JP2020147847A - 熱安定化ニッケル−コバルト材料及びこれを熱安定化する方法 - Google Patents

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Abstract

【課題】熱安定性、高強度、及び/又は高靭性を呈する、改善されたニッケル-コバルト材料を形成する方法、及び熱安定化する方法を提供する。【解決手段】非晶質領域と、約５０ナノメートル〜約８００ナノメートルの粒サイズ分布を有するナノ結晶粒構造１０４とによって実質的に包囲された、結晶質領域とを有する金属マトリクス複合体を含み、ナノ結晶粒構造は、広範な粒子内双晶を含む。金属マトリクス複合体は、ニッケル、コバルト、並びにリン及び/又はホウ素のようなドーパントを含む。ニッケル-コバルト材料は、粒成長の開始温度未満の第１の温度帯内で、次いで材料における粒成長の開始温度を超える第2の温度帯内で熱処理してもよい。化学組成及び熱処理は、熱安定化ニッケル-コバルト材料を生じ得る。【選択図】図１Ａ

Description

本出願は、参照により本明細書に組み込まれている、2019年3月14日に出願した米国仮出願第62/818,270号の優先権を主張するものである。
本開示は一般に、電着リンドープニッケル-コバルト材料を含む、熱安定化ニッケル-コバルト金属材料、及びニッケル-コバルト材料を熱安定化する方法に関係する。
ニッケル-コバルト材料は、熱安定性、高強度、並びに靭性を必要とする、ターボマシンエンジン、並びに他の航空及び航空宇宙環境における使用のための部品のような、特殊部品の製造における使用のため、関心を集めている。しかし、いくつかのニッケル-コバルト材料は、強度と靭性との間にトレードオフを呈する傾向がある。更に、いくつかのニッケル-コバルト材料は、材料の引張特性を改変し得る高熱環境において利用する場合、粒成長を呈する傾向がある。
したがって、熱安定性、高強度、及び/又は高靭性を呈する、改善されたニッケル-コバルト材料についての必要性が存在する。
態様及び利点は、一部は以下の説明において述べ、若しくは説明から明らかとなり、又はここに開示する主題を実施することを通じてわかるであろう。
一態様では、本開示は、ニッケル-コバルト材料を採用する。例示的なニッケル-コバルト材料は、非晶質領域と結晶質領域とを有する金属マトリクス複合体を含み得る。結晶質領域は、約50ナノメートル〜約800ナノメートルの粒サイズ分布を有するナノ結晶粒構造によって実質的に包囲されている場合があり、ナノ結晶粒構造は広範な粒子内双晶を含み得る(例えば、ナノ結晶粒構造の約30%〜約40%、又は更には約40%〜50%が、粒子内双晶を含む)。金属マトリクス複合体は、約50重量%〜80重量%のニッケル、約20重量%〜約50重量%のコバルト、及び約100重量ppm〜約20,000重量ppmのドーパントを含む化学構成を有し得る。例として、ドーパントはリン及び/又はホウ素を含み得る。
別の態様では、本開示は、ニッケル-コバルト材料を形成する方法を採用する。例示的な方法は、ニッケル-コバルト材料を、材料における粒成長の開始温度未満の第1の温度帯内で熱処理する工程を含んでもよい。例えば、第1の温度帯は、約600K〜約750K(約326.9℃〜約476.9℃)であり得る。例示的な方法は、加えて、又は代替的に、材料を、材料における粒成長の開始温度を超える第2の温度帯内で熱処理する工程を含んでもよい。例えば、第2の温度帯は、約800K〜約900K(約526.9℃〜約626.9℃)であり得る。ニッケル-コバルト材料は、電着プロセスを用いて形成されたドープニッケル-コバルト材料のような、ドープニッケル-コバルト材料を含み得る。
更に別の態様では、本開示は、ニッケル-コバルト材料を熱安定化する方法を採用する。例示的な方法は、ニッケル-コバルト材料を、ニッケル-コバルト材料における粒成長の開始温度未満の温度帯内で熱処理する工程を含んでもよい。ニッケル-コバルト材料中のコバルトの濃度は、約30重量%〜約50重量%であり得る。ニッケル-コバルト材料はドーパントを含んでもよく、ニッケル-コバルト材料中のドーパントの濃度は、約1,000重量ppm〜約2,500重量ppmであり得る。
これらの及び他の特性、態様、及び利点は、以下の説明及び付属する特許請求の範囲を参照することによって、よりよく理解されるであろう。この明細書に組み込まれ、その一部を構成する添付図面は、例示的な実施形態を図示しており、記載とともに、ここに開示する主題の特定の原理を説明する役割を果たす。
当業者を対象とする、十分かつ実施可能な開示は、その最良の形態を含めて、添付の図を参照して本明細書に記載される。
非晶質金属とミクロ結晶粒金属とを一般に比較する、例示的な応力-ひずみ曲線を示すグラフである。 超微細ナノ結晶粒金属とミクロ結晶粒金属とを一般に比較する、例示的な応力-ひずみ曲線を示すグラフである。 超微細ナノ結晶粒金属と、粒界ピンニングを有するナノ結晶粒金属とを一般に比較する、例示的な応力-ひずみ曲線を示すグラフである。 積層欠陥エネルギーとニッケル-コバルト合金中のコバルト率の相関を取ったプロットである。 ピンニングを有するナノ結晶粒金属と、ピンニング及び粒子内双晶を有するナノ結晶粒金属とを一般に比較する、例示的な応力-ひずみ曲線を示すグラフである。 例示的な粒成長の開始温度を上に重ねた、ニッケル-コバルト合金について示す相図である。 例示的な等時熱処理の検討に対応する、硬さ対アニーリング温度のプロットを示すグラフである。 例示的なマルチモーダル(multi-modal)複合体マトリクスの概略図を示す図である。 例示的な熱処理帯を上に重ねた、ニッケル-コバルト合金について示す相図である。 ニッケル-コバルト材料を形成及び/又は熱安定化する例示的な方法を描いたフローチャートである。 ニッケル-コバルト材料を形成及び/又は熱安定化する例示的な方法を描いたフローチャートである。 ニッケル-コバルト材料を形成及び/又は熱安定化する例示的な方法を描いたフローチャートである。 強度及び靭性に対する、析出強化熱処理及びアニーリング熱処理の効果を示す、例示的なニッケル-コバルト材料についての応力ひずみ曲線を示すグラフである。 強度及び靭性に対する、時効熱処理の効果を示す、例示的なニッケル-コバルト材料についての応力ひずみ曲線を示すグラフである。 例示的なニッケル-コバルト材料についての高温において強化された引張強さを示す、様々な例示的金属について高温において得た極限引張強さ値のプロットを示すグラフである。 例示的なニッケル-コバルト材料の透過型電子顕微鏡画像を示す図である。 例示的なニッケル-コバルト材料の透過型電子顕微鏡画像を示す図である。
本明細書及び図における参照文字の反復使用は、本開示の同一又は類似の特性又は要素を表すことを意図している。
ここで、1つ又は複数の例が図に示されている、ここに開示する主題の例示的な実施形態を詳細に参照する。各例は、説明のために提供するものであり、本開示を限定するものとして解釈されるべきではない。実際、本開示の範囲又は趣旨から逸脱することなく、本開示における様々な修正及び変形がなされ得ることは、当業者には明らかであろう。例えば、一実施形態の一部として図示又は記載される特性を別の実施形態で使用して、また更なる実施形態を得ることができる。したがって、本開示は、添付の特許請求の範囲内にある修正及び変形、並びにそれらの同等物を含むことが意図される。
本開示は一般に、熱安定化ニッケル-コバルト材料、及びニッケル-コバルト材料を熱安定化する方法を提供する。ニッケル-コバルト材料としては、ナノ結晶粒材料、及び非晶質金属領域と結晶粒領域とを含む金属マトリクス複合体が挙げられる。ニッケル-コバルト材料は、電着プロセスを用いて生成した、前駆体材料を熱処理することによって形成してもよい。熱処理スケジュールを選択的に調整することによって、熱安定化ニッケル-コバルト材料を、強化された強度及び靭性を有する前駆体材料から形成してもよい。加えて、前駆体材料は、熱処理プロセス中に実行される粒構造の改質に基づいて、選択的に調整された化学組成及び/又はミクロ構造を有し得る。
例示的なニッケル-コバルト材料は、粒成長を抑制するツェナーピンニング(「ピンニング」)をもたらし得るドーパント、及び材料の積層欠陥エネルギーを減少又は低下させることによって、粒子内双晶の傾向を上昇させ得る高濃度のコバルトを含んでもよい。例示的なドーパントとしては、アルミニウム、アンチモン、ヒ素、ホウ素、ベリリウム、カドミウム、炭素、クロム、銅、エルビウム、ユーロピウム、ガリウム、ゲルマニウム、金、鉄、インジウム、イリジウム、鉛、マグネシウム、マンガン、水銀、モリブデン、ニオブ、ネオジム、パラジウム、リン、白金、レニウム、ロジウム、セレン、ケイ素、硫黄、タンタル、テルル、スズ、チタン、タングステン、バナジウム、亜鉛、及び/又はジルコニウムが挙げられる。いくつかの実施形態では、特に好適なドーパントとしては、リン及び/又はホウ素が挙げられる。ドーパントがもたらすピンニングはまた、粒子内双晶を促進する。ニッケル-コバルト材料を熱安定化し、靭性及び引張強さを強化する熱処理中に、ドーパント及び/又は高濃度のコバルトは、個別に又は組み合わせて、ピンニング及び/又は粒子内双晶をもたらし得る。
熱処理は、粒成長の開始温度未満の温度帯内で行われる、析出強化熱処理を含んでもよい。析出強化熱処理は、リン析出合金を形成する場合があり、これは粒界において析出すること、又は粒界に移動することによって、粒成長を抑制するピンニングをもたらし得る。熱処理は加えて、粒成長の開始温度を超える温度帯内で行われる、アニーリング熱処理を含んでもよい。アニーリング熱処理は、粒子内双晶を生じさせる制御された粒成長をもたらし得るが、これは、ニッケル-コバルト材料中の高レベルのコバルトがもたらす低い積層欠陥エネルギーに起因し得る。
得られるニッケル-コバルト材料は、粒子内双晶を有するナノ結晶構造を含み得るが、これは全体にわたって広がっている場合もある。例えば、ナノ結晶構造の約30%〜約40%、又は更には約40%〜50%、又は更には50%超が、粒子内双晶を含んでもよい。加えて、又は代替的に、得られるニッケル-コバルト材料は、非晶質金属領域と結晶質領域とを有する複合体材料を含み得る。いくつかの実施形態では、得られるニッケル-コバルト材料の複合体材料は粒子内双晶を含み得るが、このような粒子内双晶が、結晶質領域全体にわたって広がっていてもよい。例えば、結晶質領域の約30%〜約40%、又は更には約40%〜50%、又は更には50%超が、粒子内双晶を含んでもよい。結晶質領域は、ナノ結晶粒領域及び粗粒領域、並びに超微細ナノ結晶粒領域の複合体を含み得る。
ここに開示するニッケル-コバルト材料は、選択的に調整された濃度のニッケル及びコバルト、並びにリンドーパントを含有する。ニッケル、コバルト、及びリンの具体的な濃度は、ここに開示する熱処理スケジュールにより得られる所望の熱安定化、高強度、及び強化された靭性を達成するように選択される。ニッケル-コバルト材料は、非晶質領域と結晶質領域との組み合わせを含むマルチモーダル金属構造を有し得る。非晶質領域は、非結晶質のガラス様構造を有する。結晶質領域は、約2〜約20ナノメートル(例えば約2〜約10ナノメートル)の粒サイズ分布を有する超微細ナノ結晶粒(UFNG)構造と、約20ナノメートル超〜約100ナノメートル(例えば約30〜約90ナノメートル)の粒サイズ分布を有するナノ結晶粒(NG)構造と、約100ナノメートル超の粒サイズ分布を有する粗粒(CG)構造とを含み得る。粗粒構造は、約1〜約6マイクロメートルの粒サイズ分布を有するミクロ結晶粒(MG)構造を含む。非晶質領域と、結晶質領域のそれぞれの粒構造を含む結晶質領域とは、不均一に分布しても均一に分布してもよい。粒サイズは、x-線回折、及び/又は走査型若しくは透過型電子顕微鏡を用いて測定され得る。x-線回折では、粒サイズは、シェラーの式、ウィリアムソン-ホールプロット、又はWarren-Averbachモデルを用いて計算され得る。走査型又は透過型電子顕微鏡では、粒サイズは、ASTM E112に準拠した手動、又はASTM E1382に準拠した半自動のいずれかで測定され得る。
