JP2642640B2 - 耐疲れき裂ニッケル基超合金の熱加工的形成法 - Google Patents
耐疲れき裂ニッケル基超合金の熱加工的形成法Info
- Publication number
- JP2642640B2 JP2642640B2 JP62229927A JP22992787A JP2642640B2 JP 2642640 B2 JP2642640 B2 JP 2642640B2 JP 62229927 A JP62229927 A JP 62229927A JP 22992787 A JP22992787 A JP 22992787A JP 2642640 B2 JP2642640 B2 JP 2642640B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- fatigue crack
- superalloy
- crack propagation
- nickel
- alloys
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Forging (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 発明の背景 ニッケル基超合金が高性能を必要とする環境下で広く
使用されていることは、良く知られている。上記合金
は、華氏1000度（538℃）あるいはそれ以上の高温で高
強度及び他の望ましい物理的特性を維持する必要のある
ジェット・エンジンやガス・タービン中で広く使用され
ている。
使用されていることは、良く知られている。上記合金
は、華氏1000度（538℃）あるいはそれ以上の高温で高
強度及び他の望ましい物理的特性を維持する必要のある
ジェット・エンジンやガス・タービン中で広く使用され
ている。
これらの合金の強度は、多くの場合γ′析出物又は
γ″析出物である、強化析出物の存在に関係している。
析出物の相化学のより詳細な特徴事項が、イー・エル・
ホール、ワイ・エム・コー及びケー・エム・チャンの
「析出強化超合金の相化学」（米国電子顕微鏡研究学会
第41回次集会会報、1983年８月、248頁）［“Phase Che
misties in Precipitation−Strengthening Superallo
y"by E.L.Hall,Y.M.Kouh,and K.M.Chang〔Proceedings
of 41st.Annual Meeting of Electron Microscopy Soci
ety of America,August 1983（p.248）〕］に与えられ
ている。
γ″析出物である、強化析出物の存在に関係している。
析出物の相化学のより詳細な特徴事項が、イー・エル・
ホール、ワイ・エム・コー及びケー・エム・チャンの
「析出強化超合金の相化学」（米国電子顕微鏡研究学会
第41回次集会会報、1983年８月、248頁）［“Phase Che
misties in Precipitation−Strengthening Superallo
y"by E.L.Hall,Y.M.Kouh,and K.M.Chang〔Proceedings
of 41st.Annual Meeting of Electron Microscopy Soci
ety of America,August 1983（p.248）〕］に与えられ
ている。
次の米国特許明細書が、種々のニッケル基合金組成を
開示している：米国特許第2,570,193号、同2,621,122
号、同3,046,108号、同3,061,426号、同3,151,981号、
同3,166,412号、同3,322,534号、同3,343,950号、同3,5
75,734号、同3,576,681号、同4,207,098号及び同4,336,
312号各明細書。上記特許群は、現在までに多くの合金
化について報告されているものの代表例である。ここで
は、同一元素の多くが、合金系に別異の物理的多び機械
的特性を与える相が形成される様に明確に差異のある機
能的関係を元素間に達成するために混合されている。そ
れにもかかわらず、ニッケル基合金に関する多量のデー
タが利用可能であるものの、当業者にとって、この様な
合金を形成するために既知の元素群を或る濃度で組合せ
て発揮されることになる物理的及び機械的特性を、たと
えこの様な組合せが当該技術分野の概略的に一般化され
た教えの範囲内に含まれるにしろ、特に、合金が以前に
使用されたのとは異なる熱処理を用いて加工される場合
は、いかなる度合の確かさによっても予言するのは未だ
困難である。
開示している：米国特許第2,570,193号、同2,621,122
号、同3,046,108号、同3,061,426号、同3,151,981号、
同3,166,412号、同3,322,534号、同3,343,950号、同3,5
75,734号、同3,576,681号、同4,207,098号及び同4,336,
312号各明細書。上記特許群は、現在までに多くの合金
化について報告されているものの代表例である。ここで
は、同一元素の多くが、合金系に別異の物理的多び機械
的特性を与える相が形成される様に明確に差異のある機
能的関係を元素間に達成するために混合されている。そ
れにもかかわらず、ニッケル基合金に関する多量のデー
タが利用可能であるものの、当業者にとって、この様な
合金を形成するために既知の元素群を或る濃度で組合せ
て発揮されることになる物理的及び機械的特性を、たと
えこの様な組合せが当該技術分野の概略的に一般化され
た教えの範囲内に含まれるにしろ、特に、合金が以前に
使用されたのとは異なる熱処理を用いて加工される場合
は、いかなる度合の確かさによっても予言するのは未だ
困難である。
超合金の最も要求の高い特性の組のいくつかが、ジェ
ット・エンジン構造に関連して必要とされるものである
ことが知られている。必要とされる特性の組合せは、エ
ンジンの異なる構成部分に応じて異なるものの、必要と
される組合せのなかで、エンジンの可動部分において必
要とされる特性の組合せは、通常、静止部分において必
