JP2015517028A

JP2015517028A - 単結晶（ｓｘ）または一方向凝固（ｄｓ）ニッケル基超合金製の部品を製造するための方法

Info

Publication number: JP2015517028A
Application number: JP2015502230A
Authority: JP
Inventors: エタートーマス; ミュッケローラント
Original assignee: Alstom Technology AG
Current assignee: General Electric Technology GmbH
Priority date: 2012-03-27
Filing date: 2013-03-22
Publication date: 2015-06-18
Anticipated expiration: 2033-03-22
Also published as: EP2831302A1; WO2013143995A1; CN104220626A; US20150013852A1; JP6253064B2; US9670571B2; CN104220626B

Abstract

本発明は、単結晶（ＳＸ）または一方向凝固（ＤＳ）ニッケル基超合金製の部品、特にガスタービンの部品を製造するための方法であって、熱処理（ＨＴＳ１〜３）および機械加工および／または機械的な処理段階（ＳM）を含む前記方法に関する。部品の延性は、前記機械加工および／または機械的処理段階（ＳM）を前記熱処理（ＨＴＳ１〜３）前に行い、且つ、部品（１１）の溶体化熱処理（ＳＨＴ）を前記機械加工／機械的処理段階（ＳM）前に行うことによって改善される。

Description

本発明はニッケル基超合金技術に関する。それは、請求項１の前提部に記載される単結晶（ＳＸ）または一方向凝固（ＤＳ）ニッケル基超合金製の部品、特にガスタービンの部品を製造するための方法に関する。

先行技術
単結晶（ＳＸ）および一方向凝固（ＤＳ）超合金の延性（変形性）は、従来の鋳造（ＣＣ）部品におけるものよりも低い。高多軸性の領域においては、ＳＸおよびＤＳ材料の低い延性がさらに低減される（下記参照）。

他方で、熱機械的負荷のかかるタービンブレードは、熱歪および高い機械的負荷のために、特定の値の延性（変形性）を必要とする。

破断歪ε_Rは、材料の延性（変形性）を記載するための材料の限界値である。安全な設計のために、破断歪は、図１に示されるとおり、非弾性歪ε_Iおよび弾性歪ε_Eの合計によって定義される設計において機械的歪を上回っていなければならない。

破断歪は、材料の多軸性によって影響される。一軸の１Ｄ状態の応力（図２（ａ）の要素１０を参照）について、ポワソン効果はかなり高い破断歪

をもたらす（図２（ｂ））。多軸３Ｄ状態の応力は、ポワソン効果を低減（さらには防止）する、つまり、多軸応力状態の変形性は、弾性体積（ｅｌａｓｔｉｃｖｏｌｕｍｅ）の変化によってのみ得られる（図３（ａ））。さらには、いくつかの損傷機構、例えばクリープ孔の成長は、多軸性によって著しく影響され、この場合、破断歪

は本質的に低減される（図３（ｂ））。

文献内で、多軸性が延性に及ぼす影響は、応力比

によって記載され、ここで、

は、静水応力であり、且つ、

は、ミーゼス応力であり、ここで、

は、偏差応力を示す。その際、延性の低減は、補正項

によって記載され、ここで、ＲｉｃｅおよびＴｒａｃｅｙによれば、

であり、且つ、ＣｏｃｋｓおよびＡｓｈｂｙによれば、

であり、硬質プラスチックの変形についてはｎ→∞である。両方のモデルは、多軸性による材料の変形性の著しい低減を予測している（図４参照）。

図５は、ガスタービンブレード１１の中心部分を示し、それはルート１２、プラットフォーム１３、およびエアフォイル１４を含む。前記中心部分を通した３つの異なる断面１〜３を、応力比ｒの相応の分布と相応して図６に示す。図６から理解されるとおり、タービンブレードにおける多軸性の厚い領域は、ｒ＝１．６までの値に達する。これは、それぞれＲｉｃｅ＆Ｔｒａｃｅｙモデルを使用して１５％まで、およびＣｏｃｋｓ＆Ａｓｈｂｙモデルを使用して６％までの、一軸的に測定された延性の低減に相応する（図４）。

タービンブレードの負荷（圧力および遠心性の負荷、および不均一な温度分布による）が、１％までのオーダーで機械的歪を生成することを考慮すると、材料のかなりの延性が必要とされる。

文献ＵＳ５４５１１４２号は、ニッケル基超合金のタービンブレードのルートに結合された高強度の多結晶超合金の層／コーティングを提供するための方法を記載している。この層は、ブレードのファーツリー（ｆｉｒｔｒｅｅ）上にプラズマ溶射される。