図1A及び図1Bは、例示的な応力ひずみ曲線100を示す。これらの応力ひずみ曲線は、強度と靭性との間の典型的なトレードオフを表す。図1Aに示されるように、非晶質構造102は典型的には、ミクロ結晶粒構造104と比較して、相対的に高い引張強さと、相対的に低い靭性とを呈する。反対に、ミクロ結晶粒構造104は典型的には、非晶質構造102と比較して、相対的に高い靭性と、相対的に低い引張強さとを呈する。図1Bに示されるように、引張強さは典型的には、粒子サイズが小さくなるに伴って上昇するが、粒子サイズが小さくなることに伴う強度の上昇は、典型的には、靭性の低さを犠牲にしている。例えば、超微細ナノ結晶粒構造106は、ミクロ結晶粒構造104と比較して、相対的に高い引張強さと、相対的に低い靭性とを呈し得る。
強度と粒サイズとの関係は、転移と粒界との間の相互作用に関連する。適応応力のもとでは、結晶格子内に存在する、又は塑性変形によって開始した転移は、結晶格子にまたがるすべり面に沿って、及び粒界に沿って伝搬する。連続的な転移の伝搬とは反対に、粒界は反発応力(repulsive stress)をもたらすため、転移は粒界に蓄積する傾向がある。粒界の反発応力が転移の伝搬力を上回る場合、転移は粒界を通り越して移動することができない。転移が蓄積するにつれて集合的な伝搬力が上昇し、伝搬力が粒界の反発応力を上回ったとき、転移が粒界を越えて移動する。
粒サイズの減少は、粒界で起こりうる転移の蓄積に利用可能な間隔を減少させ、それによって、粒界を越えて転移が伝搬するために必要な適応応力の量が増加する。転移が移動するために必要な適応応力が上昇するほど、降伏強度も上昇する。したがって、粒サイズ及び/又は転移間隔と強度との間には逆の関係があり、このことはホール-ペッチの関係(1)
[式中、σは強度であり、aは粒界の転移又は析出間の距離である]
によって次のように記載され得る。そのため、ホール-ペッチの関係によれば、材料の強度は一般に、粒サイズが減少するに伴って上昇し、粒界に沿った析出が増加するに伴って上昇する。ホール-ペッチの関係は一般に、ある最小の転移間隔又は析出間隔までは当てはまり、その点を下回ると、材料はホール-ペッチの関係とは逆にふるまう傾向がある。したがって、転移又は析出の間隔aを減少させることだけによって到達できる強度の上昇には限度があり、より小さな粒サイズは一般に、より小さい靭性をもたらす。
しかし、ここに開示するニッケル-コバルト材料は、良好な強度を依然として維持しながら、強化された靭性及び熱安定性をもたらし得る。強化された靭性は、少なくとも一部は、リンドーパント、ニッケル-コバルト合金中のコバルトのレベル、合金のマルチモーダル複合体構造、及び/又は前駆体材料に対して行う熱処理スケジュールに起因し得る。一般に、これらの態様のそれぞれは、少なくとも部分的には、ここに開示するリンドープニッケル-コバルト合金の靭性、引張強さ、及び熱安定性に寄与し得る。
リンドーパントがツェナーピンニングを生じさせ、靭性と引張強さとの両方を強化し、また熱安定性ももたらし得るように、前駆体材料を析出又は時効強化熱処理に供してもよい。図2は、析出強化熱処理によるツェナーピンニングの効果を表す、例示的な応力ひずみ曲線200を示す。示されているように、超微細ナノ結晶粒構造202は、良好な引張強さであるが低い靭性を呈し得るが、一方、ピンニングを有するナノ結晶粒構造204は、引張強さと靭性との両方の上昇を呈し得る。
前駆体材料は、リンドーパントを含んでもよい。電着プロセス中に、リンドーパントが堆積し、ニッケル-コバルト合金の結晶格子を通じて分散する。前駆体材料を熱処理することによって、ニッケル-リン及びコバルト-リン析出合金が形成され得る。ニッケル-リン析出はリン化ニッケル(Ni3P)を含んでもよく、コバルト-リン析出はリン化コバルト(Co2P)を含んでもよい。リン合金の一部は、粒界で析出し、かつ/又は粒界に移動する。このような析出は、粒界の推進力を相殺するピンニング圧を及ぼすことにより、粒界の移動を妨げる作用を生じ、それによって粒成長を抑制する。このようなピンニングは熱処理中の粒成長を抑制することができ、粒子内双晶の形成を増加させ得るが、これによって引張強さを保持しながら靭性を改善する熱処理が可能になる。加えて、このようなピンニングは、高温及び/又は高応力動作条件下での粒成長を抑制する場合があり、ここに開示するリンドープニッケル-コバルト合金から形成される部品に熱安定性をもたらす。
前駆体材料は、加えて、又は代替的に、ニッケル-コバルト合金の積層欠陥エネルギーγSFを低下させることによって、粒子内双晶の傾向を上昇させる、高レベルのコバルトを含んでもよい。このような粒子内双晶は、更に靭性を強化し、引張強さを維持又は強化し得る、転移すべり面をもたらす。図3は、コバルト含有率の関数として、ニッケル-コバルト合金の概略的な積層欠陥エネルギーの関係を示す。図3に示されるように、合金内のコバルトの割合が上昇するにつれて、ニッケル-コバルト合金の積層欠陥エネルギーが減少する。示されるように、約10%のコバルトを含むニッケル-コバルト合金は、約125mJ/m2の積層欠陥エネルギーを有し得るのに対して、約30%のコバルトを含む合金では約75mJ/m2、又は約40%のコバルトを含む合金では約40mJ/m2の積層欠陥エネルギーを有し得る。
図4は、粒子内双晶の効果を表す、例示的な応力ひずみ曲線400を示す。示されるように、ピンニングを有するナノ結晶粒構造402は、高い引張強さ及び中程度の靭性を呈し得るのに対し、ピンニングと粒子内双晶の両方を有するナノ結晶粒構造404は、引張強さを保持又は改善さえしながら、改善された靭性を呈し得る。
粒子内双晶は、電着プロセス中、及びそれに続く熱処理中に生じ得る。加えて、粒子内双晶は、高温及び/又は高応力動作条件下でも生じる場合があり、ここに開示するニッケル-コバルト合金から形成される部品に、更に熱安定性をもたらす。粒子内双晶は、粒成長を制約するピンニング力を通じて導入されるせん断応力の結果として生じ得るが、制約された粒界に位置する積層欠陥から、並びに粒界の分解、粒の衝突、及び/又は粒子内積層欠陥エネルギーを上回る成長事故(growth accident)から発生し得る。
粒子内双晶は、良好な引張強さを保持しながら、高い靭性をもたらし得る。粒子内双晶は、凝集性双晶境界の形態で更なる界面障害をもたらすが、このことは粒サイズの減少と同様に引張強さに寄与し、これらの凝集性双晶境界は更に、靭性に寄与し得るすべり面をもたらす。粒子内双晶境界におけるすべり面は、局所的な幾何学的配置及び応力に依存する様々な程度で、靭性及び/又は引張強さに寄与し得る。初期状態の粒子内双晶境界は、滑るように移動する(glissile)動きをもたらし得るが、これは双晶の移動を可能にし、靭性の強化に対応する。同時に、粒子内双晶を有する粒を越えて転移を移動させるために要する力は、双晶を有しない粒に対して、かなり大きいであろう。その結果、粒子内双晶の存在下、転移の移動を持続するためには、より大きな力が必要であろうが、同時にこのような粒子内双晶によって靭性の上昇が可能になり得る。
粒子内双晶を形成するのに十分なせん断応力の量は、臨界せん断双晶応力τ臨界によって次のように記載され得る
[式中、bはバーガースベクトルであり、結晶格子内の転移から生じる格子ひずみの大きさ及び方向を表す]。積層欠陥エネルギーが低下すると、臨界せん断双晶応力が低下するであろうから、ニッケル-コバルト合金内のコバルト濃度の上昇は、粒子内双晶に有利である。
熱処理中に形成した粒子内双晶は、アニーリング双晶と呼ばれる場合もある。アニーリング双晶の密度ρは、粒サイズD、及び積層欠陥エネルギーに反比例する材料依存定数Bに対して、次のように記載され得る
[式中、D0はρが0である場合の粒サイズである]。Bは積層欠陥エネルギーに反比例するため、ニッケル-コバルト合金中のコバルト濃度の上昇に関連する積層欠陥エネルギーの低さも、アニーリング双晶の形成に有利である。
個別に、又は組み合わせて見て、ニッケル-コバルト合金の粒界をピンニングするリン析出物の存在、及び/又はニッケル-コバルト合金中のコバルトレベルの高さに起因する粒子内双晶は、合金の熱安定性の上昇をもたらす。熱安定性は、ニッケル-コバルト合金における粒成長の開始温度T開始に照らして、特性評価され得る。典型的には、ニッケル-コバルト合金における粒成長の開始温度は、合金の融解温度T融解の約40%に対応する。しかし、リン析出物の導入及び/又は高レベルのコバルトは、それぞれピンニング及び/又は粒子内双晶を通じて、開始温度を上昇させ得る。いくつかの実施形態では、ニッケル-コバルト合金における粒成長の開始温度T開始は、合金についての融解温度T融解の約50%、又は約60%にさえ上昇し得る。
図5は、開始温度を上に重ねた、ニッケル-コバルト合金についての相図500を示す。例として、30%のコバルトを含むリンドープニッケル-コバルト合金は、融解温度T融解502が約1750K(約1476.9℃)である。融解温度の40%における、ニッケル-コバルト合金における粒成長の基線開始温度T開始504は、約700Kであろう。しかし、開始温度T開始を融解温度の50%に上昇させると、約875Kの粒成長の開始温度506に対応するであろう。同様に、開始温度T開始を融解温度の60%に上昇させると、約1050Kの粒成長の開始温度に対応するであろう。当然、開始温度は、材料の組成と、材料に対して行う熱処理スケジュールとに依存して変動し得る。粒成長の開始温度がこのように上昇することに対応する熱安定性の改善は、ここに開示するニッケル-コバルト合金から形成された部品が高温で動作すること、及び/又はこのような部品がより長い実用寿命を有することを可能にし得る。加えて、又は代替的に、ここに開示するニッケル-コバルト合金から、より薄い断面を有する部品を形成してもよく、熱安定性を依然として維持しながら、重量がより軽いことに対応する。
特定の合金における粒成長の開始温度T開始は、試料を異なる温度の等時熱処理に曝露し、次いで硬さ、強度、又は他の測定を介して、粒成長について間接的に試験する、等時熱処理の検討を行うことによって決定され得る。初期の硬さ低下は、粒成長の開始を指す。図6に示されるように、硬さ対熱処理温度の例示的なプロット600は、約850°Fから約900°Fの間(約454.5℃から482.2℃の間)で、初期の硬さ低下602を示す。
粒成長は引張強さを減少させ得る一方、粒成長は有利なことに、靭性を上昇させる。以上のように、ここに開示するニッケル-コバルト合金のいくつかの実施形態は、異なる粒サイズ分布を有する様々な領域を有する粒構造の、マルチモーダル複合体マトリクスを含み得る。加えて、非晶質領域は低い靭性を有し得る一方、非晶質領域は有利なことに、高い引張強さを有する。以上のように、ここに開示するニッケル-コバルト合金のいくつかの実施形態は、非晶質領域と結晶質領域とのマルチモーダル複合体マトリクスを含み得る。いくつかの実施形態では、マルチモーダル複合体マトリクスは、非晶質領域と結晶質領域との組み合わせを含み得るが、結晶質領域は、超微細ナノ結晶質領域、ナノ結晶質領域、若しくは粗粒領域、又はこのような領域の組み合わせを含む。