要とされる特性の組合せよりも重要である。
ット・エンジン構造に関連して必要とされるものである
ことが知られている。必要とされる特性の組合せは、エ
ンジンの異なる構成部分に応じて異なるものの、必要と
される組合せのなかで、エンジンの可動部分において必
要とされる特性の組合せは、通常、静止部分において必
要とされる特性の組合せよりも重要である。
いくつかの特性の組が、鋳造合金材料において達成で
きないため、しばしば手段を粉末冶金技術による部品の
製造に求めなければならない。しかし、ジェット・エン
ジンの可動部分の製造に粉末冶金技術を使用することに
伴なう限界の１つは、粉末純度の限界である。もしも、
粉末がセラミックあるいは酸化物の微小斑点等の不純物
を含有すると、可動部分においてこの斑点を生じる場所
がき裂の始る潜在的な弱点もしくは潜在的なき裂とな
る。
きないため、しばしば手段を粉末冶金技術による部品の
製造に求めなければならない。しかし、ジェット・エン
ジンの可動部分の製造に粉末冶金技術を使用することに
伴なう限界の１つは、粉末純度の限界である。もしも、
粉末がセラミックあるいは酸化物の微小斑点等の不純物
を含有すると、可動部分においてこの斑点を生じる場所
がき裂の始る潜在的な弱点もしくは潜在的なき裂とな
る。
不純粉末における問題及びこれと類似の問題を回避す
るため、ディスク等のジェット・エンジンの可動部分
を、鋳造及び鍛錬加工可能な合金で形成するのが、しば
しば好ましい。
るため、ディスク等のジェット・エンジンの可動部分
を、鋳造及び鍛錬加工可能な合金で形成するのが、しば
しば好ましい。
多くの前記ニッケル基超合金について益々重要度が高
いと認識されている問題点は、これらの合金が製造時あ
るいは使用時にき裂や初期き裂（incipient cracks）を
被り易いこと、及びき裂は合金がガス・タービンやジェ
ット・エンジンの様な構造物で使用されている間の応力
下で、実際に開始又は伝播又は成長し得ることである。
き裂の伝播や拡大は、部分破断や他と欠陥に到る。き裂
の形成及び伝播に起因する可動機械部分の欠陥の重大性
については、よく理解されている。ジェット・エンジン
においては、特に危険である。
いと認識されている問題点は、これらの合金が製造時あ
るいは使用時にき裂や初期き裂（incipient cracks）を
被り易いこと、及びき裂は合金がガス・タービンやジェ
ット・エンジンの様な構造物で使用されている間の応力
下で、実際に開始又は伝播又は成長し得ることである。
き裂の伝播や拡大は、部分破断や他と欠陥に到る。き裂
の形成及び伝播に起因する可動機械部分の欠陥の重大性
については、よく理解されている。ジェット・エンジン
においては、特に危険である。
しかし、昨今の研究が行なわれるまで不十分な理解し
か得られていなかったのは、超合金により形成された構
造体中のき裂の形成及び伝播が、全てのき裂の同じメカ
ニズムにより、同じ速度で、そして同じパラメーター及
び基準に従って形成され、伝播するという一枚岩の現象
ではないということである。反対に、き裂の発生、伝播
及びき裂現象一般の複雑さ、並びに上記伝播と応力付与
様式との相互依存性が、近年重要な新しい情報が集積さ
れている研究課題となっている。き裂を発現・伝播させ
る応力が部材に与えられる期間、与えられる応力の強
さ、部材への及び部材からの応力の付与及び除去速度、
及びこの付与のスケジュールについては、国立航空宇宙
局（National Aeronautics and Space Administratio
n）との契約により研究が行なわれるまでは、産業界に
おいてよく理解されていなかった。この研究は、1980年
８月、国立航空宇宙局発行の、ナサ・シー・アール1651
23（NASA CR−165123）、ビー・エー・カウルス、ジェ
ー・アール・ウォーレン呼びエフ・ケー・ホークの、国
立航空宇宙局、ナサ・ルイス研究センサー、契約エヌ・
エー・エス３−21379に対し用意された「航空機タービ
ン・ディスク合金の繰返し挙動の評価」、第II部、最終
報告（“Evaluation of the Cyclic Behavior of Aircr
aft Turbine Disk Alloys"Prat II,Final Report,by B.
A.Cowles,J.R.Warren and F.K.Hauke,and prepared for
the Notional Aeronautics and Space Administratio
n,NASA Lewis Research Center,Contract NAS 3−2137
9）として確認される技術報告書に報告されている。
か得られていなかったのは、超合金により形成された構
造体中のき裂の形成及び伝播が、全てのき裂の同じメカ
ニズムにより、同じ速度で、そして同じパラメーター及
び基準に従って形成され、伝播するという一枚岩の現象
ではないということである。反対に、き裂の発生、伝播
及びき裂現象一般の複雑さ、並びに上記伝播と応力付与
様式との相互依存性が、近年重要な新しい情報が集積さ
れている研究課題となっている。き裂を発現・伝播させ
る応力が部材に与えられる期間、与えられる応力の強
さ、部材への及び部材からの応力の付与及び除去速度、
及びこの付与のスケジュールについては、国立航空宇宙
局（National Aeronautics and Space Administratio
n）との契約により研究が行なわれるまでは、産業界に
おいてよく理解されていなかった。この研究は、1980年
８月、国立航空宇宙局発行の、ナサ・シー・アール1651
23（NASA CR−165123）、ビー・エー・カウルス、ジェ
ー・アール・ウォーレン呼びエフ・ケー・ホークの、国
立航空宇宙局、ナサ・ルイス研究センサー、契約エヌ・
エー・エス３−21379に対し用意された「航空機タービ
ン・ディスク合金の繰返し挙動の評価」、第II部、最終
報告（“Evaluation of the Cyclic Behavior of Aircr
aft Turbine Disk Alloys"Prat II,Final Report,by B.
