JP2007146296A - 超合金からなる物品および超合金ワークピースの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 本発明は、高温用途に耐えられるニッケル基合金の安定化処理を提供する。
【解決手段】 本発明の熱処理においては、粉末冶金(PM)合金Aの鍛造品を、2030°F、2時間、で溶体化処理してから、油焼入れした。次に、鍛造品を、1800°F、1時間、で安定化処理してから、4時間、ファン空気冷却(FAC)した。続いて、鍛造品を、1350°F、8時間、で時効硬化(エージング)をしてから、ファン空気冷却(FAC)した。特に、クリープ破断特性は、従来の安定化処理(1500°F、4時間)に代えて、1800°F、1時間行うことによって改善された。
【選択図】図2
【解決手段】 本発明の熱処理においては、粉末冶金(PM)合金Aの鍛造品を、2030°F、2時間、で溶体化処理してから、油焼入れした。次に、鍛造品を、1800°F、1時間、で安定化処理してから、4時間、ファン空気冷却(FAC)した。続いて、鍛造品を、1350°F、8時間、で時効硬化(エージング)をしてから、ファン空気冷却(FAC)した。特に、クリープ破断特性は、従来の安定化処理(1500°F、4時間)に代えて、1800°F、1時間行うことによって改善された。
【選択図】図2
Description
本発明は超合金の熱処理に関する。より詳しくは、本発明は、ガスタービンエンジンのディスクや他の回転部品に用いられるニッケル基合金の安定化処理に関する。
ガスタービンエンジンの燃焼器、タービン、および排気セクションは、コンプレッサセクション後部のように、激しく加熱される。このような加熱によって、上述したコンポーネントに実質的な材料物質の制約が課される。特に重要な領域の1つは、ブレード支持タービンディスクおよびシャフトなどの構造的な回転する部分である。これらのディスクは、エンジンの運転中の相当の時間に亘って熱応力に晒され、さらに極度の機械的応力にも晒される。シャフトも、ほぼ同様の応力に晒され、種々の合金がシャフト用に開発されてきた。
新種の材料が、タービンディスクの用途の要求に応えるべく開発されてきた。シャフトは、ほぼ同様の応力に晒され、種々の合金がシャフト用に開発されてきた。これとは別に、他の材料が、タービンブレードの用途の要求に応えるべく提案されてきた。通常、タービンセクションのブレードは鋳造され、一部のブレードは、複雑な内部の特徴部を有する。
米国特許第5,120,373号および第5,938,863号は、改良されたニッケル基超合金を開示している。商業的なディスク用合金の実施例の1つでは、重量%で、Cr:16.0%、Co:13.5%、Mo:4.15%、Ti:4.6%、Al:2.2%、Zr:0.07%、B:0.006%、Mg:0.0025%、残部がNiからなる公称組成を有する。参照のため、この合金は、以後、「合金A」とする。商業的なシャフト用合金の一種では、重量%で、Cr:15.75%、Co:13.5%、Mo:4.15%、Ti:4.6%、Al:2.2%、Zr:0.07%、B:0.006%、Mg:0.0025%、残部がNiからなる公称組成を有する。参照のため、この合金は、以後、「合金B」とする。合金Bは、より高い抗張力を有する。両者とも、従来の処理形態(粉末冶金は含まず)において使用されている。
米国特許第6,521,175号は、タービンディスクを粉末冶金で製造するための改良されたニッケル基超合金を開示している。この米国特許では、ディスクの温度が約1500°F(816°C)付近に達する、短時間(ショートタイム)の機関サイクルのために最適化されたディスク用合金を開示している。他のディスク用合金は、米国特許第5,104,614号、米国特許出願公開第2004‐221927号、欧州特許第1,201,777号、および欧州特許第1,195,446号に開示されている。
例示的な鍛造工程は、溶体化処理と、安定化処理と、時効硬化と、を含む。例示的な溶体化処理は、既にある析出相(prior precipitate phases)(主にガンマプライム(γ´))を効果的に除去するために、高温まで加熱することを含む。例示的な温度は、1900°Fを超える(例えば、標準的な合金Aにおいては、1910〜2015°Fであり、所望の結晶粒度の制御に対応した上限値で処理する)。既にある析出相を効果的に除去するために、このような温度が所定の時間維持される(例えば、標準的な(先行技術の)合金Aの処理では、2時間)。好ましくない途中の温度で析出が生じるのを回避するように急冷するために、空気冷却あるいは急な冷却速度で冷却が行われる。例えば、1000°F付近あるいは以下まで冷却する。