図7は、ここに開示する熱処理方法を行うことによって前駆体材料から形成され得る、ここに開示するニッケル-コバルト合金についての、例示的なマルチモーダル複合体マトリクス700の概略図を示す。マルチモーダル複合体マトリクス700は、不均一に分布しても均一に分布してもよい、ナノ結晶粒領域702、粗粒領域704、及び非晶質領域706を含む。リン析出708は、マルチモーダル複合体マトリクス全体にわたって存在し得る。リン析出708は、粒界に位置する場合もあり、更なる粒成長を抑制するピンニングをもたらす。リン析出708は、ナノ結晶粒、粗粒、及び/又は非晶質金属内に位置する場合もある。粒内又は非晶質金属内に位置するリン析出は、それを通る転移及び/又は他の粒界の動きが伝搬することに抵抗する、ピンニング力をもたらし得る。粒子内双晶710は、ナノ結晶粒領域702の少なくとも一部に存在し得る。加えて、粒子内双晶710は、粗粒領域704の少なくとも一部に存在し得る。リン析出708及び/又は粒子内双晶710は、追加的な強度及び/又は靭性をもたらし得る。加えて、ナノ結晶粒領域702、粗粒領域704、及び非晶質領域706の組み合わせは、相乗的に働き、良好な強度と靭性とを有するマルチモーダル複合体マトリクスをもたらし得る。
例示的なニッケル-コバルト材料は、約40原子重量%〜90原子重量%のニッケル、約10重量%〜約60重量%のコバルト、約100重量ppm〜20,000重量ppmのリン、及び1重量%未満の不純物を含み得る。いくつかの実施形態では、例示的なニッケル-コバルト材料は、250重量ppm未満の硫黄を含み得る。
ニッケル-コバルト合金中のニッケルの濃度は、約40重量%〜約90重量%、例えば約50重量%〜約80重量%、例えば約60重量%〜約70重量%、例えば約55重量%〜約65重量%、又は例えば約65重量%〜約75重量%であり得る。ニッケル-コバルト合金中のニッケルの濃度は、少なくとも約40重量%、例えば少なくとも約50重量%、例えば少なくとも約60重量%、例えば少なくとも約70重量%、又は例えば少なくとも約80重量%であり得る。ニッケル-コバルト合金中のニッケルの濃度は、約90重量%未満、例えば約80重量%未満、例えば約75重量%未満、例えば約70重量%未満、例えば約60重量%未満、又は例えば約50重量%未満であり得る。
ニッケル-コバルト合金中のコバルトの濃度は、約10重量%〜約60重量%、例えば約20重量%〜約50重量%、例えば約26重量%〜約48重量%、例えば約28重量%〜約42重量%、例えば約25重量%〜約45重量%、例えば約28重量%〜約36重量%、例えば約24重量%〜約42重量%、例えば約28重量%〜約36重量%、又は例えば約32重量%〜約46重量%であり得る。ニッケル-コバルト合金中のコバルトの濃度は、少なくとも約10重量%、例えば少なくとも約20重量%、例えば少なくとも約24重量%、例えば少なくとも約25重量%、例えば少なくとも約26重量%、例えば少なくとも約28重量%、例えば少なくとも約32重量%、例えば少なくとも約36重量%、例えば少なくとも約38重量%、例えば少なくとも約40重量%、例えば少なくとも約42重量%、例えば少なくとも約44重量%、例えば少なくとも約46重量%、例えば少なくとも約48重量%、又は例えば少なくとも約50重量%であり得る。ニッケル-コバルト合金中のニッケルの濃度は、約60重量%未満、例えば約50重量%未満、又は例えば約40重量%未満であり得る。
ニッケル-コバルト合金中のリンの濃度は、約100重量ppm〜約20,000重量ppm、例えば約100重量ppm〜約15,000重量ppm、例えば約100重量ppm〜約10,000重量ppm、例えば約100重量ppm〜約5,000重量ppm、例えば約500重量ppm〜約3,500重量ppm、例えば100重量ppm〜約2,000重量ppm、例えば約1,000重量ppm〜約2,500重量ppm、例えば約1,000重量ppm〜約1,600重量ppm、又は例えば約1,200〜約1,400重量ppmであり得る。ニッケル-コバルト合金中のリンの濃度は、少なくとも約100重量ppm、例えば少なくとも約200重量ppm、例えば少なくとも約400重量ppm、例えば少なくとも約600重量ppm、例えば少なくとも約800重量ppm、例えば少なくとも約1,000重量ppm、例えば少なくとも約1,200重量ppm、例えば少なくとも約1,400重量ppm、例えば少なくとも約1,600重量ppm、例えば少なくとも約1,800重量ppm、例えば少なくとも約2,000重量ppm、例えば少なくとも約4,000重量ppm、例えば少なくとも約6,000重量ppm、例えば少なくとも約10,000重量ppm、又は例えば少なくとも約15,000重量ppmであり得る。ニッケル-コバルト合金中のリンの濃度は、約15,000重量ppm未満、例えば約10,000重量ppm未満、例えば約6,000重量ppm未満、例えば約4,000重量ppm未満、例えば約2,000重量ppm未満、例えば約1,800重量ppm未満、例えば約1,600重量ppm未満、例えば約1,400重量ppm未満、例えば約1,200重量ppm未満、又は例えば約1,000重量ppm未満であり得る。
ニッケル-コバルト合金中の硫黄の濃度は、約250重量ppm未満、例えば約200重量ppm未満、例えば約175重量ppm未満、例えば約150重量ppm未満、例えば約125重量ppm未満、例えば約100重量ppm未満、例えば約75重量ppm未満であり得る。
ニッケル-コバルト材料は、電着プロセスを用い、次いで前駆体材料を熱処理して、前駆体金属マトリクス複合体材料を生成することによって形成され得る。前駆体ニッケル-コバルト材料は、ワット浴のような、任意の好適な電着プロセスを用いて形成してよい。電着プロセスは、ニッケル源、コバルト源、及びドーパント源(例えば、リン源)を含有する電着浴を用いて、実行され得る。電着浴は更に、電極表面の不動態化又はニッケル還元を妨げ、表面剤として作用するためのホウ酸又はその塩、電着浴中の特定のイオンとキレート化又は錯化するための1種又は複数のキレート剤及び/又は錯化剤を含んでもよい。
電着浴のためのニッケル源は、硫酸ニッケル、次亜リン酸ニッケル、酸化ニッケル、炭酸ニッケル、又は塩化ニッケル、及びこれらの組み合わせを含んでもよい。好ましくは、ニッケル源は硫酸ニッケルを含む。ニッケル源は約50mM〜約1M、例えば約250mM〜約750mMのイオン濃度で提供してもよい。
電着浴のためのコバルト源は、硫酸コバルト、塩化ニッケル、又は炭酸コバルト、及びこれらの組み合わせを含んでもよい。好ましくは、コバルト源は硫酸コバルトを含む。コバルト源は約10mM〜約100mM、例えば約25mM〜約75mMのイオン濃度で提供してもよい。
ドーパント源は、リン源を含んでもよい。電着浴のためのリン源は、次亜リン酸、及び/又は次亜リン酸塩を含んでもよい。例示的な次亜リン酸塩としては、次亜リン酸ナトリウム、次亜リン酸カリウム、次亜リン酸ニッケル、若しくは次亜リン酸アンモニウム、又は他のアルカリ金属若しくはアルカリ土類金属の次亜リン酸塩、及びこれらの組み合わせが挙げられる。好ましくは、リン源は次亜リン酸ナトリウムを含む。リン源は約50mM〜約500mM、例えば約100mM〜約250mMのイオン濃度で提供してもよい。
1種又は複数のキレート剤及び/又は錯化剤を、電着浴に含んでもよい。例示的なキレート剤としては、マロン酸、シュウ酸、コハク酸、クエン酸、リンゴ酸、マレイン酸、酒石酸、エチレンジアミン、エチレンジアミン四酢酸(EDTA)、トリエチレンテトラアミン、ジエチレントリアミン、ヒドラゾベンゼン、アミノ酸、及び前述のもののいずれかの塩が挙げられる。例示的な錯化剤としては、酢酸、プロピオン酸、グリコール酸、ギ酸、乳酸、グリシン、及び前述のもののいずれかの塩が挙げられる。キレート剤及び/又は錯化剤の塩形態としては、アルカリ金属又はアルカリ土類金属塩、アンモニウム塩、ニッケル塩、及びコバルト塩が挙げられ得る。好ましくは、電着浴は、少なくとも1種のキレート剤及び/又は少なくとも1種の錯化剤を含む。1種又は複数のキレート剤は、約10mM〜約250mM、例えば約25mM〜約200mMの濃度で提供してもよい。1種又は複数の錯化剤は、約100mM〜約750mM、例えば約250mM〜約500mMの濃度で提供してもよい。
電着浴は更に、様々な他の添加剤を、5重量%未満、例えば2.5重量%未満、又は例えば1重量%未満の濃度で含んでもよく、キャリア、粒微細化剤、粒化抑制剤、緩衝剤、湿潤剤、光沢剤、界面活性剤等が挙げられる。例えば、電着浴は加えて、析出の内部応力を減少させ、粒構造を微細化し、かつ/又は析出品質を改善するように選択される、有機粒微細化添加剤を含んでもよい。例示的な粒微細化添加剤としては、サッカリン(例えば、サッカリンナトリウム、安息香酸スルフィミド)、ベンゼンスルホン酸、1,3,6-ナフタレンスルホン酸、アリルスルホン酸、サッカリンとアリルスルホン酸との組み合わせ、クエン酸ナトリウム(例えば、クエン酸モノナトリウム、クエン酸ジナトリウム、及び/又はクエン酸トリナトリウム)、トルエン、サッカリンとクエン酸ナトリウムとの組み合わせ、2-ブチン-1,4-ジオール、サッカリンと2-ブチン-1,4-ジオールとの組み合わせ、ピリジニウムヒドロキシプロピルスルホベタイン(PPSOH)、2-ブチン-1,4-ジオールとPPSOHとの組み合わせ、メタンスルホン酸ナトリウム、オクタン-1-スルホン酸、ポリエチレングリコール、ポリアルケングリコール、第四級アンモニウム(例えば、第四級硫酸アンモニウム)、前述のもののいずれかの塩(例えば、アルカリ金属若しくはアルカリ土類金属塩、アンモニウム塩、ナトリウム塩、ニッケル塩、及び/又はコバルト塩)、並びにこれらの組み合わせが挙げられ得る。
このような有機粒微細化添加剤を、電着において、約0.001〜約0.005M、例えば約0.001〜約0.004M、又は例えば約0.002〜約0.003Mの濃度で含んでもよい。例えば、粒微細化添加剤を、約1〜約25g/L、例えば約5〜約20g/L、例えば約5〜約15g/Lの濃度で含んでもよい。このような有機粒微細化添加剤が硫黄不純物を含む場合があるが、好ましくは、得られる電着材料は、250重量ppm未満の量で、ある濃度のこのような不純物を含み得る。
別の例として、電着浴は、孔食の傾向を低下させるため、1種又は複数の界面活性剤を含んでもよい。電着浴のための例示的な界面活性剤としては、オクチルフェノールエトキシレート、オクチルフェノキシポリエトキシエタノール、ドデシル硫酸ナトリウム(SDS)、ラウリル硫酸ナトリウム(SLS)等が挙げられる。1種又は複数の界面活性剤は、約10〜約1,000重量ppmの濃度で提供してもよい。
浴溶液は、水性キャリア中に様々な成分を組み合わせることによって調製され得る。典型的には、浴溶液は、好適な酸性剤(例えば、次亜リン酸、オルトリン酸、又は硫酸)、及び好適な塩基性剤(例えば、水酸化ナトリウム)を用いて、約3.3〜4.3、例えば約3.5〜4.0の酸性pHに維持され得る。電着浴は、1つ又は複数のアノード、例えば、ニッケルイオン及び/又はコバルトイオンを電着浴に放出する可溶性アノードを含む。好適な可溶性アノードとしては、ニッケル、コバルト、又はニッケル-コバルト合金で作製されたものが挙げられる。加えて、電着浴は1つ又は複数のカソードを含み、1つ又は複数のカソードは、カソードに堆積した前駆体材料の形状を画定するマンドレルとして機能し得る。マンドレルは、前駆体材料をマンドレルから容易に分離させることを可能にする、導電性コーティングを含んでもよい。