A.Cowles,J.R.Warren and F.K.Hauke,and prepared for
the Notional Aeronautics and Space Administratio
n,NASA Lewis Research Center,Contract NAS 3−2137
9）として確認される技術報告書に報告されている。
このナサ（NASA）の後援研究における主要な新規の発
見は、疲れ現象に基づく伝播速度、換言すれば疲れき裂
伝播の速度は、どんな付与応力に対しても、またどんな
応力付与様式に対しても、一様ではないということであ
る。更に重要なのは、疲れき裂伝播が、応力がき裂を拡
大する様に与えられている部材への応力付与の繰返し数
（周波数）によって実際に変化するという知見である。
更に驚きに価するのは、以前の研究で用いられたより高
いサイクル（周波数）におけるよりむしろより低いサイ
クルでの応力付与が、実際にき裂伝播の速度を増加させ
たとする、前記NASAの後援研究における発見である。換
言すれば、NASAの研究は、疲れき裂伝播において時間依
存性が存在することを明確にした。更に、疲れき裂伝播
の時間依存性は、サイクル数のみでなく、部材が所謂保
持時間（hold−time）に亘り応力下で保持される時間に
依存していることが見い出された。
見は、疲れ現象に基づく伝播速度、換言すれば疲れき裂
伝播の速度は、どんな付与応力に対しても、またどんな
応力付与様式に対しても、一様ではないということであ
る。更に重要なのは、疲れき裂伝播が、応力がき裂を拡
大する様に与えられている部材への応力付与の繰返し数
（周波数）によって実際に変化するという知見である。
更に驚きに価するのは、以前の研究で用いられたより高
いサイクル（周波数）におけるよりむしろより低いサイ
クルでの応力付与が、実際にき裂伝播の速度を増加させ
たとする、前記NASAの後援研究における発見である。換
言すれば、NASAの研究は、疲れき裂伝播において時間依
存性が存在することを明確にした。更に、疲れき裂伝播
の時間依存性は、サイクル数のみでなく、部材が所謂保
持時間（hold−time）に亘り応力下で保持される時間に
依存していることが見い出された。
より低い応力サイクル数で増進された疲れき裂伝播に
ついての、この異常でしかも、予期しない現象の発見に
伴ない、この新規に発見された現象がタービン及び航空
機エンジンの耐応力部材に採用されるべきニッケル基超
合金能力の究極的な限界を示していること、並びにこの
問題を中心に全ての設計努力がなされるべきである、と
の確信が産業界に存在する。
ついての、この異常でしかも、予期しない現象の発見に
伴ない、この新規に発見された現象がタービン及び航空
機エンジンの耐応力部材に採用されるべきニッケル基超
合金能力の究極的な限界を示していること、並びにこの
問題を中心に全ての設計努力がなされるべきである、と
の確信が産業界に存在する。
しかし、タービンや航空機エンジン内の高応力下で使
用するために、き裂伝播速度を顕著に減少したニッケル
基超合金の部品を構成できることが見い出された。
用するために、き裂伝播速度を顕著に減少したニッケル
基超合金の部品を構成できることが見い出された。
本発明における超合金組成及びその加工法の開発は、
疲れ特性に焦点を合せ、特にき裂成長の時間依存性にね
らいを定めている。
疲れ特性に焦点を合せ、特にき裂成長の時間依存性にね
らいを定めている。
高強度合金体におけるき裂成長、即ちき裂伝播速度
が、き裂長さ（ａ）と同様に付与応力（σ）にも依存し
ていることが知られている。これらの２つのファクター
は、破壊力学により、１つの単一のき裂成長推進力、即
ち に比例する応力強度Ｋを導くために結合される。疲れ状
況下では、疲れサイクルにおける応力強度は、繰返し応
力強度（ΔＫ）の最大変化量、即ち、KmaxとKminとの差
を表わしている。穏和な温度では、静的破壊靭性KICに
到達するまでは、き裂成長は、繰返し応力強度（ΔＫ）
により主として決められる。き裂成長速度は、数理上da
/dN∝（ΔＫ）ｎで表現される。Ｎはサイクル数、ｎは
２と４の間の定数である。サイクル周波数並びに波形
は、き裂成長速度を決めるために重要なパラメーターで
ある。所定の繰返し応力強度に対し、より遅いサイクル
周波数がより速いき裂成長速度を与え得る。この疲れき
裂伝播の望ましくない時間依存的挙動が、殆どの現存す
る高強度超合金で起り得る。この保持時間パターンに従
って、応力が通常の正弦波曲線に従って最大に到達する
たびに、選定された保持時間分の応力が保持される。こ
の応力付与の保持時間パターンは、き裂成長研究の独立
した基準である。この類型の保持時間パターンが、前記
NASAの研究で使用された。
が、き裂長さ（ａ）と同様に付与応力（σ）にも依存し
ていることが知られている。これらの２つのファクター
は、破壊力学により、１つの単一のき裂成長推進力、即
ち に比例する応力強度Ｋを導くために結合される。疲れ状
況下では、疲れサイクルにおける応力強度は、繰返し応
力強度（ΔＫ）の最大変化量、即ち、KmaxとKminとの差
を表わしている。穏和な温度では、静的破壊靭性KICに
到達するまでは、き裂成長は、繰返し応力強度（ΔＫ）
により主として決められる。き裂成長速度は、数理上da
/dN∝（ΔＫ）ｎで表現される。Ｎはサイクル数、ｎは
２と４の間の定数である。サイクル周波数並びに波形
は、き裂成長速度を決めるために重要なパラメーターで
ある。所定の繰返し応力強度に対し、より遅いサイクル
周波数がより速いき裂成長速度を与え得る。この疲れき
裂伝播の望ましくない時間依存的挙動が、殆どの現存す
る高強度超合金で起り得る。この保持時間パターンに従