安定化処理によって、結晶粒界でカーバイドが形成される。例示的な安定化処理は、結晶粒界を安定させるために十分なカーバイドを効果的に形成するように、中間温度に加熱することを含む(例示的な温度は、標準的な合金Aの処理において1475〜1525°F)。このような温度は、所望のようにカーバイドを効果的に形成するように所定の時間維持される(例えば、標準的な合金Aの処理においては、4時間)。それから、ファン空気冷却等が、同様に、好ましくない途中の温度で析出が生じるのを回避するために行われる。例えば、1000°F付近あるいは以下まで冷却する。
時効硬化(析出熱処理)は、γ相マトリクス(matrix)内に所望のγ´相を成長させる。例示的な時効硬化は、γ´相の所望の寸法および体積百分率でもって効果的に成長させるように、比較的低温で所定時間加熱する(例えば、標準的な合金Aの処理において、1325〜1375°F、8時間)。続いて、空気冷却あるいはファン空気冷却が、γ´相の形成を迅速に終結するように行われる。
ニッケル基超合金のグループについては、従来の安定化処理の仕様(specification)と比べて、短時間かつ高温で安定化処理を行うことによって改善された特性が得られる。
実験に基づくように、1500°F、4時間、で行われる合金の従来の標準的な安定化処理に対して、改善されたクリープ特性が、1800°F、1時間、の安定化処理によって得られる。
比較的に短時間かつ高温の安定化処理サイクルによって、特性が改善されることが判明した。一実施例においては、標準的な1500°F、4時間の安定化処理サイクルに代えて、実質的に1800°F、1時間の安定化処理サイクルで行うと、鋳造/鍛造、および粉末冶金(PM)によるニッケル基超合金のクリープ破断特性および応力‐破壊特性が実質的に改善されることが示された。
後述するように、試験に用いた合金は、合金A、合金B、および試験用の合金Cである。合金Cは、合金Aから派生したものであり、主にMo含有量を減らすことによって、低サイクル疲労(LCF)が改善された合金である。従来の熱処理で、合金Cの滑らかさ(smooth)とノッチによる低サイクル疲労(notched−LCF)が改善された。しかしながら、これらの改善によって、応力‐破断特性(stress−rupture:SR)およびクリープ破断特性が、犠牲となり低下した。合金Cは、米国特許第5,938,863号の範囲内の組成を有する。合金Cは、重量%で、Al:2.2%、Ti:4.6%、Cr:15.5%、Mo:3.0%、Co:13.5%、C:0.015%、B:0.015%、Zr:0.04%、Mg:0.002%、残部が実質的にNiからなる公称組成を有する。
さらに他の強力な超合金も、本発明の改良された熱処理から利益を享受することができる。このことは、特に、1500〜1600°Fの範囲において従来の安定化処理サイクルを行う合金に対して当てはまる。例えば、通常、上記合金は非粉末冶金用の鍛造形成に用いられる、Udimet700合金および720LI合金(ニューヨーク州ニューハートフォードにあるSpecial Metals Corp.、米国特許第6,132,527号参照)、Astroloy(UNS N13017)、標準的なWaspaloy(UNS N07001およびWerkstoff Number 2.4654)、および、通常、鋳造成形(例えば、TOBIダクト、タービン排気用ケース、など)に用いられるIN 738合金は、1500〜1600°Fの範囲における先行技術の安定化処理に特化している。Udimet720LI合金は、重量%で、Cr:16.0%、Co:14.7%、Mo:3.0%、W:1.25%、Ti:5.0%、Al:2.5%:C:0.010%、B:0.015%、Zr:0.030%、残部がNiからなる公称組成を有する。合金Aおよび合金Bに対する違いは、Udimet720LIが、タングステンを含むのに対して、合金Aおよび合金Bは、実質的にタングステンを含まない。さらにUdimet720LIは、比較的に、モリブデンの含有率が低くかつ比較的にチタニウムの含有率が高い。