電着プロセスは、約60℃未満、例えば約35℃〜55℃、又は例えば約40℃〜50℃の浴温度で実施してよい。変調電流密度を含めた、広い範囲の電流密度を利用してもよい。平均電流密度は、約0〜600mA/cm2、例えば5〜500mA/cm2、例えば50〜250mA/cm2、例えば100〜200mA/cm2、例えば50〜100mA/cm2、例えば25〜75mA/cm2、例えば5〜50mA/cm2、又は例えば10〜30mA/cm2の範囲であり得る。堆積速度は、約0.01mm/時〜約1mm/時、例えば0.1〜0.5mm/時の範囲であり得るが、ニッケル-コバルト合金中のコバルトの存在によって、前駆体材料における内部応力が十分に減少し得るため、及びまた、後続の熱処理プロセス中に、前駆体材料中の内部応力が解除され得るため、更に高い堆積速度が実行可能である。
所望の前駆体結晶構造をもたらすため、非晶質領域と結晶質領域との組み合わせを含めて、電着浴の1つ又は複数のパラメータを変動させてもよい。例えば、いくつかの実施形態では、例えばピーク電流密度、パルスオン時間、及びパルスオフ時間を変動させることによって、核生成速度及び既存の粒の成長を変動させるため、パルスめっき法及び/又はパルスリバースめっき法を利用してもよい。パルスめっき法及び/又はパルスリバースめっき法は、直流めっき法によって達成できるものより、微細な粒構造及び改善された結晶モルフォロジーを得ることができるため、特に魅力的であり得る。所望の前駆体結晶構造をもたらすための他の電着パラメータ、例えば可変の浴組成、撹拌速度、pH等を提供すること。
浴の化学反応及びパルス出力パラメータを含めた電着条件は、得られる前駆体材料が所望の構造を有することをもたらすように選択してよい。様々な実施形態では、前駆体材料は、非晶質領域と結晶質領域との組み合わせを含むマルチモーダル金属構造を有し得るが、結晶質領域は実質的に、ナノ結晶粒構造及び/又は超微細ナノ結晶粒構造から構成され得る。前駆体材料中の非晶質領域と結晶質領域との比率は、熱処理後に、所望の熱安定性、高強度、及び強化された靭性を達成するように選択してよい。
例として、電着プロセスは、実質的に、非晶質金属と超微細ナノ結晶粒材料とのドープニッケル-コバルト金属マトリクス複合体の形態の、前駆体材料をもたらし得る。より詳細には、例示的な電着プロセスは、実質的に、非晶質金属と超微細ナノ結晶粒材料とのリンドープニッケル-コバルト金属マトリクス複合体の形態の、前駆体材料をもたらし得る。ナノ結晶粒材料は、約5ナノメートル〜約50ナノメートルの粒サイズ分布を有し得る。本明細書に記載するように熱処理に供する場合、この前駆体材料は、得られる熱安定化金属マトリクス複合体が、相対的に高い靭性と相対的に中程度の引張強さを呈することをもたらし得る。
別の例として、電着プロセスは、実質的に、約20〜100ナノメートルの粒サイズ分布を有する、ドープニッケル-コバルトナノ結晶粒材料の形態の前駆体材料をもたらし得る。より詳細には、例示的な電着プロセスは、実質的に、約20〜100ナノメートルの粒サイズ分布を有する、リンドープニッケル-コバルトナノ結晶粒マトリクス材料の形態の前駆体材料をもたらし得る。本明細書に記載するように熱処理に供する場合、この前駆体材料は、得られる熱安定化金属マトリクス複合体が、相対的に高い引張強さと相対的に中程度の靭性を呈することをもたらし得る。
前駆体材料の結晶質領域は、粗粒構造を実質的に含まないことが好ましい場合があるが、このような結晶質領域が、粗粒構造をまったく含まない必要はない。例えば、いくつかの実施形態では、粗粒領域が前駆体材料中に、5体積%以下、例えば2.5体積%以下、例えば1体積%以下、又は例えば0.1体積%以下の量で存在し得る。
例示的な電着プロセスは、任意の所望される厚さを有する前駆体材料をもたらし得る。いくつかの実施形態では、約0.01〜0.375インチ、例えば約0.01〜約0.25インチ、例えば約0.02インチ〜約0.12インチ、例えば約0.04インチ〜約0.10インチ、例えば約0.06インチ〜約0.08インチ、例えば約0.02〜0.20インチ、例えば約0.01〜約0.15インチ、例えば約0.10〜約0.25インチ、例えば約0.15〜約0.25インチ、例えば約0.05〜約0.25インチ、例えば約0.10〜約0.20インチ、例えば約0.20〜0.25インチ、例えば約0.25〜約0.30インチ、例えば約0.30インチ〜約0.35インチ、又は例えば約0.30インチ〜約0.375インチの厚さを有するパネルを生成してもよい。パネルは、少なくとも約0.02インチ厚、例えば少なくとも約0.04インチ厚、例えば少なくとも約0.06インチ厚、例えば少なくとも約0.08インチ厚、例えば少なくとも約0.10インチ厚、例えば少なくとも約0.12インチ厚、例えば少なくとも約0.14インチ厚、例えば少なくとも約0.16インチ厚、例えば少なくとも約0.18インチ厚、例えば少なくとも約0.20インチ厚、例えば少なくとも約0.22インチ厚、又は例えば少なくとも約0.24インチ厚であってもよい。
前駆体材料は、例えばバッチ炉又は連続炉を含めた、任意の所望される熱処理システムを用いて、熱処理に供してもよい。制御雰囲気を提供してもよい。制御雰囲気は、任意選択により負圧環境下で、1種又は複数の気体を熱処理システムに供給し得る。例として、1種又は複数の気体としては、水素、窒素、アルゴン、アンモニア、二酸化炭素、一酸化炭素、ヘリウム、炭化水素(例えば、メタン、エタン、プロパン、ブタン等)、又は水蒸気、及びこれらの組み合わせが挙げられる。1種又は複数の気体は、吸熱型雰囲気又は発熱型雰囲気を提供し得る。具体的な熱処理時間及び温度スケジュールは、前駆体材料の組成、及び熱処理後に所望される得られる特性に依存するであろう。
加えて、又は代替的に、いくつかの実施形態では前駆体材料を、ターボマシンエンジンが提供する動作環境のような動作環境において、熱処理に供してもよい。前駆体材料から部品を形成し、動作環境の高熱条件が前駆体材料から形成した部品の熱処理を可能にする動作環境に、部品を設置してもよい。例えば、ターボマシンエンジンの部品を前駆体材料から形成し、ターボマシンエンジンに設置してもよい。動作環境は、本来的又は選択的に、前駆体材料の組成及び熱処理後に所望される得られる特性に好適な、具体的な熱処理時間及び温度スケジュールを提供し得る。
いくつかの実施形態では、熱処理をもたらすのに好適な動作環境は、ターボマシンエンジンを公称通りに動作させるような、公称動作から生じ得る。加えて、又は代替的に、熱処理をもたらすのに好適な動作環境は、前駆体材料の組成及び熱処理後に所望される得られる特性に好適な、具体的な熱処理時間及び/又は温度スケジュールをもたらすように選択される、特定の動作スケジュールによる動作によって選択的にもたらされ得る。ターボマシンエンジンの部品について、少なくとも部分的には、ターボマシンエンジン内の部品の位置、及び与えられるターボマシンエンジンの動作条件から生じる、対応する部品の熱への曝露に基づいて、特定の動作スケジュールがもたらされ得る。
いくつかの実施形態では、前駆体材料から形成される部品を、公称動作条件下の動作環境で用いるのには適さない場合があるが、得られる熱処理は、部品を動作環境において好適に用いることを可能にする、所望の強度及び靭性特性をもたらし得る。しかし、所望の熱処理をもたらすのに好適な動作環境は、公称動作を開始する前のならし期間又は熱処理期間によってもたらしてもよい。ならし期間又は熱処理期間は、前駆体材料の組成及び熱処理後に所望される得られる特性に好適な、具体的な熱処理時間及び/温度スケジュールを提供するように、選択的に構成してよい。
いくつかの実施形態では、前駆体材料を、第1の析出強化熱処理、及び/又は第2のアニーリング熱処理に供してもよい。図8は、第1の析出強化熱処理802、及び/又は第2のアニーリング熱処理804について、例示的な熱処理帯を上に重ねた、ニッケル-コバルト合金についての相図800を示す。
第1の熱処理は、析出強化熱処理をもたらすため、粒成長の開始温度未満の温度帯内で行われ得る。前駆体材料における粒成長の開始温度は、図6を参照しながら記載したように、前駆体材料について等時熱処理の検討を行うことによって決定され得る。例として、図5を参照しながら記載したように、30%のコバルトを含むリンドープニッケル-コバルト合金は、約700K(426.9℃)の基線開始温度T開始504を有し得る。しかし、粒成長の開始温度は、前駆体材料の組成に依存して変動し得ることが理解されよう。第1の析出強化熱処理は、ツェナーピンニングを生じるリン析出物をもたらす。第1の析出強化熱処理は、一定温度で行ってもよく、又は例えば、熱処理温度の順序を含む熱処理サイクルによって、温度が変動してもよい。
第1の析出強化熱処理のための期間は、変動し得る。例えば、期間は、所望の析出強化を得るように選択してよい。いくつかの実施形態では、第1の析出強化熱処理は、30分〜36時間、例えば2時間〜18時間、例えば少なくとも30分、例えば少なくとも1時間、例えば少なくとも2時間、例えば少なくとも5時間、例えば少なくとも12時間、例えば少なくとも13時間、例えば少なくとも15時間、例えば少なくとも18時間、例えば少なくとも24時間、例えば少なくとも30時間の期間、行ってもよい。任意選択により、第1の析出強化熱処理により得られる材料を、クエンチ又はゆっくりと冷却してもよい。
いくつかの実施形態では、第1の析出強化熱処理は、約600K〜約750K(約326.9℃〜約476.9℃)、例えば約650K〜約750K(約376.9℃〜約476.9℃)、例えば約625K〜約650K(351.9℃〜約376.9℃)、例えば約650K〜約700K(約376.9℃〜約426.9℃)、例えば約700K〜約750K(約426.9℃〜約476.9℃)、又は例えば約675K〜約725K(約401.9℃〜約451.9℃)の温度帯内で熱処理することを含んでもよい。例として、例示的な第1の析出強化熱処理を、約625K〜約650K(351.9℃〜約376.9℃)において、少なくとも13時間行ってもよい。時間と温度の間には関係があり、第1の析出強化熱処理をもたらす場合、粒成長の開始温度未満の様々な温度が、様々な熱処理時間と組み合わせて選択され得ることが理解されよう。
いくつかの実施形態では、第1の析出強化熱処理を、粒成長の開始温度を超える1つ又は複数の温度の上昇を含む熱処理サイクルによる温度帯内で、ある期間、行ってもよい。例えば、700K(426.9℃)の開始温度では、例示的な第1の析出強化熱処理は、約650K〜約750K(約376.9℃〜約476.9℃)の温度帯内のサイクルにより熱処理することを含み、サイクルの第1の部分は約650K〜約700K(約376.9℃〜約426.9℃)の温度帯内で実行され、サイクルの第2の部分は約700K〜約750K(約426.9℃〜約476.9℃)の温度帯内で実行され得る。
第2の熱処理は、アニーリング熱処理をもたらすため、粒成長の開始温度を超える温度で行われ得る。第2のアニーリング熱処理は、第1の析出強化熱処理の後、又は第1の析出強化熱処理の代替として行われ得る。第2のアニーリング熱処理を第1の析出強化熱処理の後に行う場合、第1の析出強化熱処理が、開始温度を上昇させている場合がある。そのため、第1の析出強化熱処理によって得た材料における粒成長の開始温度は、図6を参照しながら記載したように、別の等時熱処理の試験を行うことによって決定され得る。
例として、図5を参照しながら記載したように、第1の析出強化熱処理の後、30%のコバルトを含むリンドープニッケル-コバルト合金は、約700K〜約800K(約426.9℃〜約526.9℃)の開始温度T開始504を有し得る。第1の析出強化熱処理の後、このような材料は、約700K〜約900K(約426.9℃〜約626.9℃)の範囲内、例えば約700K〜約875K(約426.9℃〜約601.9℃)の範囲内、例えば約750K〜約850K(約476.9℃〜約576.9℃)の範囲内、例えば約775K〜約825K(約501.9℃〜約551.9℃)の範囲内、例えば約800K(526.9℃)の開始温度を有し得る。