って、応力が通常の正弦波曲線に従って最大に到達する
たびに、選定された保持時間分の応力が保持される。こ
の応力付与の保持時間パターンは、き裂成長研究の独立
した基準である。この類型の保持時間パターンが、前記
NASAの研究で使用された。
設計目標は、da/dN値をできるだけ小さくすること、
及び時間依存性からできるだけ脱却させることである。
及び時間依存性からできるだけ脱却させることである。
同時係属中の出願において、時間依存的疲れき裂伝播
が、35体積％よりも多い強化析出物を有するγ′強化ニ
ッケル基超合金を熱処理することによって、かなり減少
すると指摘されている。この同時係属中の出願において
指摘されている様に、この方法はγ′析出物の高温溶体
化（超ソルバス溶体化）と、引続く華氏250度／分（134
℃／分）に以下の調節された冷却を含む。
が、35体積％よりも多い強化析出物を有するγ′強化ニ
ッケル基超合金を熱処理することによって、かなり減少
すると指摘されている。この同時係属中の出願において
指摘されている様に、この方法はγ′析出物の高温溶体
化（超ソルバス溶体化）と、引続く華氏250度／分（134
℃／分）に以下の調節された冷却を含む。
しかし、前記同時係属中の出願の方法は、該方法が析
出物の含量の低い合金に適用しても、上記出願に教示さ
れている有益な成果がもたらされないことが見い出され
た。例えば、この方法は、ワスパロイ（Waspalloy,商
標）やインコネル718（Inconel−717,IN718と略，商
標）合金に適用しても、疲れき裂伝播の減少を生起しな
い。ワスパロイはγ′により硬化されており、35体積パ
ーセント未満、好ましくは約30体積パーセントのγ′析
出物を有している。アイ・エヌ718は主としてγ″によ
り硬化されており、35体積パーセント未満、好ましくは
約20体積パーセントのγ′析出物を有している。
出物の含量の低い合金に適用しても、上記出願に教示さ
れている有益な成果がもたらされないことが見い出され
た。例えば、この方法は、ワスパロイ（Waspalloy,商
標）やインコネル718（Inconel−717,IN718と略，商
標）合金に適用しても、疲れき裂伝播の減少を生起しな
い。ワスパロイはγ′により硬化されており、35体積パ
ーセント未満、好ましくは約30体積パーセントのγ′析
出物を有している。アイ・エヌ718は主としてγ″によ
り硬化されており、35体積パーセント未満、好ましくは
約20体積パーセントのγ′析出物を有している。
本発明者は、前記のγ′又はγ″析出物含量のより低
い合金について広範な研究を行ない、並びにこれらの合
金を、より高い析出物含量を有する合金の疲れき裂伝播
を制限する種々のスケジュールに従って熱処理したが、
意味のある有益な成果は得られなかった。本発明者は、
これらの熱処理がどれも別異のすなわち有利な顕微鏡組
織を発現させず、あるいは何ら疲れき裂伝播の有意な減
少をもたさないことを見い出した。
い合金について広範な研究を行ない、並びにこれらの合
金を、より高い析出物含量を有する合金の疲れき裂伝播
を制限する種々のスケジュールに従って熱処理したが、
意味のある有益な成果は得られなかった。本発明者は、
これらの熱処理がどれも別異のすなわち有利な顕微鏡組
織を発現させず、あるいは何ら疲れき裂伝播の有意な減
少をもたさないことを見い出した。
本発明に従って、進歩したエンジン・ディスク用途に
使用される卓越した組合せの特性を有する材料を生産す
るための、より低い濃度の強化析出物を含有する超合金
の加工法が提供される。ディスク用途に使用される材料
に従来から必要とされている特性には、高い引張強さ及
び高い応力破断強さが含まれる。加えて、本発明の方法
によって調製される合金は、望ましい耐き裂成長伝播特
性を有している。上記耐き裂成長能力は、構成部材の低
サイクル疲れ寿命（low cycle fatigue life,LCFと略
す）にとって必須の事項である。
使用される卓越した組合せの特性を有する材料を生産す
るための、より低い濃度の強化析出物を含有する超合金
の加工法が提供される。ディスク用途に使用される材料
に従来から必要とされている特性には、高い引張強さ及
び高い応力破断強さが含まれる。加えて、本発明の方法
によって調製される合金は、望ましい耐き裂成長伝播特
性を有している。上記耐き裂成長能力は、構成部材の低
サイクル疲れ寿命（low cycle fatigue life,LCFと略
す）にとって必須の事項である。
以上で概説されたこの卓越した特性の組の加えて、本
発明の方法により加工される合金は、良好な鍛造性を発
揮し、この鍛造性が、ジェット・エンジンのためのディ
スク等の部品の形成に必要とされる種々の生産加工法を
使用する際の、より大きな融通性を可能にする。
発明の方法により加工される合金は、良好な鍛造性を発
揮し、この鍛造性が、ジェット・エンジンのためのディ
スク等の部品の形成に必要とされる種々の生産加工法を
使用する際の、より大きな融通性を可能にする。
より低い範囲の析出物含量を有する超合金は、一般に
良好な鍛造性を有し、また加工熱処理を施すことができ
る。強度及び破断寿命等の機械的特性に関する特定の加
工熱処理の差異は、ある程度知られている。しかし、時
間依存的疲れき裂伝播あるいはこの伝播の速度に及ぼす
加工熱処理の影響は、もしあるとしてこれまで何も知ら
れていない。
良好な鍛造性を有し、また加工熱処理を施すことができ
る。強度及び破断寿命等の機械的特性に関する特定の加
工熱処理の差異は、ある程度知られている。しかし、時
間依存的疲れき裂伝播あるいはこの伝播の速度に及ぼす
加工熱処理の影響は、もしあるとしてこれまで何も知ら