特に、本発明の改良された安定化処理では、材料の粉末冶金(PM)合金Aのドエル(dwell)da/dN(破壊力学)性能に悪影響はなく、試験に供したのは合金Aのみだった。さらなる試験によって、1500〜1600°Fの従来技術の安定化処理により生じた微細構造の損傷は、再溶体化処理(re‐solution treatment)せずには、戻すことができないことが示された。さらに、改良された安定化処理によって、応力‐破断特性(SR)およびクリープ破断特性の著しい改善として、非粉末冶金合金Cの特性が改善された。
粉末冶金(Powder Metallurgical,PM)試験
従来の熱処理においては、粉末冶金(PM)合金Aの鍛造品を、2030°F、2時間、で溶体化処理してから、油焼入れした。次に、鍛造品を、1500°F、4時間、で安定化処理してから、4時間、ファン空気冷却(Fan Air Cooling:FAC)した。続いて、鍛造品を、1350°F、8時間、で時効硬化(エージング)をしてから、ファン空気冷却(FAC)した。同様に、本発明の(改良された)熱処理では、鍛造品を、標準的な1500°F、4時間、の安定化処理サイクルに代えて、1800°F、1時間の安定化処理サイクルを行った。
従来の熱処理においては、粉末冶金(PM)合金Aの鍛造品を、2030°F、2時間、で溶体化処理してから、油焼入れした。次に、鍛造品を、1500°F、4時間、で安定化処理してから、4時間、ファン空気冷却(Fan Air Cooling:FAC)した。続いて、鍛造品を、1350°F、8時間、で時効硬化(エージング)をしてから、ファン空気冷却(FAC)した。同様に、本発明の(改良された)熱処理では、鍛造品を、標準的な1500°F、4時間、の安定化処理サイクルに代えて、1800°F、1時間の安定化処理サイクルを行った。
図1は、例示的な従来技術による微細構造を示し、明るい領域は、γ´相20を含むマトリックスを示している。暗い点(領域)は、カーバイド(M23C6を含む)やホウ化物22を含んでいる。図2は、例示的な改良された熱処理によって形成された微細構造を示す。1800°Fの安定化処理サイクルは、従来技術と比較して、カーバイドやホウ化物22´を球状化し、これらの寸法が減少している。
標準的な合金Aの安定化処理サイクルで押し出し成形された粉末金属の初期の応力‐破断(SR)試験では、従来の(非粉末冶金、non‐PM)合金Aの、仕様の最低値に満たないことが示された(図3)。
粉末冶金合金Aの標準的な安定化処理サイクルでは、寿命が短く、延性が低く、ノッチ破断が生じた。
従来の熱処理を行った粉末冶金合金Aの機械加工された検体は、再溶体化処理(re−solution treatment)してから、本発明の安定化処理に従って安定化処理を行った。再溶体化処理は、真空で、1975°F、2時間、行い、その後、ファン空気冷却を(結晶粒の成長を避けるように低い溶体化処理温度で)行った。安定化処理を、1800°F、1時間、行った後、強制(forced)アルゴンガス冷却(FArC)をした。時効硬化を、1350°F、8時間、で行い、その後、アルゴンガス冷却した。このような工程によって、歪みは生じなかった。破断寿命は、2〜3倍に伸び(図3)、ノッチ破断は解消し、結晶粒の粗大化も発生しなかった。したがって、少なくとも試験された合金においては、ノッチ(切欠き)による弱体化される状態からノッチに対して強化された状態へと改良された。
1200°Fの引張試験(図4)では、本発明の安定化処理を受けた材料の最大抗張力において、従来技術に対して極僅かな減少が見られた。しかしながら、引張試験の全データは、統計学的基礎(−2σ)に基づく合金Aの仕様の最低値を十分超えていた。本発明の安定化処理サイクルは、幾つかの粉末冶金合金Aの引張検体に生じる異常な「ダブルシャーリップ」破損を解消することがわかった。
さらに、本発明の安定化処理サイクルは、クリープ破断特性(図5および図6)を改善した。本発明の安定化処理サイクルは、ドエルクラック(dwell crack)成長性能に強い影響を与えない。図2に示されるように、M23C6のカーバイドやホウ化物は、1800°Fの安定化処理サイクルによって球状化した。これにより、最小クリープ速度(creep rate)が減少し、ステージIIIにおけるクリープの大部分のクリープ破断特性を改善した。
従来の非粉末冶金(non‐PM)試験