第2のアニーリング熱処理は、アニーリング双晶及び/又は制御された粒成長をもたらし得る。第2のアニーリング熱処理は、一定温度で行ってもよく、又は例えば、熱処理温度の順序を含む熱処理サイクルによって、温度が変動してもよい。第2のアニーリング熱処理のための期間は、変動し得る。例えば、期間は、所望のアニーリング双晶及び制御された粒成長を得るように選択してよい。いくつかの実施形態では、第2のアニーリング熱処理は、10分〜5時間、例えば30分〜3時間、例えば少なくとも10分、例えば少なくとも20分、例えば少なくとも30分、例えば少なくとも1時間、例えば少なくとも2時間の期間、行ってもよい。任意選択により、第2のアニーリング熱処理により得られる材料を、クエンチ又はゆっくりと冷却してもよい。
いくつかの実施形態では、第2のアニーリング熱処理は、約800K〜約900K(約526.9℃〜約626.9℃)、例えば約800K〜約850K(約526.9℃〜約576.9℃)、例えば約850K〜約900K(約576.9℃〜約626.9℃)、又は例えば約825K〜約875K(約551.9℃〜約601.9℃)の温度帯内で熱処理することを含んでもよい。いくつかの実施形態では、第2のアニーリング熱処理を、粒成長の開始温度を超える1つ又は複数の温度の上昇を含む熱処理サイクルによる温度帯内で、ある期間、行ってもよい。例えば、850K(576.9℃)の開始温度では、例示的な第2のアニーリング熱処理は、約800K〜約900K(約526.9℃〜約626.9℃)の温度帯内のサイクルにより熱処理することを含み、サイクルの第1の部分は約800K〜約850K(約526.9℃〜約576.9℃)の温度帯内で実行され、サイクルの第2の部分は約850K〜約900K(約576.9℃〜約626.9℃)の温度帯内で実行され得る。時間と温度の間には関係があり、第2のアニーリング熱処理をもたらす場合、粒成長の開始温度を超える様々な温度が、様々な熱処理時間と組み合わせて選択され得ることが理解されよう。
図9A〜図9Cは、ニッケル-コバルト材料を形成する例示的な方法900を示す。図9Aに示されるように、例示的な方法900は、ニッケル-コバルト材料を、材料における粒成長の開始温度未満の第1の温度帯内で熱処理する工程902を含む。ニッケル-コバルト材料は、電着プロセスを用いて形成されたリンドープニッケル-コバルト材料のような、ドープニッケル-コバルト材料であってもよい。第1の温度帯は、約650K〜約750K(約376.9℃〜約476.9℃)、例えば約630K〜約660K(約356.9℃〜約386.9℃)であり得る。例示的な方法900は、任意選択により、材料を、材料における粒成長の開始温度を超える第2の温度帯内で熱処理する工程904を含んでもよい。第2の温度帯は、約800K〜約900K(約526.9℃〜約626.9℃)であり得る。いくつかの実施形態では、方法は加えて、電着プロセスによってドープニッケル-コバルト材料を形成する工程906を含んでもよい。例示的な方法900は、強化された引張強さと靭性とを有する、熱安定化材料をもたらすために行われ得る。
いくつかの実施形態では、例示的な方法900は、高強度、熱安定性、及び中程度の靭性を呈するニッケル-コバルト材料を提供し得る。高強度、熱安定性、及び中程度の靭性を有するニッケル-コバルト材料は、約20〜約100ナノメートルの粒サイズ分布を有する、リンドープニッケル-コバルト材料等のドープニッケル-コバルト材料に、析出強化熱処理を行うことによって、得ることができる。例えば、図9Bに示されるように、例示的な方法900は、材料を、粒成長の開始温度未満の温度帯内で熱処理する工程908を含んでもよい。ニッケル-コバルト材料は、リンドーパント及び/又は高レベルのコバルトを含み得る。リンドーパント等のドーパントは、約1,000重量ppm〜約2,500重量ppmの濃度で、ニッケル-コバルト材料中に含まれ得る。ニッケル-コバルト材料中のコバルトの濃度は、約30重量%〜約50重量%であり得る。このような熱処理は、ニッケル-コバルト材料を実質的に包囲する約20〜約100ナノメートルの粒サイズ分布を有し、熱安定化ナノ結晶粒構造をもたらし得る。いくつかの実施形態では、方法900は加えて、電着プロセスによって、ナノ結晶粒構造を有するドープニッケル-コバルト材料を形成する工程910を含んでもよい。
いくつかの実施形態では、例示的な方法900は、非晶質金属領域とナノ結晶粒領域とを有するニッケル-コバルト材料を提供し得る。このような材料は、高靭性、熱安定性、及び中程度の強度を呈し得る。高靭性、熱安定性、及び中程度の強度を有するニッケル-コバルト材料は、析出強化熱処理に続いて、アニーリング熱処理を行うことによって、得ることができる。例えば、図9Cに示されるように、例示的な方法900は、ニッケル-コバルト材料を、材料における粒成長の開始温度未満の温度帯内で熱処理する工程912、及び次いで、材料を、材料における粒成長の開始温度を超える温度帯内で熱処理する工程914を含んでもよい。ニッケル-コバルト材料中のドーパント、例えばリンドーパントの濃度は、約500重量ppm〜約2,500重量ppmの濃度であり得る。ニッケル-コバルト材料中のコバルトの濃度は、約30重量%〜約50重量%である。熱処理は、非晶質金属領域と、約50〜約800ナノメートルの粒サイズ分布を有する結晶粒領域とを有する、熱安定化金属マトリクス複合体をもたらし得る。結晶粒領域は、ナノ結晶粒領域と粗粒領域との複合体を含み得る。いくつかの実施形態では、方法900は、電着プロセスを用いて、非晶質金属領域とナノ結晶粒領域とを有する、ドープニッケル-コバルト金属マトリクス複合体材料を形成する工程916を含んでもよい。
ここで、図10及び図11を参照しながら、ドープニッケル-コバルト材料について予想される応力ひずみ曲線を説明する。図10に示されるように、例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、堆積させたままの応力ひずみ曲線1000を呈し得る。堆積させたままの材料を、析出強化熱処理(例えば、約650K〜約750K(約376.9℃〜約476.9℃))に供してもよい。析出強化熱処理、及び/又はアニーリング熱処理は、本開示に準拠して行われ得る。析出強化熱処理の後、例示的なドープニッケル-コバルト材料は、予想析出強化応力ひずみ範囲1002に入り得る、析出強化応力ひずみ曲線を呈することが予想されよう。指示されるように、析出強化熱処理は、得られる改善された引張強さを呈する材料に、堆積させたままの材料に対していくぶん低い靭性をもたらすと予想されよう。
いくつかの実施形態では、析出強化熱処理の後、材料をアニーリング熱処理(例えば、約800K〜約900K(約526.9℃〜約626.9℃))に供してもよい。アニーリング熱処理の後、例示的なドープニッケル-コバルト材料は、予想アニーリング応力ひずみ範囲1004に入り得る、アニーリング応力ひずみ曲線を呈することが予想されよう。指示されるように、析出強化熱処理に続くアニーリング熱処理は、得られる材料が、堆積させたままの材料と析出強化熱処理後の材料との両方に対して、改善された靭性を呈することをもたらすと予想されよう。アニーリング熱処理は、析出強化応力ひずみ範囲1002に対して、引張強さをいくぶん減少させることが予想されよう。しかし、ピンニング及び/又は粒子内双晶のため、良好な引張強さが保持されることが予想され、いくつかの実施形態では、アニーリング応力ひずみ範囲1004は、堆積させたままの応力ひずみ曲線1000、及び/又は析出強化応力ひずみ範囲1002に重なり得る。
ここに開示するドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、本開示に準拠した熱処理の後、強化された引張強さ及び/又は靭性を呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、本開示に準拠した熱処理の後、約1,000MPa〜約1,500MPa、例えば約1,100MPa〜約1,400MPa、例えば約1,200MPa〜約1,375MPa、例えば約1,175MPa〜約1,325MPa、又は例えば約1,250MPa〜約1,450MPaの極限引張強さを呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、本開示に準拠した熱処理の後、少なくとも約1,000MPa、例えば少なくとも約1,100MPa、例えば少なくとも約1,200MPa、例えば少なくとも約1,300MPa、又は例えば少なくとも約1,400MPaの極限引張強さを呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、本開示に準拠した熱処理の後、約1,500MPa未満、例えば約1,400MPa未満、例えば約1,300MPa未満、又は例えば約1,200MPa未満の極限引張強さを呈し得る。
例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、本開示に準拠した熱処理の後、約600MPa〜約1,400MPa、例えば約800MPa〜約1,200MPa、例えば約900MPa〜約1,300MPa、例えば約1,000MPa〜約1,200MPa、又は例えば約850MPa〜約1,150MPaの引張降伏強さを呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、本開示に準拠した熱処理の後、少なくとも約600MPa、例えば少なくとも約700MPa、例えば少なくとも約800MPa、例えば少なくとも約900MPa、例えば少なくとも約1,000MPa、例えば少なくとも約1,100MPa、例えば少なくとも約1,200MPa、例えば少なくとも約1,300MPa、又は例えば少なくとも約1,400MPaの引張降伏強さを呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、本開示に準拠した熱処理の後、約1,400MPa未満、例えば約1,300MPa未満、例えば約1,200MPa未満、例えば約1,100MPa未満、例えば約1,000MPa未満、例えば約900MPa未満、例えば約800MPa未満、又は例えば約700MPa未満の引張降伏強さを呈し得る。
例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、本開示に準拠した熱処理の後、約0.04mm/mm〜約0.1mm/mm、例えば約0.05mm/mm〜約0.08mm/mm、例えば約0.04mm/mm〜約0.07mm/mm、例えば約0.04mm/mm〜約0.06mm/mm、例えば約0.05mm/mm〜約0.08mm/mm、例えば約0.05mm/mm〜約0.07mm/mm、例えば約0.06mm/mm〜約0.08mm/mm、例えば約0.07mm/mm〜約0.1mm/mm、又は例えば約0.08mm/mm〜約0.1mm/mmの伸びひずみを呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、本開示に準拠した熱処理の後、少なくとも約0.04mm/mm、例えば少なくとも約0.05mm/mm、例えば少なくとも約0.06mm/mm、例えば少なくとも約0.07mm/mm、例えば少なくとも約0.08mm/mm、又は例えば少なくとも約0.09mm/mmの伸びひずみを呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、本開示に準拠した熱処理の後、約0.1mm/mm未満、例えば約0.09mm/mm未満、例えば約0.08mm/mm未満、例えば約0.07mm/mm未満、例えば約0.06mm/mmの伸びひずみを呈し得る。