れていない。
タービンやジェット・エンジンに使用される合金製品
の開発の最中に、エンジンやタービンの別異の部分に使
用される部品に対し別異の組の特性が必要であることが
明らかになった。ジェット・エンジンに関し、航空機エ
ンジンの性能要件が増加するに連れて、より進歩した航
空機エンジンに対する材料要件が益々厳しくなってい
る。この異なる要件については、例えば多くのブレード
合金（blade alloys）が鋳造品の形状で大変良好な高温
特性を発揮するという事実により明らかである。しか
し、鋳造ブレード合金のディスク合金への直接の転換
は、ブレード合金が約700℃の中間温度で不十分な強度
を発揮するため、まず見込みがない。更に、ブレード合
金は鍛造しにくいことが見い出され、一方で、ディスク
合金からのブレードの作製には鍛造が望ましいことが見
い出された。その上、ディスク合金のき裂成長耐性につ
いては評価されていなかった。
の開発の最中に、エンジンやタービンの別異の部分に使
用される部品に対し別異の組の特性が必要であることが
明らかになった。ジェット・エンジンに関し、航空機エ
ンジンの性能要件が増加するに連れて、より進歩した航
空機エンジンに対する材料要件が益々厳しくなってい
る。この異なる要件については、例えば多くのブレード
合金（blade alloys）が鋳造品の形状で大変良好な高温
特性を発揮するという事実により明らかである。しか
し、鋳造ブレード合金のディスク合金への直接の転換
は、ブレード合金が約700℃の中間温度で不十分な強度
を発揮するため、まず見込みがない。更に、ブレード合
金は鍛造しにくいことが見い出され、一方で、ディスク
合金からのブレードの作製には鍛造が望ましいことが見
い出された。その上、ディスク合金のき裂成長耐性につ
いては評価されていなかった。
従って、エンジン効率の増大及びより優れた性能を達
成するため、航空機エンジンに使用される特殊な群の合
金としてのディスク合金の強度及び温度能力の改善に対
し、絶え間ない要求がなされている。そこで今、これら
の性能が低い疲れき裂伝播速度に、この速度の時間依存
性を低くして結合したものでなければならない。
成するため、航空機エンジンに使用される特殊な群の合
金としてのディスク合金の強度及び温度能力の改善に対
し、絶え間ない要求がなされている。そこで今、これら
の性能が低い疲れき裂伝播速度に、この速度の時間依存
性を低くして結合したものでなければならない。
本発明に到る作業を遂行する際に求められていた事項
は、低いもしくは最小の時間依存性を示す疲れき裂伝
播、並びに、疲れき裂に対する高い耐性を結果としても
たらす、ディスク合金に対する加工処理の開発である。
は、低いもしくは最小の時間依存性を示す疲れき裂伝
播、並びに、疲れき裂に対する高い耐性を結果としても
たらす、ディスク合金に対する加工処理の開発である。
発明の簡潔な説明 即ち、本発明の１つの目的は、き裂に対し一層耐性を
有するニッケル基超合金製品を提供することにある。
有するニッケル基超合金製品を提供することにある。
他の目的は、ニッケル基超合金のき裂を被る傾向を減
少させる方法を提供することにある。
少させる方法を提供することにある。
更に他の目的は、繰返し高応力下で使用される、疲れ
き裂伝播に対し一層の耐性のある物品を提供することに
ある。
き裂伝播に対し一層の耐性のある物品を提供することに
ある。
更に他の目的は、より低い体積濃度の強化固相を有す
る合金における疲れき裂の時間依存性を減少させる方法
を提供することにある。
る合金における疲れき裂の時間依存性を減少させる方法
を提供することにある。
本発明の更に他の目的は、従来の超合金が、高い疲れ
き裂伝播に向かう固有の傾向を減らす様に従来の超合金
を加工し得る方法を提供することにある。
き裂伝播に向かう固有の傾向を減らす様に従来の超合金
を加工し得る方法を提供することにある。
更に他の目的は、単一の手段を用いて、ニッケル基超
合金を疲れき裂伝播に向かう傾向のより低いものに変え
る方法を提供することにある。
合金を疲れき裂伝播に向かう傾向のより低いものに変え
る方法を提供することにある。
更に他の目的は、γ′又はγ″析出物強化材を有する
合金を疲れき裂伝播の減少した状態に加工するのに特に
適した方法を提供することにある。
合金を疲れき裂伝播の減少した状態に加工するのに特に
適した方法を提供することにある。
更に他の目的は、より低い析出物含量の析出物担持合
金を処理して、特性の組合せ、特に疲れき裂伝播に関す
る特性の組合せを改善するための方法を提供することに
ある。
金を処理して、特性の組合せ、特に疲れき裂伝播に関す
る特性の組合せを改善するための方法を提供することに
ある。
このほかの目的は、一部分明白であり、また一部分引
続く説明により指摘される。
続く説明により指摘される。
概観すれば、本発明の目的は、35体積％未満の硬化析
出物濃度を有する合金試料を選択することにより達成さ
れる。この合金試料は、次いで従来の鍛造もしくは他の
機械的成形法によって予備的な形状（preliminary shap
e）が与えられる。
出物濃度を有する合金試料を選択することにより達成さ
れる。この合金試料は、次いで従来の鍛造もしくは他の
機械的成形法によって予備的な形状（preliminary shap
e）が与えられる。
試料は、次いで再結晶温度よりも高い温度で溶体化処
理を受ける。試料は、溶体化処理に引続いて時効される
こともできる。
理を受ける。試料は、溶体化処理に引続いて時効される
こともできる。
試料は、熱処理により再結晶化された等軸結晶粒組織
を獲得しなければならない。且つ、試料は、その合金に
よって本質的に正常な強度を有しなければならない。結