以前は、先行技術の熱処理を用いた従来の鍛造合金Aは、クリープの基準要求を満たさないことがあった。溶体化温度(solution temprature)を上昇させて結晶粒度を粗大化することで、クリープ破断特性が改善される。しかしながら、合金のγ´のソルバス温度(solvus temprature)が低すぎて、過剰な結晶粒の成長を伴わずにこの改善を得ることができない。結晶粒の成長は、クリープ、応力−破断、da/dN特性に効果がある。しかしながら、結晶粒の成長は、引張強度および疲労特性について、悪影響がある。このような相殺する要素によって、これらの特性を有利にバランスさせることが制限される。
以前は、先行技術の熱処理を用いた従来の鍛造合金Aは、クリープの基準要求を満たさないことがあった。溶体化温度(solution temprature)を上昇させて結晶粒度を粗大化することで、クリープ破断特性が改善される。しかしながら、合金のγ´のソルバス温度(solvus temprature)が低すぎて、過剰な結晶粒の成長を伴わずにこの改善を得ることができない。結晶粒の成長は、クリープ、応力−破断、da/dN特性に効果がある。しかしながら、結晶粒の成長は、引張強度および疲労特性について、悪影響がある。このような相殺する要素によって、これらの特性を有利にバランスさせることが制限される。
ビレット製造に使用されているスーパー超時効硬化サイクル(superoverage:SOA)(例えば、米国特許第4,574,015号)間の緩やかな冷却速度によって、初期のγ´粒の間隔(spacing)を増加させ、制御可能な粗めの結晶粒度を得ることができる。しかしながら、この方法は試験しなかった。
他の方法においては、従来の合金Aを、1975°F、2時間、再溶体化処理した後、ファン空気冷却(FAC)を行った。次に、上述した本発明の安定化処理を用いて、安定化処理および時効硬化をおこなった。これによって、合金Aの粉末冶金に使用したときと同様に、結晶粒の成長の可能性を回避しつつ、本発明の安定化処理サイクルの効果を評価した。図7は、非粉末冶金合金Aを従来通り処理した1200°Fの引張強度を示しており、延性に影響のない程度に引張降伏強度/UTSにおいて、僅かに減少した。引張特性の基準要求は、十分に満たしていた。1300°F/40ksiおよび1300°F/70ksiで行われるクリープ試験では、少なくとも1300°F(図8および図9)で、45〜75%の範囲の改善がみられた。したがって、本発明の安定化処理サイクルでは、クリープ破断寿命が実質的に基準要求をクリアした。
合金Cについては、最初に、標準的な合金Aの熱処理を用いて、クリープ破断特性を決定した。さらにクリープ試験用検体を本発明の1800°Fの安定化処理サイクルで処理した材料から機械加工により得た。試験用データ(図10および図11)では実質的な改善が見られた。
「上下する(yo‐yo)」熱処理は、合金における核形成と、カーバイドやホウ化物の成長と、の間のバランスを改善し、クリープ破断特性が改良され得ると、理論付けられている。
入手可能な合金Cを使い尽くし、モリブデンを除くと基本的に同様の組成を有する合金Bを次の試験に一時的に(expedient)用いた。材料は、1975°Fで再溶体化処理を行い、本発明の安定化処理サイクルまたは代替として、先行技術である「yo−yo」熱処理(例えば、米国特許第4,907,947号)を行った。溶体化温度は、従来の合金Aの製品と比べて、合金Bの基準範囲の上限とした。1900〜1975°Fの溶体化温度の基準の上限では、1975°Fであることに留意されたい。合金B仕様の熱処理の他の条件は、合金Aと同じである。
「yo−yo」安定化処理は、1600°Fで40分間保ち、次に、ファン空気冷却を行い、次に、1800°Fで45分間保持し、続いてファン空気冷却することを含む。続いて、「yo−yo」時効硬化として、1200°F、24時間、次に、周囲の空気で冷却(AC)し、次に、1400°F、4時間、その後、周囲の空気で冷却(AC)した。
図12および図13は、1250〜1400°Fの合金Bのクリープ破断特性を示す。本発明の熱処理によって、標準値に対して一桁程度、通常のクリープ破断特性が改善された。このような改善は、結晶粒が粗大化することによってなされた。また、これらのデータに示されているように、「yo−yo」熱処理によって獲得した特性は、試験した範囲に亘り、1800°Fの安定化処理サイクルの特性より劣る。合金B材料の両方の組は、これらの熱処理後に同様の結晶粒を得たことが観察された。したがって、1500〜1600°Fで生じた微細構造の損傷は、再溶体化処理をしなければ、回復することができない。