文献ＵＳ４９２１４０５号は、微細な粒状の多結晶合金と層状化された、その取り付け領域（ファーツリー）の一部を有する単結晶タービンブレードを教示している。その教示によれば、成層は好ましくは、取り付け部分に超合金をプラズマ溶射し、且つ、溶射された超合金を熱間等静圧圧縮し、多孔性を最低にすることによって行われる。得られるタービンブレードは、複合材の取り付け領域の、低減された低サイクル、低温疲労故障発生度、および複合材の取り付け領域におけるひび割れの成長に起因して、改善された寿命を有するはずである。

両方の場合において、特別なコーティング工程は、ブレードの製造の間に適用されなければならず、それはかなりの追加的な時間および費用を必要とする。

ＵＳ４５８２５４８号は、ガスタービンエンジンにおいて使用するための、単結晶鋳造合金を記載している。単結晶の固体のブレードまたはバーが鋳造され、且つ、長手方向に機械加工される。機械加工後、それらは溶体化処理され、擬被覆され、エージングされた。ＥＰ１１８４４７３号Ａ２は、ニッケル基の単結晶超合金およびその製造方法を開示している。該方法は、ＵＳ４５８２５４８号内に記載されるものと類似しており、試料／部品の溶体化熱処理および追加的な熱処理段階が機械加工段階後に行われる。

発明の概要
本発明の課題は、単結晶（ＳＸ）または一方向凝固（ＤＳ）ニッケル基超合金製の部品、特にガスタービンの部品を製造するための方法であって、必要な強度の部品を追加的な手間をかけずにもたらす前記方法を開示することである。

この課題および他の課題は、請求項１に記載の方法によって解決される。

単結晶（ＳＸ）または一方向凝固（ＤＳ）ニッケル基超合金製の部品、特にガスタービンの部品を製造するための本発明の方法は、熱処理および機械加工および／または機械的処理段階を含む。機械加工／機械的処理段階は、前記熱処理前であるが、部品の溶体化熱処理が行われた後に行われる。

機械加工段階は、例えばフライス削り（ｍｉｌｌｉｎｇ）段階またはグラインディング段階を含み、且つ、機械的処理段階はショットピーニングであってよい。

本発明の第一の実施態様によれば、熱処理は、複数の熱処理段階を含む。

特に、熱処理は、連続的に低下される温度を用いた３つの熱処理段階を含む。

本発明の他の実施態様によれば、前記熱処理段階は、部品材料のγ’（ガンマプライム）ソルバス温度未満の温度で行われる。

本発明のさらなる実施態様によれば、部品の選択された表面が、機械加工段階後且つ前記熱処理前に機械的に変形／処理され、第一の熱処理段階は高められた温度であるがγ’（ガンマプライム）ソルバス温度未満で行われ、追加的なコーティングが前記表面に施与され、その後、コーティング拡散熱処理段階および析出熱処理段階が行われる。

本発明をここで、種々の実施態様を用い、且つ添付の図面を参照して、より詳細に説明する。

応力−歪のグラフにおける破断歪を示す。（ａ）部品の一軸負荷、および（ｂ）相応の応力−歪のグラフを示す。（ａ）部品の多軸負荷、および（ｂ）低下した破断歪を有する相応の応力−歪のグラフを示す。２つの異なるモデルによる多軸応力に起因する延性の低下を示す。ガスタービンブレードの中心部分を示す。図５に記載されるブレードの３つの異なる切断面における応力比ｒの分布を示す。先行技術によるガスタービン部品についての例示的な製造手順を示す。図７の先行技術の手順によって製造された物体の顕微鏡写真を示す。本発明による製造方法の実施態様について、図７と同様のグラフを示す。図９の手順によって製造された物体の顕微鏡写真を示す。図１０による物体の細胞状の再結晶化を有する粗いγ／γ’微細構造を示す。

発明の種々の実施態様の詳細な説明
本発明は、表面および熱処理の異なる組み合わせを経たニッケル基超合金製の試料の引張試験を含む調査に基づく。特に、それは表面を次の熱処理が延性の層の形成をもたらすように改質するように都合良く試みられた。それはγ’（ガンマプライム）ソルバス温度未満の熱処理によって達成され、粗いγ／γ’（ガンマ／ガンマプライム）微細構造（細胞状再結晶化）を最外領域でもたらす。