晶粒度は、好ましくは、ほぼ35ミクロンの平均径あるい
はこれより大きくなければならない。
を獲得しなければならない。且つ、試料は、その合金に
よって本質的に正常な強度を有しなければならない。結
晶粒度は、好ましくは、ほぼ35ミクロンの平均径あるい
はこれより大きくなければならない。
合金試料は、次いで結晶粒を変形させるために機械加
工を受ける。
工を受ける。
機械加工は、鍛造によるか圧延によるような冷間加工
又は冷間加工工程の組合せにより行なうことができる。
又は冷間加工工程の組合せにより行なうことができる。
選択的に、加工の１もしくはそれ以上の工程は、再結
晶温度未満の温度での加熱を伴なうこともできる。加熱
は、好ましくは、合金試料の結晶粒の変形を促進し、変
形の程度を増大させる範囲で類型の加熱である。
晶温度未満の温度での加熱を伴なうこともできる。加熱
は、好ましくは、合金試料の結晶粒の変形を促進し、変
形の程度を増大させる範囲で類型の加熱である。
結晶粒組織の再結晶あるいは調質をもたらすいかなる
加熱も、避けなければならない。もし、完全に避けるこ
とができないならば、その時は最小限に止めるべきであ
る。
加熱も、避けなければならない。もし、完全に避けるこ
とができないならば、その時は最小限に止めるべきであ
る。
しかし、再結晶に到らない、また結晶粒の変形を消滅
させることのない時効熱処理を試料に施すこともでき
る。
させることのない時効熱処理を試料に施すこともでき
る。
発明の詳細な記載 相対的により低い析出物含量のニッケル基超合金に加
工熱処理を施すことにより、低い疲れき裂伝播速度を含
む望ましい特性の組を付与できることをここに見い出し
た。析出物のより低い濃度とは、35体積％未満の濃度を
意味する。
工熱処理を施すことにより、低い疲れき裂伝播速度を含
む望ましい特性の組を付与できることをここに見い出し
た。析出物のより低い濃度とは、35体積％未満の濃度を
意味する。
引続く説明において、本発明を概説して、時間依存的
疲れき裂伝播に対する機械的変形の有益な効果、並びに
き裂成長耐性を獲得するのに必要な条件が示されてい
る。この方法は、金属工業界で良く知られているニッケ
ル基超合金、特にインコネル−718（Inconel−718）の
検討により主として説明される。しかし、より低い体積
％濃度の析出物を有するニッケル基超合金を含めて殆ど
全ての高温合金に対し、機械加工可能な合金が先ず第一
に本発明の実施により利益を享受し得る範囲で、同じ原
理が適用され、同じ方法が採用され得ることが理解され
るであろう。
疲れき裂伝播に対する機械的変形の有益な効果、並びに
き裂成長耐性を獲得するのに必要な条件が示されてい
る。この方法は、金属工業界で良く知られているニッケ
ル基超合金、特にインコネル−718（Inconel−718）の
検討により主として説明される。しかし、より低い体積
％濃度の析出物を有するニッケル基超合金を含めて殆ど
全ての高温合金に対し、機械加工可能な合金が先ず第一
に本発明の実施により利益を享受し得る範囲で、同じ原
理が適用され、同じ方法が採用され得ることが理解され
るであろう。
40体積％あるいはこれより多くの高析出物含量を有す
るニッケル基超合金が、限定された加工性を有すること
が知られており、この限定された加工性ゆえに、体積％
で測ってより高い水準の析出物を有する超合金に関し
て、本発明を適用できず、また有効に利用できない。
るニッケル基超合金が、限定された加工性を有すること
が知られており、この限定された加工性ゆえに、体積％
で測ってより高い水準の析出物を有する超合金に関し
て、本発明を適用できず、また有効に利用できない。
実施例１ 従来からの真空誘導加熱溶解により、いくつかのイン
コネル−718（IN−718）のヒートが調製された。この融
成物が固化され、この様に形成されたインゴットが、12
00℃で24時間加熱することにより均質化された。このイ
ンゴットが、従来からのニッケル基鍛錬加工超合金に対
する慣行に従って、板に鍛造された。これらの実施例で
使用されたこの特定のIN−718合金の化学組成が、下記
表Ｉに示された。
コネル−718（IN−718）のヒートが調製された。この融
成物が固化され、この様に形成されたインゴットが、12
00℃で24時間加熱することにより均質化された。このイ
ンゴットが、従来からのニッケル基鍛錬加工超合金に対
する慣行に従って、板に鍛造された。これらの実施例で
使用されたこの特定のIN−718合金の化学組成が、下記
表Ｉに示された。
試料の金属組織学的調査により、IN−718合金が950℃
より高い温度に曝されると再結晶し始めることが示され
た。
より高い温度に曝されると再結晶し始めることが示され
た。
前記鍛造板は、975℃で１時間の溶体化、及び720℃で
８時間の２重時効を含む標準熱処理を受けた。８時間時
効後、試料は追加の10時間の時効のため620℃が炉冷さ
れた。かくして得られた鍛造板の材料が、再結晶化等軸
結晶粒組織を有することが見い出された。鍛造試料の強
度が、室温から700℃まで測定され、強度において標準
参照材料と類似していることが見い出された。
８時間の２重時効を含む標準熱処理を受けた。８時間時
効後、試料は追加の10時間の時効のため620℃が炉冷さ
れた。かくして得られた鍛造板の材料が、再結晶化等軸
結晶粒組織を有することが見い出された。鍛造試料の強
度が、室温から700℃まで測定され、強度において標準
参照材料と類似していることが見い出された。
時間依存的疲れき裂伝播が、前記NASAの研究で用いら
れたのと類似の３つの異なる疲れ波形を用いて593℃で
評価された。第１は３秒の正弦波形、第２は180秒の正
弦波形であった。第３は、３秒の正弦波形サイクルの最