通常、合金Bのシャフトの用途では、クリープ破断特性が問題となる温度以下の温度である。しかしながら、改良されたクリープ破断特性は、本発明の安定化処理により、シャフト用の合金をより高温の用途に使用できることを示している。
結論
結論としては、所望されるクリープ破断特性より低かった合金Aならびにこれから派生した類似の合金のクリープ破断特性は、1500°F、4時間の安定化処理サイクルに代えて、1800°F、1時間の安定化処理サイクルに変更することで、著しく改良された。このような安定化処理温度の増加および時間の減少によって、合金Aの従来の製造および粉末冶金の両方に対して、クリープ破断特性および応力−破壊特性の両方における実質的な改善がみられた。合金Aならびに合金Bの組成を修正した合金Cの組成においても、この安定化処理サイクルの変更による利益を享受できる。
結論としては、所望されるクリープ破断特性より低かった合金Aならびにこれから派生した類似の合金のクリープ破断特性は、1500°F、4時間の安定化処理サイクルに代えて、1800°F、1時間の安定化処理サイクルに変更することで、著しく改良された。このような安定化処理温度の増加および時間の減少によって、合金Aの従来の製造および粉末冶金の両方に対して、クリープ破断特性および応力−破壊特性の両方における実質的な改善がみられた。合金Aならびに合金Bの組成を修正した合金Cの組成においても、この安定化処理サイクルの変更による利益を享受できる。
1200°Fでの最大抗張力は、若干減少したが、基準要求を十分に満たしていた。若干減少したことについては、少なくとも若干上昇するような、さらなる改良点があることが示唆される。
幾つかの組成に及ぶ試験によって、広域な用途が示唆された。
20…γ´相
22…カーバイドやホウ化物
22…カーバイドやホウ化物
Claims (27)
- 溶体化処理と、安定化処理と、時効硬化と、を備える合金ワークピースの熱処理方法において、
上記安定化処理が、1650〜1850°Fの範囲の温度で0.5〜2.0時間熱処理することを含む超合金ワークピースの熱処理方法。 - 上記安定化処理の温度および時間によって、
1350°F/78ksiでの破断寿命が少なくとも25時間、
1250°F/100ksiにおいて、0.1%クリープまでの時間が、少なくとも15時間、
1250°F/100ksiにおいて、0.2%クリープまでの時間が、少なくとも30時間、
1300°F/70ksiにおいて、0.1%クリープまでの時間が、少なくとも100時間、
1300°F/70ksiにおいて、0.2%クリープまでの時間が、少なくとも130時間、
1350°F/30ksiにおいて、0.1%クリープまでの時間が、少なくとも70時間、
1350°F/30ksiにおいて、0.2%クリープまでの時間が、少なくとも110時間、
の特性が得られることを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。 - 上記安定化処理の温度および時間によって、
1350°F/78ksiの破断試験において、ノッチに対し強化された状態が得られることを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。 - 上記安定化処理の温度および時間によって、実質的に4時間、1500°Fの安定化処理に対して、クリープ破断耐性が改善されることを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。
- 上記安定化処理の温度および時間によって、少なくとも3.0時間のベースライン時間ならびに1500〜1600°Fのベースライン温度範囲の中で最大のクリープ耐性を得るようにしたベースライン安定化処理のものに比較して、クリープ耐性が改善されることを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。
- 上記溶体化処理は、実質的に1950°F以上の温度に加熱することを含むことを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。
- 上記時効硬化は、実質的に1400°F未満の温度に加熱することを含むことを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。