例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、高温において強化された引張強さも呈し得る。例えば、例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、650°F(343.3℃)において、約1,000MPa〜約1,500MPa、例えば約1,100MPa〜約1,400MPa、例えば約1,200MPa〜約1,375MPa、例えば約1,175MPa〜約1,325MPa、又は例えば約1,250MPa〜約1,450MPaの極限引張強さを呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、650°F(343.3℃)において、少なくとも約1,000MPa、例えば少なくとも約1,100MPa、例えば少なくとも約1,200MPa、例えば少なくとも約1,300MPa、又は例えば少なくとも約1,400MPaの極限引張強さを呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、650°F(343.3℃)において、約1,500MPa未満、例えば約1,400MPa未満、例えば約1,300MPa未満、又は例えば約1,200MPa未満の極限引張強さを呈し得る。
例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、本開示に準拠した熱処理の後、強化された伸び率を呈し得る。例えば、例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、約2%〜約10%、例えば約3%〜約7%、又は例えば約4%〜約6%の伸びを呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、少なくとも約2%、例えば少なくとも約4%、例えば少なくとも約5%、例えば少なくとも約6%、例えば少なくとも約7%、又は例えば少なくとも約8%の伸びを呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、約8%未満、例えば約7%未満、又は例えば約6%の伸びを呈し得る。
例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、本開示に準拠した熱処理の後、強化された硬さを呈し得る。例えば、例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、約350〜約500Hv、例えば約365〜約485Hv、例えば約375〜約475Hv、例えば約385〜約465Hv、又は例えば約395〜約455Hvの硬さを呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、少なくとも約350Hv、例えば少なくとも約375Hv、例えば少なくとも約400Hv、例えば少なくとも約425Hv、例えば少なくとも約450Hv、例えば少なくとも約475Hv、又は例えば少なくとも約500Hvの硬さを呈し得る。例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、約500Hv未満、例えば約475Hv未満、又は例えば約450Hvの硬さを呈し得る。
ここで、図11を参照しながら、例示的なドープニッケル-コバルト材料への、長期の熱曝露の効果を検討する。ドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、材料が用いられ得る動作環境のため、長期の熱曝露(例えば、約650K〜約750K(約376.9℃〜約476.9℃)において少なくとも500時間)に供される場合がある。長期の熱曝露によって、ドープニッケル-コバルト材料におけるピンニング及び/又は粒子内双晶が、良好な引張強さを依然として維持しながら、堆積させたままの材料と析出強化熱処理後の材料との両方に対していくぶん強化された靭性を呈する、熱的に安定な材料をもたらすことが予想されよう。図11に示されるように、例示的なドープニッケル-コバルト材料、例えばリンドープニッケル-コバルト材料は、予想長期熱曝露応力ひずみ範囲1100に入り得る、長期熱曝露応力ひずみ曲線を呈することが予想されよう。指示されるように、材料は熱安定性を呈することが予想され、長期熱曝露によって、引張強さ特性は概ね保持され得るであろう。長期熱曝露は、析出強化応力ひずみ範囲1002に対して、引張強さをいくぶん減少させることが予想されよう。しかし、ピンニング及び/又は粒子内双晶のため、良好な引張強さが保持されることが予想され、いくつかの実施形態では、長期熱曝露応力ひずみ範囲1100は、堆積させたままの応力ひずみ曲線1000、及び/又は析出強化応力ひずみ範囲1002に重なり得る。
(実施例1)
引張強さ及び靭性
電着プロセスを用いて、前駆体リンドープニッケル-コバルトナノ結晶質材料を形成した。電着プロセスは、35℃〜60℃の範囲内の温度、並びに0〜600mA/cm2の範囲の電流密度、及び15mA/cm2又は25mA/cm2の平均電流密度を提供するDynatronix 12-1010電力供給を有するワット浴において行った。前駆体材料をステンレス鋼基材上に形成し、5インチ幅、5インチ長、及び0.040インチ厚の寸法を有していた。電着プロセスによって得た前駆体材料は、約30重量%のコバルト、及び約70重量%のニッケルを含有する、リンドープニッケル-コバルト合金であった。前駆体材料についての投入パラメータ及び得られた堆積組成物を、Table 1(表1)に示す。
引張試験片を調製し、そのうちのいくつかを、700°F(約371.1℃)において24時間、析出強化熱処理に供した。熱処理は、塩/油浴を用いて行った。試験片は覆われており(bagged)、次いで、熱処理のため浴に載置した。熱処理に続いて、試験片を空気冷却した。
堆積させたままの、及び析出強化(熱処理)済の引張試験片に関して、ASTM E21-17に準拠し、伸び計を用いて、室温(約21℃)において引張試験を行った。試料は、約0.12インチの当初の長さ、及び約0.05インチの当初の厚さを有していた。引張試験の結果をTable 2(表2)に示す。
(実施例3)
等時熱処理の検討
実施例1において記載した方法で調製した前駆体材料に関して、等時熱処理の検討を行った。Table 3(表3)に示すように、前駆体材料は様々なレベルのリンを含んでいた。前駆体材料を異なる温度における等時熱処理に曝露し、次いで粒成長について、硬さを介する間接的な試験をした。Table 3(表3)に示すようにして、粒成長の開始温度T開始を、初期の硬さ低下を特定することによって決定した。
(実施例4)
高温における引張強さ
ASTM E8-16aに準拠して、熱処理済引張試験片に関して、高温(650°F(約376.9℃))においても引張試験を行った。実施例1を参照しながら、記載した通りに、熱処理済引張試験片を調製した。高温引張試験による結果をTable 4(表4)に示す。
図12は、ステンレス鋼(321SS)及びニッケル系超合金(INCONEL(登録商標) 625)についての文献値に対する、析出強化済引張試験片の極限引張強さを示す。示されるように、析出強化済引張試験片は、ステンレス鋼(321SS)及びニッケル系超合金(INCONEL(登録商標))625)の文献値に対して、室温(約21℃)及び650°F(37.8℃〜343.3℃)の高温の両方において、より高い極限引張強さを呈した。
(実施例5)
リンドープニッケル-コバルト材料のミクロ構造
実施例1を参照しながら、記載した通りに、引張試験片を調製した。引張試験片は、700°F(371.1℃)において、500時間の析出強化熱処理を受けた。引張試験片に関して、ASTM E21-17に準拠し、伸び計を用いて、室温において引張試験を行った。透過型電子顕微鏡を用いて、引張試験片の破面を分析した。透過型電子顕微鏡により得た画像を、図13Aに示す。破面は、大規模な粒の膨出(cupping)を伴う延性破壊の証拠を示し、これは高い靭性を示している。
収束イオンビーム(FIB)加工を用いて、破壊領域に隣接する部分を除去し、FIB加工に供した位置を、電子顕微鏡を用いて分析した。透過型電子顕微鏡により得た画像を、図13Bに示す。透過型電子顕微鏡により得た画像は、非晶質領域と結晶質領域とのマルチモーダル複合体を示し、結晶質領域は、超微細ナノ結晶粒領域、ナノ結晶粒領域、及び粗粒領域を含む。ナノ結晶粒領域及び粗粒領域は、アニーリング双晶と変形双晶との両方の組み合わせであると考えられる粒子内双晶を呈した。図13Bが示す粒子内双晶中にアニーリング双晶が存在することは、実施例1及び4による改善された引張特性及び靭性特性とともに、図13Aに示した延性破壊及び大規模な粒の膨出からわかる。
「第1」、「第2」、及び「第3」という用語は、ある構成要素を別のものから区別するため、交換可能に用いてよく、個々の構成要素の位置又は重要性を表すことを意図するものではないことを理解されたい。「1つの(a)」及び「1つの(an)」という用語は、量の限定を意味するものではなく、むしろ少なくとも1つの参照した項目が存在することを意味する。ここで、並びに明細書及び特許請求の範囲の全体を通じて、文脈又は言語による別段の指示がない限り、範囲限定は組み合わせられ、及び交換され、このような範囲は特定され、その中に含有するすべての部分範囲を含む。例えば、本明細書に開示するすべての範囲は端点を含み、端点は互いに独立に組み合わせることができる。
明細書及び特許請求の範囲の全体を通じて、ここで使用する場合、近似する言語は、関連する基本的な機能に変化をもたらすことなく、許容可能に変動させることができる任意の量的表現を修飾するために適用される。したがって、「約」、「近似的に」、及び「実質的に」等の用語によって修飾された値は、特定の正確な値に限定されるものではない。少なくともいくつかの例では、近似する言語は、値を測定するための機器の精度、又は構成要素及び/若しくはシステムを構築若しくは製造するための方法若しくはマシンの精度に対応し得る。
本発明の更なる態様は、以下の項目の主題によって提供される。
1.ニッケル-コバルト材料を形成する方法であって、
ニッケル-コバルト材料を、材料における粒成長の開始温度未満の第1の温度帯内で熱処理する工程を含み、第1の温度帯が約600K〜約750K(約326.9℃〜約476.9℃)である、方法。
2.材料を、材料における粒成長の開始温度を超える第2の温度帯内で熱処理する工程を含み、第2の温度帯が約800K〜約900K(約526.9℃〜約626.9℃)である、先行する項目のいずれかに記載の方法。
3.ニッケル-コバルト材料がドープニッケル-コバルト材料を含み、ドープニッケル-コバルト材料が電着プロセスを用いて形成される、先行する項目のいずれかに記載の方法。
4.ドープニッケル-コバルト材料がドーパントを含み、ドーパントが、アルミニウム、アンチモン、ヒ素、ホウ素、ベリリウム、カドミウム、炭素、クロム、銅、エルビウム、ユーロピウム、ガリウム、ゲルマニウム、金、鉄、インジウム、イリジウム、鉛、マグネシウム、マンガン、水銀、モリブデン、ニオブ、ネオジム、パラジウム、リン、白金、レニウム、ロジウム、セレン、ケイ素、硫黄、タンタル、テルル、スズ、チタン、タングステン、バナジウム、亜鉛、及び/又はジルコニウムを含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