大荷重での177秒の保持であった。最大対最小の荷重比
がＲ＝0.05、即ち最大付加荷重が最小付加荷重の20×,2
0倍高くなる様に設定された。時間依存的疲れき裂伝播
の調査からデータが採取され、このデータが第１図及び
第２図にプロットされた。第１図及び第２図に結果が示
された試験は、本質的に重複した試験である。結果が示
し、且つプロットから観察されることは、疲れサイクル
が３秒から180秒に変更されると、き裂成長速度da/dNが
６乃至８倍の係数で増加することである。保持時間サイ
クルは、20の係数でき裂成長速度を加速する。
れたのと類似の３つの異なる疲れ波形を用いて593℃で
評価された。第１は３秒の正弦波形、第２は180秒の正
弦波形であった。第３は、３秒の正弦波形サイクルの最
大荷重での177秒の保持であった。最大対最小の荷重比
がＲ＝0.05、即ち最大付加荷重が最小付加荷重の20×,2
0倍高くなる様に設定された。時間依存的疲れき裂伝播
の調査からデータが採取され、このデータが第１図及び
第２図にプロットされた。第１図及び第２図に結果が示
された試験は、本質的に重複した試験である。結果が示
し、且つプロットから観察されることは、疲れサイクル
が３秒から180秒に変更されると、き裂成長速度da/dNが
６乃至８倍の係数で増加することである。保持時間サイ
クルは、20の係数でき裂成長速度を加速する。
実施例２及び３ 実施例１で記載された様に真空誘導加熱融解、均質化
及び従来からの鍛錬加工超合金に対する慣行に従った鍛
造により調製された２枚の板が、夫々実施例２について
1075℃、実施例３について1025℃に加熱された。各セッ
トの板は、次いで再加熱を伴わない、４回のロール・ミ
ル通過により、厚みの50％の減少率で圧延された。元の
寸法は、3.5インチ×1.5インチ×1.5インチであり、従
って板の質量が小さいため、４回のロール通過の間にか
なりの温度降下があった。
及び従来からの鍛錬加工超合金に対する慣行に従った鍛
造により調製された２枚の板が、夫々実施例２について
1075℃、実施例３について1025℃に加熱された。各セッ
トの板は、次いで再加熱を伴わない、４回のロール・ミ
ル通過により、厚みの50％の減少率で圧延された。元の
寸法は、3.5インチ×1.5インチ×1.5インチであり、従
って板の質量が小さいため、４回のロール通過の間にか
なりの温度降下があった。
各試料について金属組織学的検討がなされ、伸長され
た結晶粒組織が把握された。この伸長された結晶粒組織
は、ローリング完了温度が950℃の再結晶温度よりかな
り低いことを示していた。金属組織学的検討から詳細に
観察されたことは、変形された結晶粒組織が結晶粒界に
沿って本質的にいかなる微細な再結晶化結晶粒も含んで
いないことであった。
た結晶粒組織が把握された。この伸長された結晶粒組織
は、ローリング完了温度が950℃の再結晶温度よりかな
り低いことを示していた。金属組織学的検討から詳細に
観察されたことは、変形された結晶粒組織が結晶粒界に
沿って本質的にいかなる微細な再結晶化結晶粒も含んで
いないことであった。
４回通過を通して圧延された板が、溶体化を伴なわず
に直接２重時効に付された。この材料が溶体化され圧延
された板よりも改善された強度を示すことが観察され
た。この事実が、再結晶温度よりも低温で導入されたか
なりの量の残留応力におそらく起因するであろうと、考
えられた。実施例２及び３の材料の高温引張特性が表II
に示されている。
に直接２重時効に付された。この材料が溶体化され圧延
された板よりも改善された強度を示すことが観察され
た。この事実が、再結晶温度よりも低温で導入されたか
なりの量の残留応力におそらく起因するであろうと、考
えられた。実施例２及び３の材料の高温引張特性が表II
に示されている。
疲れき裂成長速度の測定がなされ、実施例１に関して
記載されたのと同様のデータが集められた。試験が行な
われ、実施例２及び３の試料に関して結果が得られ、こ
のデータが第３図及び第４図に夫々プロットされた。即
ち、第３図において実施例２に関して得られたデータが
プロットされ、第４図において実施例３に関して得られ
たデータがプロットされている。第３図及び第４図にプ
ロットされたデータと、第１図及び第２図にプロットさ
れたデータとの比較から、３秒正弦波形サイクルにおけ
るサイクル依存的き裂成長伝播速度、da/dNが大きく変
化することはないことが観察される。しかし、対照的
に、180秒正弦波形サイクル及び177秒の最大荷重におけ
る保持を伴なう３秒正弦波形サイクルにおける時間依存
的疲れき裂伝播が、溶体化を伴なわずに残留応力が保持
される結果となる上述の手段によってかなり改善されて
いる。
記載されたのと同様のデータが集められた。試験が行な
われ、実施例２及び３の試料に関して結果が得られ、こ
のデータが第３図及び第４図に夫々プロットされた。即
ち、第３図において実施例２に関して得られたデータが
プロットされ、第４図において実施例３に関して得られ
たデータがプロットされている。第３図及び第４図にプ
ロットされたデータと、第１図及び第２図にプロットさ
れたデータとの比較から、３秒正弦波形サイクルにおけ
るサイクル依存的き裂成長伝播速度、da/dNが大きく変
化することはないことが観察される。しかし、対照的
に、180秒正弦波形サイクル及び177秒の最大荷重におけ
る保持を伴なう３秒正弦波形サイクルにおける時間依存
的疲れき裂伝播が、溶体化を伴なわずに残留応力が保持
される結果となる上述の手段によってかなり改善されて
いる。
更に、第１図及び第２図にプロットされたデータと第
３図及び第４図にプロットされたデータとの比較から、