- 上記安定化処理の温度が、実質的に1750〜1850°Fであり、かつ安定化処理時間が、実質的に0.5〜1.5時間であることを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。
- 上記安定化処理の温度は、実質的に1775〜1825°Fであり、かつ安定化処理時間が、実質的に0.75〜1.25時間であることを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。
- 上記安定化処理の温度が、実質的に1800°Fであり、かつ上記安定化処理時間が、実質的に1時間であることを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。
- 上記溶体化処理が、再溶体化処理であることを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。
- 上記ワークピースが、粉末金属の鍛造品であることを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。
- 上記ワークピースが、非粉末金属の鍛造品であることを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。
- 上記ワークピースが、ガスタービンエンジンのディスク、シール、サイドプレート、あるいは、シャフトであることを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。
- 上記ワークピースが、重量%で、
Cr:14.5〜17.0%、
Co:12.0〜15.0%、
Mo:3.45〜4.85%、
Ti:4.45〜4.75%、
Al:2.0〜2.4%、
Zr:0.02〜0.12%、
C:0.005〜0.040%、
B:0.003〜0.010%、
Mg:0.001〜0.005%、
残部がNi
からなる組成を有することを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。 - 上記ワークピースは、重量%で、
Cr:14.5〜17.0%、
Co:12.0〜15.0%、
Mo:3.45〜4.85%、
Ti:4.45〜4.75%、
Al:2.0〜2.4%、
Zr:0.02〜0.12%、
B:0.003〜0.020%
残部がNi
からなる組成を有することを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。 - 上記ワークピースが、重量%で、
Cr:14.5〜17.0%、
Co:12.0〜15.0%、
Mo:2.50〜5.05%、
Ti:4.0〜5.5%、
Al:2.0〜2.4%、
残部がNi
からなる組成を有することを特徴とする請求項1に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。 - 上記ワークピースの組成が、
W:0.5〜1.5%、
C:0.005〜0.020%、
Zr:0.02〜0.12%、
B:0.003〜0.020%、
をさらに含むことを特徴とする請求項17に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。 - 溶体化処理、安定化処理および時効硬化を備える超合金のワークピースの熱処理方法において、
上記安定化処理が、
1350°F/78ksiで、少なくとも25時間の破断寿命、
1250°F/100ksiにおいて、0.1%クリープまでの時間が少なくとも15時間、
1250°F/100ksiにおいて、0.2%クリープまでの時間が少なくとも30時間、
1300°F/70ksiにおいて、0.1%クリープまでの時間が少なくとも100時間、
1300°F/70ksiにおいて、0.2%クリープまでの時間が少なくとも130時間、
1350°F/30ksiにおいて、0.1%クリープまでの時間が少なくとも70時間、
1350°F/30ksiにおいて、0.2%クリープまでの時間が少なくとも110時間、
の特性が得られる温度および時間で行われ、
ワークピースの組成が、重量%で、
Cr:14.5〜17.0%、
Co:12.0〜15.0%、
Mo:3.45〜4.85%、
Ti:4.45〜4.75%、
Al:2.0〜2.4%、