5.ドープニッケル-コバルト材料がドーパントを含み、ドーパントがリンを含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
6.ドープニッケル-コバルト材料がドーパントを含み、ドーパントがホウ素を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
7.ニッケル-コバルト材料がリンドープニッケル-コバルト材料を含み、リンドープニッケル-コバルト材料が電着プロセスを用いて形成される、先行する項目のいずれかに記載の方法。
8.ニッケル-コバルト材料が、約40重量%〜90重量%のニッケル、約10重量%〜約60重量%のコバルト、及び約100重量ppm〜約20,000重量ppmのドーパントを含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
9.ニッケル-コバルト材料中のドーパントの濃度が、約1,000重量ppm〜約2,500重量ppmである、先行する項目のいずれかに記載の方法。
10.ニッケル-コバルト材料が、約40重量%〜90重量%のニッケル、約10重量%〜約60重量%のコバルト、及び約100重量ppm〜約20,000重量ppmのリンを含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
11.ニッケル-コバルト材料中のリンの濃度が、約1,000重量ppm〜約2,500重量ppmである、先行する項目のいずれかに記載の方法。
12.ニッケル-コバルト材料中のコバルトの濃度が、少なくとも約25重量%である、先行する項目のいずれかに記載の方法。
13.ニッケル-コバルト材料中のニッケルの濃度が、約75重量%未満である、先行する項目のいずれかに記載の方法。
14.電着プロセスを用いてニッケル-コバルト材料を形成する工程を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
15.ニッケル-コバルト材料を、30分〜36時間の期間、第1の温度帯内で熱処理する工程を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
16.ニッケル-コバルト材料を、2時間〜18時間の期間、第1の温度帯内で熱処理する工程を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
17.ニッケル-コバルト材料を、10分〜5時間の期間、第2の温度帯内で熱処理する工程を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
18.ニッケル-コバルト材料を、30分〜3時間の期間、第2の温度帯内で熱処理する工程を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
19.ニッケル-コバルト材料を熱安定化する方法であって、ニッケル-コバルト材料を、ニッケル-コバルト材料における粒成長の開始温度未満の温度帯内で熱処理する工程を含み、ニッケル-コバルト材料がドーパントを含み、ニッケル-コバルト材料中のドーパントの濃度が約1,000重量ppm〜約2,500重量ppmであり、ニッケル-コバルト材料中のコバルトの濃度が約30重量%〜約50重量%である、方法。
20.ドーパントが、アルミニウム、アンチモン、ヒ素、ホウ素、ベリリウム、カドミウム、炭素、クロム、銅、エルビウム、ユーロピウム、ガリウム、ゲルマニウム、金、鉄、インジウム、イリジウム、鉛、マグネシウム、マンガン、水銀、モリブデン、ニオブ、ネオジム、パラジウム、リン、白金、レニウム、ロジウム、セレン、ケイ素、硫黄、タンタル、テルル、スズ、チタン、タングステン、バナジウム、亜鉛、及び/又はジルコニウムを含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
21.ドーパントがリンを含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
22.ドーパントがホウ素を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
23.ニッケル-コバルト材料が電着プロセスを用いて形成される、先行する項目のいずれかに記載の方法。
24.電着プロセスを用いてニッケル-コバルト材料を形成する工程を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
25.ニッケル-コバルト材料における粒成長の開始温度未満の温度帯が、約600K〜約750K(約326.9℃〜約476.9℃)、任意選択により約630K〜約660K(約356.9℃〜約386.9℃)である、先行する項目のいずれかに記載の方法。
26.熱処理する工程の前に、ニッケル-コバルト材料が、ニッケル-コバルト材料を実質的に包囲する約20〜100ナノメートルの粒サイズ分布を有するナノ結晶粒構造を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
27.熱処理する工程の後、ニッケル-コバルト材料が、ニッケル-コバルト材料を実質的に包囲する約20〜約100ナノメートルの粒サイズ分布を有するナノ結晶粒構造を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
28.ニッケル-コバルト材料を、材料における粒成長の開始温度を超える温度帯内で熱処理し、非晶質金属領域と結晶粒領域とを含む金属マトリクス複合体をもたらす工程を含み、結晶粒領域が約50〜約800ナノメートルの粒サイズ分布を有する、先行する項目のいずれかに記載の方法。
29.ニッケル-コバルト材料における粒成長の開始温度を超える温度帯が約800K〜約900K(約526.9℃〜約626.9℃)である、先行する項目のいずれかに記載の方法。
30.粒成長の開始温度未満の温度帯内で熱処理する工程の前に、ニッケル-コバルト材料が、ニッケル-コバルト材料を実質的に包囲する金属マトリクス複合体を含み、金属マトリクス複合体が、非晶質金属領域と超微細ナノ結晶粒領域とを有する、先行する項目のいずれかに記載の方法。
31.超微細ナノ結晶粒領域が約5〜50ナノメートルの粒サイズ分布を有する、先行する項目のいずれかに記載の方法。
32.熱処理する工程の後、ニッケル-コバルト材料が、ASTM E8-16aに準拠して決定される、約0.05mm/mm〜約0.08mm/mmの伸びひずみを呈する、先行する項目のいずれかに記載の方法。
33.熱処理する工程の後、ニッケル-コバルト材料が、ASTM E8-16aに準拠して決定される、約1,000MPa〜約1,500MPaの極限引張強さを呈する、先行する項目のいずれかに記載の方法。
34.非晶質領域と結晶質領域とを有する金属マトリクス複合体を含むニッケル-コバルト材料であって、結晶質領域が、約50ナノメートル〜約800ナノメートルの粒サイズ分布を有するナノ結晶粒構造によって実質的に包囲され、ナノ結晶粒構造が広範な粒子内双晶を含み(例えば、ナノ結晶粒構造の約30%〜約40%、更には約40%〜50%が粒子内双晶を含み)、金属マトリクス複合体が、約50重量%〜約80重量%のニッケル、約20重量%〜約50重量%のコバルト、及び約100重量ppm〜約20,000重量ppmのドーパントを含む化学構成を有する、ニッケル-コバルト材料。
35.ドーパントが、アルミニウム、アンチモン、ヒ素、ホウ素、ベリリウム、カドミウム、炭素、クロム、銅、エルビウム、ユーロピウム、ガリウム、ゲルマニウム、金、鉄、インジウム、イリジウム、鉛、マグネシウム、マンガン、水銀、モリブデン、ニオブ、ネオジム、パラジウム、リン、白金、レニウム、ロジウム、セレン、ケイ素、硫黄、タンタル、テルル、スズ、チタン、タングステン、バナジウム、亜鉛、及び/又はジルコニウムを含む、先行する項目のいずれかに記載のニッケル-コバルト材料。
36.ドーパントがリンを含む、先行する項目のいずれかに記載のニッケル-コバルト材料。
37.ドーパントがホウ素を含む、先行する項目のいずれかに記載のニッケル-コバルト材料。
38.ニッケル-コバルト材料が、ASTM E8-16aに準拠して決定される、約0.05mm/mm〜約0.08mm/mmの伸びひずみ、及びASTM E8-16aに準拠して決定される、約1,000MPa〜約1,500MPaの極限引張強さを呈する、先行する項目のいずれかに記載のニッケル-コバルト材料。
39.先行する項目のいずれかに記載の方法によって形成された、先行する項目のいずれかに記載のニッケル-コバルト材料。
本明細書は、最良の形態を含めてここに開示する主題を記載するために例示的な実施形態を用いており、また、任意の装置又はシステムの作製及び使用、並びに任意の組み込まれた方法を行うことを含めて、任意の当業者がこのような主題を実施することを可能にする。ここに開示する主題の特許性のある範囲は特許請求の範囲によって規定され、当業者が想到する他の例を含み得る。このような他の例は、特許請求の範囲の逐語的な言語と相違しない構造要素を含む場合、又は特許請求の範囲の逐語的な言語との差異がわずかな同等の構造要素を含む場合、特許請求の範囲内であることが意図される。
本発明の更なる態様は、以下の項目の主題によって提供される。
1. ニッケル-コバルト材料を形成する方法であって、ニッケル-コバルト材料を、材料における粒成長の開始温度未満の第1の温度帯内で熱処理する工程を含み、第1の温度帯が約600K〜約750Kである、方法。
2.材料を、材料における粒成長の開始温度を超える第2の温度帯内で熱処理する工程を含み、第2の温度帯が約800K〜約900Kである、先行する項目のいずれかに記載の方法。
3.ニッケル-コバルト材料がドープニッケル-コバルト材料を含み、ドープニッケル-コバルト材料が電着プロセスを用いて形成される、先行する項目のいずれかに記載の方法。
4.ドープニッケル-コバルト材料がドーパントを含み、ドーパントが、アルミニウム、アンチモン、ヒ素、ホウ素、ベリリウム、カドミウム、炭素、クロム、銅、エルビウム、ユーロピウム、ガリウム、ゲルマニウム、金、鉄、インジウム、イリジウム、鉛、マグネシウム、マンガン、水銀、モリブデン、ニオブ、ネオジム、パラジウム、リン、白金、レニウム、ロジウム、セレン、ケイ素、硫黄、タンタル、テルル、スズ、チタン、タングステン、バナジウム、亜鉛、及び/又はジルコニウムを含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
5.ニッケル-コバルト材料がリンドープニッケル-コバルト材料を含み、リンドープニッケル-コバルト材料が電着プロセスを用いて形成される、先行する項目のいずれかに記載の方法。
6.ニッケル-コバルト材料が、約40重量%〜90重量%のニッケル、約10重量%〜約60重量%のコバルト、及び約100重量ppm〜約20,000重量ppmのドーパントを含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
7.ニッケル-コバルト材料中のドーパントの濃度が、約1,000重量ppm〜約2,500重量ppmである、先行する項目のいずれかに記載の方法。
8.ニッケル-コバルト材料が、約40重量%〜90重量%のニッケル、約10重量%〜約60重量%のコバルト、及び約100重量ppm〜約20,000重量ppmのリンを含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
