングステンと低い相安定指数ＮV3Bを備えている。次の表42は更なる合金加熱の化学的特性を報告している（200〜320 lb.の量）。前述の表１で報告された合金に関して、最適化された組成を含有する合金は、製品タイプ手順を用いて製作されて、真空インベストメント鋳造に依って試験棒と試験ブレードにされた。次の表43は、最適化された合金組成の熱処理の詳細を報告している。それらは、初期溶融を発生せずに一般的に完全なγ′溶解を導く、2490〜2500°Ｆのピーク工程温度の溶解熱処理を普通は要求する。３段階エージング処理が用いられた。最適化された合金組成が評価された。しかし、重要なデータはＣＭＳＸ-10 ＫとＣＭＳＸ-12Ｄ組成に対して作成され、一部の試験結果は前述の表41で報告された残りの組成に対して作成された。次の表44は、ＣＭＳＸ-10Ｋ試験片を用いて実施されたストレスとクリープの破断試験の結果を報告している。工業的に鋳造された、種々のサイズの試験棒とブレード試験片が、これらの試験のために用いられた。試験結果は、これらの合金にとって特に優れたストレスとクリープ破断の特質を示している。ＣＭＳＸ-10Ｋ合金張力データは次の表45に報告されている。試験は、室温から 2012゜Ｆの範囲の温度で実施された。試験結果は、前述の表36に記載されている前の合金試験結果に対する改善を示している。動的弾性係数データが次の表46に報告されている。ＣＭＳＸ-10Ｋ合金データは室温から2012゜Ｆの範囲の試験条件に対して報告されている。ＣＭＳＸ-10ＫとＣＭＳＸ-12Ｄ試験片に対して高められた温度（1202〜1922 ゜Ｆ）衝撃データが次の表47に報告されている。他の素材の特質との比較は、前述の各々表30と37を考慮して行われることができる。ＣＭＳＸ-10ＫとＣＭＳＸ-12Ｄ試験片の平坦な低いサイクルの疲労データが表48に報告されている。試験は、R=0で0.25Hz試験条件で、各々1382゜Ｆと1562 ゜Ｆと 1742゜Ｆで実施された。比較結果は、各々、表31と38に前述のように記載されている。ＣＭＳＸ-10Ｋ鋸歯形の低サイクル疲労（Kt=2.2）データが次の表49に報告されている。試験は1742゜ＦとR=0と0.25Hz試験条件で実施された。比較結果は各々表32と39に前述のように記載されている。ＣＭＳＸ-10ＫとＣＭＳＸ-12Ｄ試験片の剥きだしの合金酸化データが次の表 50に報告されている。試験は、2012゜Ｆと0.25ppｍ塩水の試験条件で且つ１時間に４回のサイクルで実施された。試験期間は200時間、または800サイクルだった。試験結果は、両方の合金が特に優れた耐酸化性を有していることを示している。図６は、約200時間にわたって1742゜Ｆと２ppm塩水条件で行われた、CＭＳＸ-10ＫとＣＭＳＸ-12Ｄ組成を含有する腐食ピン上で実施された初期測定の結果を示している。ＣＭＳＸ-12Ｄのストレスとクリープ破断のデータが次の表51に報告されているが、室温から2102゜Ｆ条件にかけて実施された試験の、この合金の各々張力特性は、次の表52に報告されている。ＣＭＳＸ-10ＭとＣＭＳＸ-12Ｆ試験片の初期クリープ破断試験データが各々表53と54に次に報告されている。本発明は其の特定の実施例に関して説明されてきたが、本発明の数多くの他の形態と変更は当業者に明らかと思われる。添付の特許請求の範囲と本発明は、本発明の真の精神と範囲に属する全てのこのような種々の形態と変更を対象とすると一般的に考えられるべきである。

Claims

【特許請求の範囲】１．高ストレス且つ約2030゜Ｆまでの高温条件のもとで用いられ、このような条件のもとでクリープに対して高められた抵抗力を特徴にする、単結晶鋳造生成物に於いて、前記の鋳造生成物は重量に依るパーセントで次に示す要素、すなわち、レニウム 6.2〜6.8 クロム 1.8〜2.5 コバルト 1.5〜2.5 タンタル 8.0〜9.0 タングステン 3.5〜6.0 アルミニウム 5.5〜6.1 チタン 0.1〜0.5 コンビニウム 0.01〜0.1 モリブテン 0.25〜0.60 ハフニウム 0〜0.05 炭素 0〜0.04 ホウ素 0〜0.01 イットリウム 0〜0.01 セリウム 0〜0.01 ランタン 0〜0.01 マンガン 0〜0.04 珪素 0〜0.05 ジコニウム 0〜0.01 硫黄 0〜0.001 バナジウム 0〜0.10 ニッケル＋付随する不純物バランスから基本的に構成するニッケル・ベース超合金から製作されていて、前記の超合金は約1.65未満の相安定指数ＮV3Bを有している、前記の単結晶鋳造生成物。２．前記の鋳造生成物は2050゜Ｆ〜2125゜Ｆの温度で1〜20時間エージングされる特許請求の範囲第１項に記載の単結晶鋳造生成物。３．前記の鋳造生成物はタービン・エージングに適した構成部品である特許請求の範囲第１項に記載の単結晶鋳造生成物。４．前記の鋳造生成物はガス・タービン・ブレードである特許請求の範囲第１項に記載の単結晶鋳造生成物。５．前記の鋳造生成物はガス・タービンの羽根である特許請求の範囲第１項に記載の単結晶鋳造生成物。６．前記の鋳造生成物は前記の条件のもとで高められた耐酸化性と耐高温腐食性を更に特徴にする特許請求の範囲第１項に記載の単結晶鋳造生成物。