表面層の改質が引張延性に及ぼす影響を、ＳＸ引張試料において観察した。

図７は、（先行技術の）「参照」手順を示し、そこでは、３つの異なる熱処理段階ＨＴＳ１〜３を用いた熱処理Ｔ（ｔ）が、試験バー上でまず行われ、且つ、試料の最終的な機械加工（機械加工段階Ｓ_M）および試験（試験段階Ｓ_T）が熱処理後に行われた（表１内の試料Ｚ６）。

これに対して、図９によれば、最終的な試料の形状の塑性変形および機械加工（機械加工段階Ｓ_M）が、熱処理（熱処理段階ＨＴＳ１〜３）（表１内の試料Ｚ１）の前であるが、溶体化熱処理の後に行われた。その際、塑性変形および機械加工によって（例えば冷間加工硬化によって）予め影響を受けた表面近傍の領域が、熱処理によって改質された。

表１によれば、試料Ｚ１においては予めの表面処理（塑性変形）に基づき、試料Ｚ６と比較して著しく高い延性が達成された。表面１６のすぐ下の試料１５（Ｚ１）の改質された表面層１７を図１０および１１に示す。比較のために、試料１５’（Ｚ６）の表面１６’で影響を受けていない表面領域を図８に示す。

ＳＸ部品において延性が増加する効果は、予めの塑性変形がなくても、試料の機械加工段階Ｓ_Mのみに基づき、室温Ｔ_Rで並びに６００℃で、他の試料において観察された。

表２は、４つの異なる試料についての結果を示し、ここで、試料１Ａおよび１Ｂは、図７による熱処理手順（ＨＴＳ１、ＨＴＳ２、ＨＴＳ３）後に機械加工される一方で、試料２Ａおよび２Ｂは図９による熱処理（ＨＴＳ１、ＨＴＳ２、ＨＴＳ３）手順前に機械加工された。

ここでもまた、試料１Ａ／１Ｂと比較して、試料２Ａ／２Ｂにおいて著しくより高い延性値が達成された。

取り付け領域（ファーツリー）および／またはガスタービンブレードの多軸性の領域において延性を高めるために可能性のある熱処理の順は、以下のとおりであってよい：
ａ）キャスティング室でブレードの溶体化熱処理、
ｂ）ファーツリーの機械加工、
ｃ）ファーツリーおよび／または冷却チャネルの内部表面の機械的処理（例えばショットピーニング）、
ｄ）高められた温度であるがしかしγ’（ガンマプライム）ソルバス温度未満での熱処理（例えばロウ付け熱処理の間）、
ｅ）エアフォイルのための追加的なコーティングの施与、
ｆ）コーティング拡散熱処理および析出熱処理。

本発明の特徴は以下である：
・タービン部品が、構造負荷を行うための材料の充分な延性を必要とする。

・ＳＸ（またはＤＳ）材料が典型的には低い延性を有し、それはタービンブレード用途のための制限となる。

・ＳＸ（またはＤＳ）延性を、機械加工および熱処理の順を変えることによって改善できる。

１０部品
１１タービンブレード
１２ルート
１３プラットフォーム
１４エアフォイル
１５，１５’ 物体
１６，１６’ 表面
１７改質された表面層
ＨＴＳ１〜４熱処理段階
Ｓ_M 機械加工／機械的処理段階
Ｓ_T 試験段階
ＳＨＴ溶体化熱処理

Claims

単結晶（ＳＸ）または一方向凝固（ＤＳ）ニッケル基超合金製の部品（１１）、特にガスタービンの部品（１１）の製造方法であって、熱処理（ＨＴＳ１〜３）および機械加工および／または機械的処理段階（Ｓ_M）を含み、前記機械加工／機械的処理段階（Ｓ_M）が前記熱処理（ＨＴＳ１〜３）前に行われる前記製造方法において、部品（１１）の溶体化熱処理（ＳＨＴ）が、前記機械加工／機械的処理段階（Ｓ_M）の前に行われることを特徴とする、前記製造方法。
前記熱処理が複数の熱処理段階（ＨＴＳ１〜３）を含むことを特徴とする、請求項１に記載の方法。
前記熱処理段階が、部品材料のγ’（ガンマプライム）ソルバス温度未満の温度で行われることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
部品（１１）の選択された表面が、機械加工段階（Ｓ_M）後且つ前記熱処理（ＨＴＳ１〜３）前に機械的に変形／処理され、第一の熱処理段階は高められた温度ではあるがγ’（ガンマプライム）ソルバス温度未満で行われ、追加的なコーティングが前記表面に施与され、その後、コーティング拡散熱処理段階および析出熱処理段階が行われることを特徴とする、請求項２に記載の方法。