Zr:0.02〜0.12%、
B:0.003〜0.020%、
W:0.0〜0.05%、
残部がNi
からなることを特徴とする超合金ワークピースの熱処理方法。 - 上記温度および時間によって、
1200°Fの降伏強度が、少なくとも150ksi、
1200°Fの最大抗張力が、少なくとも190ksi、
の特性がさらに得られることを特徴とする請求項19に記載の超合金ワークピースの熱処理方法。 - 溶体化処理、安定化処理および時効硬化を備えるニッケル基超合金のワークピースの熱処理方法であって、
上記安定化処理は、ベースラインのワークピースの特性に対して、改善された特性が得られる温度および時間で行われ、
上記ベースラインのワークピースは、同じ重量%の成分組成を有し、かつベースラインの溶体化処理と、1500〜1600°Fで、3〜5時間のベースラインの安定化処理と、ベースラインの時効硬化と、でもって処理され、
上記の改善された特性は、
1350°F/78ksiの破断寿命の少なくとも50%の増加、
1250°F/100ksiにおける0.1%クリープまでの時間の少なくとも50%の増加、
1250°F/100ksiにおける0.2%クリープまでの時間の少なくとも50%の増加、
1300°F/70ksiにおける0.1%クリープまでの時間の少なくとも50%の増加、
1300°F/70ksiにおける0.2%クリープまでの時間の少なくとも50%の増加、
1350°F/30ksiにおける0.1%クリープまでの時間の少なくとも50%の増加、
1350°F/30ksiにおける0.2%クリープまでの時間の少なくとも50%の増加、
の中の少なくとも1つを含むことを特徴とするニッケル基超合金のワークピースの熱処理方法。 - 上記の改善された特性が、
1250°F/100ksiにおける0.2%クリープまでの時間の少なくとも500%の増加、
1300°F/70ksiにおける0.2%クリープまでの時間の少なくとも500%の増加、
1350°F/30ksiにおける0.2%クリープまでの時間の少なくとも500%の増加、
の中の少なくとも1つを備えることを特徴とする請求項21に記載のニッケル基超合金のワークピースの熱処理方法。 - 上記の改善された特性は、1200°Fの降伏強さと最大抗張力の少なくとも一方が、10%以上減少せずに達成されることを特徴とする請求項21に記載のニッケル基超合金のワークピースの熱処理方法。
- 改善された特性が、
1350°F/78ksiでの破断寿命における少なくとも50%の増加、
1250°F/100ksiにおける0.1%クリープまでの時間の50%の増加、
1250°F/100ksiにおける0.2%クリープまでの時間の50%の増加、
1300°F/70ksiにおける0.1%クリープまでの時間の50%の増加、
1300°F/70ksiにおける0.2%クリープまでの時間の50%の増加、
1350°F/30ksiにおける0.1%クリープまでの時間の50%の増加、
1350°F/30ksiにおける0.2%クリープまでの時間の50%の増加、
の中の少なくとも4つを備えることを特徴とする請求項21に記載のニッケル基超合金のワークピースの熱処理方法。 - Cr:15.0〜17.0%、
Co:12.0〜15.0%、
Mo:3.45〜4.85%、
Ti:4.45〜4.75%、
Al:2.0〜2.4%、
Zr:0.02〜0.12%、
B:0.003〜0.010%、
残部がNi
からなる超合金であって、
1350°F/78ksiでの破断寿命が少なくとも25時間、
1250°F/100ksiにおいて、0.1%クリープまでの時間が、15時間、
1250°F/100ksiにおいて、0.2%クリープまでの時間が、30時間、
1300°F/70ksiにおいて、0.1%クリープまでの時間が、100時間、
1300°F/70ksiにおいて、0.2%クリープまでの時間が、130時間、
1350°F/30ksiにおいて、0.1%クリープまでの時間が、70時間、
1350°F/30ksiにおいて、0.2%クリープまでの時間が、110時間、
の中の少なくとも1つの特性を有することを特徴とする超合金からなる物品。 - 少なくとも2つの上記特性を有することを特徴とする請求項25に記載の超合金からなる物品。
- 上記特性の全てを有する請求項25に記載の超合金からなる物品。
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