9.ニッケル-コバルト材料を、30分〜36時間の期間、第1の温度帯内で熱処理する工程を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
10.ニッケル-コバルト材料を、10分〜5時間の期間、第2の温度帯内で熱処理する工程を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
11.ニッケル-コバルト材料を熱安定化する方法であって、
ニッケル-コバルト材料を、ニッケル-コバルト材料における粒成長の開始温度未満の温度帯内で熱処理する工程を含み、ニッケル-コバルト材料がドーパントを含み、ニッケル-コバルト材料中のドーパントの濃度が約1,000重量ppm〜約2,500重量ppmであり、ニッケル-コバルト材料中のコバルトの濃度が約30重量%〜約50重量%である、方法。
12.ドーパントが、アルミニウム、アンチモン、ヒ素、ホウ素、ベリリウム、カドミウム、炭素、クロム、銅、エルビウム、ユーロピウム、ガリウム、ゲルマニウム、金、鉄、インジウム、イリジウム、鉛、マグネシウム、マンガン、水銀、モリブデン、ニオブ、ネオジム、パラジウム、リン、白金、レニウム、ロジウム、セレン、ケイ素、硫黄、タンタル、テルル、スズ、チタン、タングステン、バナジウム、亜鉛、及び/又はジルコニウムを含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
13.ニッケル-コバルト材料における粒成長の開始温度未満の温度帯が約600K〜約750Kである、先行する項目のいずれかに記載の方法。
14.熱処理する工程の前に、ニッケル-コバルト材料が、ニッケル-コバルト材料を実質的に包囲する約20〜100ナノメートルの粒サイズ分布を有するナノ結晶粒構造を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
15.熱処理する工程の後、ニッケル-コバルト材料が、ニッケル-コバルト材料を実質的に包囲する約20〜約100ナノメートルの粒サイズ分布を有するナノ結晶粒構造を含む、先行する項目のいずれかに記載の方法。
16.ニッケル-コバルト材料を、材料における粒成長の開始温度を超える温度帯内で熱処理し、非晶質金属領域と結晶粒領域とを含む金属マトリクス複合体をもたらす工程を含み、結晶粒領域が約50〜約800ナノメートルの粒サイズ分布を有する、先行する項目のいずれかに記載の方法。
17.ニッケル-コバルト材料における粒成長の開始温度を超える温度帯が約800K〜約900Kである、先行する項目のいずれかに記載の方法。
18.粒成長の開始温度未満の温度帯内で熱処理する工程の前に、ニッケル-コバルト材料が、ニッケル-コバルト材料を実質的に包囲する金属マトリクス複合体を含み、金属マトリクス複合体が、非晶質金属領域と超微細ナノ結晶粒領域とを有する、先行する項目のいずれかに記載の方法。
19.超微細ナノ結晶粒領域が約5〜50ナノメートルの粒サイズ分布を有する、先行する項目のいずれかに記載の方法。
20.非晶質領域と結晶質領域とを有する金属マトリクス複合体を含むニッケル-コバルト材料であって、結晶質領域が、約50ナノメートル〜約800ナノメートルの粒サイズ分布を有するナノ結晶粒構造によって実質的に包囲され、ナノ結晶粒構造が広範な粒子内双晶を含み、金属マトリクス複合体が、約50重量%〜80重量%のニッケル、約20重量%〜約50重量%のコバルト、及び約100重量ppm〜約20,000重量ppmのドーパントを含む化学構成を有する、ニッケル-コバルト材料。

100 応力ひずみ曲線
102 非晶質構造
104 ミクロ結晶質構造、ナノ結晶粒構造
106 超微細ナノ結晶粒構造
200 応力ひずみ曲線
202 超微細ナノ結晶粒構造
204 ピンニングを有するナノ結晶粒構造
400 応力ひずみ曲線
402 ピンニングを有するナノ結晶粒構造
404 ピンニングと粒子内双晶の両方を有するナノ結晶粒構造、広範な粒子内双晶
500 相図
502 融解温度
504 基線開始温度
506 開始温度
600 プロット
602 初期の硬さ低下
700 マルチモーダル複合体マトリクス
702 ナノ結晶粒領域、結晶粒領域、結晶質領域
704 粗粒領域
706 非晶質領域
708 リン析出
710 粒子内双晶
800 相図
802 第1の析出強化熱処理
804 第2のアニーリング熱処理
900 ニッケル-コバルト材料を形成する方法
902 ニッケル-コバルト材料を、材料における粒成長の開始温度未満の第1の温度帯内で熱処理する工程
904 ニッケル-コバルト材料を、材料における粒成長の開始温度を超える第2の温度帯内で熱処理する工程
906 電着プロセスによってドープニッケル-コバルト材料を形成する工程
908 材料を、粒成長の開始温度未満の温度帯内で熱処理する工程
910 電着プロセスによって、ナノ結晶粒構造を有するドープニッケル-コバルト材料を形成する工程
912 ニッケル-コバルト材料を、材料における粒成長の開始温度未満の温度帯内で熱処理する工程
914 材料を、材料における粒成長の開始温度を超える温度帯内で熱処理する工程
916 非晶質金属領域とナノ結晶粒領域とを有する、ドープニッケル-コバルト金属マトリクス複合体材料を形成する工程
1000 応力ひずみ曲線
1002 析出強化応力ひずみ範囲
1004 アニーリング応力ひずみ範囲
1100 長期熱曝露応力ひずみ範囲

Claims (15)

  1. ニッケル-コバルト材料(902)を形成する方法(900)であって、
    ニッケル-コバルト材料(902)を、前記ニッケル-コバルト材料(902)における粒成長の開始温度(506)未満の第1の温度帯内で熱処理する工程(908)を含み、前記第1の温度帯が約600K〜約750Kである、
    方法(900)。
  2. 前記ニッケル-コバルト材料(902)を、前記ニッケル-コバルト材料(902)における粒成長の開始温度(506)を超える第2の温度帯内で熱処理する工程(908)を含み、
    前記第2の温度帯が約800K〜約900Kである、請求項1に記載の方法(900)。
  3. 前記ニッケル-コバルト材料(902)がドープニッケル-コバルト材料(902)を含み、前記ドープニッケル-コバルト材料(902)が電着プロセスを用いて形成される(906)、請求項1又は2に記載の方法(900)。
  4. 前記ドープニッケル-コバルト材料(902)がドーパントを含み、前記ドーパントが、アルミニウム、アンチモン、ヒ素、ホウ素、ベリリウム、カドミウム、炭素、クロム、銅、エルビウム、ユーロピウム、ガリウム、ゲルマニウム、金、鉄、インジウム、イリジウム、鉛、マグネシウム、マンガン、水銀、モリブデン、ニオブ、ネオジム、パラジウム、リン、白金、レニウム、ロジウム、セレン、ケイ素、硫黄、タンタル、テルル、スズ、チタン、タングステン、バナジウム、亜鉛、及び/又はジルコニウムを含む、請求項3に記載の方法(900)。
  5. 前記ニッケル-コバルト材料(902)がリンドープニッケル-コバルト材料(902)を含み、前記リンドープニッケル-コバルト材料(902)が電着プロセスを用いて形成される(906)、請求項1から4のいずれか一項に記載の方法(900)。
  6. 前記ニッケル-コバルト材料(902)が、約40重量%〜90重量%のニッケル、約10重量%〜約60重量%のコバルト、及び約100重量ppm(26)〜約20,000重量ppm(26)のドーパントを含む、請求項1から5のいずれか一項に記載の方法(900)。
  7. 前記ニッケル-コバルト材料(902)中のドーパントの濃度が、約1,000重量ppm(26)〜約2,500重量ppm(26)である、請求項6に記載の方法(900)。
  8. 前記ニッケル-コバルト材料(902)が、約40重量%〜90重量%のニッケル、約10重量%〜約60重量%のコバルト、及び約100重量ppm(26)〜約20,000重量ppm(26)のリンを含む、請求項1から7のいずれか一項に記載の方法(900)。
  9. 前記ニッケル-コバルト材料(902)を、30分〜36時間の期間、前記第1の温度帯内で熱処理する工程
    を含む、請求項1から8のいずれか一項に記載の方法(900)。
  10. 前記ニッケル-コバルト材料(902)を、10分〜5時間の期間、前記第2の温度帯内で熱処理する工程
    を含む、請求項1から9のいずれか一項に記載の方法(900)。
  11. ニッケル-コバルト材料(902)を熱安定化する方法(900)であって、
    ニッケル-コバルト材料(902)を、前記ニッケル-コバルト材料(902)における粒成長の開始温度(506)未満の温度帯内で熱処理する工程(908)を含み、前記ニッケル-コバルト材料(902)がドーパントを含み、前記ニッケル-コバルト材料(902)中の前記ドーパントの濃度が約1,000重量ppm(26)〜約2,500重量ppm(26)であり、前記ニッケル-コバルト材料(902)中のコバルトの濃度が約30重量%〜約50重量%である、
    方法(900)。
  12. 前記ドーパントが、アルミニウム、アンチモン、ヒ素、ホウ素、ベリリウム、カドミウム、炭素、クロム、銅、エルビウム、ユーロピウム、ガリウム、ゲルマニウム、金、鉄、インジウム、イリジウム、鉛、マグネシウム、マンガン、水銀、モリブデン、ニオブ、ネオジム、パラジウム、リン、白金、レニウム、ロジウム、セレン、ケイ素、硫黄、タンタル、テルル、スズ、チタン、タングステン、バナジウム、亜鉛、及び/又はジルコニウムを含み、
    前記ニッケル-コバルト材料(902)における粒成長の開始温度(506)未満の温度帯(908)が約600K〜約750Kである、
    請求項11に記載の方法(900)。
  13. 熱処理する工程の前に、前記ニッケル-コバルト材料(902)が、前記ニッケル-コバルト材料(902)を実質的に包囲する約20〜100ナノメートルの粒サイズ分布を有するナノ結晶粒構造(104)を含み、
    熱処理する工程の後、前記ニッケル-コバルト材料(902)が、前記ニッケル-コバルト材料(902)を実質的に包囲する約20〜約100ナノメートルの粒サイズ分布を有するナノ結晶粒構造(104)を含む、
    請求項11又は12に記載の方法(900)。
  14. 前記ニッケル-コバルト材料(902)を、前記ニッケル-コバルト材料(902)における粒成長の開始温度(506)を超える温度帯内で熱処理し、非晶質金属領域(702)と結晶粒領域(702)とを含む金属マトリクス複合体をもたらす工程(908)を含み、前記結晶粒領域(702)が約50〜約800ナノメートルの粒サイズ分布を有し、前記ニッケル-コバルト材料(902)における粒成長の開始温度(506)を超える温度帯(908)が約800K〜約900Kである、
    請求項11から13のいずれか一項に記載の方法(900)。
  15. 非晶質領域(706)と結晶質領域(702)とを有する金属マトリクス複合体を含むニッケル-コバルト材料(902)であって、
    前記結晶質領域(702)が、約50ナノメートル〜約800ナノメートルの粒サイズ分布を有するナノ結晶粒構造(104)によって実質的に包囲され、前記ナノ結晶粒構造(104)が、広範な粒子内双晶(404)を含み、前記金属マトリクス複合体が、約50重量%〜80重量%のニッケル、約20重量%〜約50重量%のコバルト、及び約100重量ppm(26)〜約20,000重量ppm(26)のドーパントを含む化学構成を有する、ニッケル-コバルト材料(902)。
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