疲れき裂伝播速度、da/dNの時間依存性が効果的に抑制
されていることが明らかである。実施例３の1025℃から
圧延された板において、177秒の保持を伴なう３秒正弦
波形サイクルである保持時間サイクルの疲れき裂伝播速
度、da/dNが、３秒正弦波形サイクルにおけるよりもむ
しろ低いことが見い出された。
３図及び第４図にプロットされたデータとの比較から、
疲れき裂伝播速度、da/dNの時間依存性が効果的に抑制
されていることが明らかである。実施例３の1025℃から
圧延された板において、177秒の保持を伴なう３秒正弦
波形サイクルである保持時間サイクルの疲れき裂伝播速
度、da/dNが、３秒正弦波形サイクルにおけるよりもむ
しろ低いことが見い出された。
本発明方法を通して獲得される効果における改善のメ
カニズムは、十分に理解されていない。しかし、時間依
存的疲れき裂伝播の改善についてのメカニズムが、特定
の都合の良い条件下での機械的変形の保持に関連してい
るものと確信される。都合の良い条件とは、機械的変形
の効果を無効にするであろう再結晶加熱もしくは他の条
件の無いことである。
カニズムは、十分に理解されていない。しかし、時間依
存的疲れき裂伝播の改善についてのメカニズムが、特定
の都合の良い条件下での機械的変形の保持に関連してい
るものと確信される。都合の良い条件とは、機械的変形
の効果を無効にするであろう再結晶加熱もしくは他の条
件の無いことである。
実施例４及び５ 時間依存的疲れき裂伝播の減少の効果を更に示すた
め、実施例１で調製されたのと同様の合金板、より明確
には、真空誘導加熱融解、引続く均質化及び従来からの
鍛錬加工超合金の慣行による板の鍛造により調製される
合金板が、最初に調製された。実施例４に関して、合金
板が20％の率で冷間圧延された。この合金に関する疲れ
き裂伝播のデータが採られ、結果が第５図にプロットさ
れた。実施例５に関して、前記の様に調製された合金板
が厚みにおいて40％の減少率まで冷間圧延された。この
試料に関して疲れき裂伝播速度のデータが採られ、この
データが第６図にプロットされた。第５図及び第６図の
検討及び考察から、得られた結果が第３図及び第４図に
関して得られた結果と類似しており、また、疲れき裂伝
播の時間依存性にかなりの改善がみられることがわか
る。換言すれば、試料が３つの異なるサイクル、即ち３
秒サイクル対180秒サイクル対最大荷重での177秒保持期
間を伴なう３秒サイクルでの試験の時間関係から一層独
立していることが見い出された。
め、実施例１で調製されたのと同様の合金板、より明確
には、真空誘導加熱融解、引続く均質化及び従来からの
鍛錬加工超合金の慣行による板の鍛造により調製される
合金板が、最初に調製された。実施例４に関して、合金
板が20％の率で冷間圧延された。この合金に関する疲れ
き裂伝播のデータが採られ、結果が第５図にプロットさ
れた。実施例５に関して、前記の様に調製された合金板
が厚みにおいて40％の減少率まで冷間圧延された。この
試料に関して疲れき裂伝播速度のデータが採られ、この
データが第６図にプロットされた。第５図及び第６図の
検討及び考察から、得られた結果が第３図及び第４図に
関して得られた結果と類似しており、また、疲れき裂伝
播の時間依存性にかなりの改善がみられることがわか
る。換言すれば、試料が３つの異なるサイクル、即ち３
秒サイクル対180秒サイクル対最大荷重での177秒保持期
間を伴なう３秒サイクルでの試験の時間関係から一層独
立していることが見い出された。
以上の記載の要旨は、ケー・エム・チャン，金属学研
究室、，共同研究及び開発，ゼネラル・エレクトリック
・カンパニー，スケネクタディ，ニュー・ヨークの「加
工熱処理を通してのインコネル−718合金のき裂成長耐
性の改善」（“Improving Crack Growth Resistance in
IN178 Alloy Through Thermomechanical Processing"b
y K−M Chang,Metallurgy Laboratory,Corporate Resea
rch and Development,General Electric Company,Schen
ectady,New York）と題する、1985年８月付のレポートN
o.85シー・アール・ディー187（report No.85CRD187）
として確認されるレポートにもまた見い出される。
究室、，共同研究及び開発，ゼネラル・エレクトリック
・カンパニー，スケネクタディ，ニュー・ヨークの「加
工熱処理を通してのインコネル−718合金のき裂成長耐
性の改善」（“Improving Crack Growth Resistance in
IN178 Alloy Through Thermomechanical Processing"b
y K−M Chang,Metallurgy Laboratory,Corporate Resea
rch and Development,General Electric Company,Schen
ectady,New York）と題する、1985年８月付のレポートN
o.85シー・アール・ディー187（report No.85CRD187）
として確認されるレポートにもまた見い出される。
以上の説明から、本発明の実施を試みる当該技術分野
の熟達者にとって、いくつかの規範が与えられ得る。先
行する記載から明らかな様に、主な目標は、本発明の実
施の出発点のための望ましい規範として、本発明の方法
を開始する時点で適用される合金及び試料が比較的大き
な結晶粒を有するべきだということである。例えば、殆
どの合金に関して、好ましい出発結晶粒度は、ほぼ35ミ
クロンの平均径あるいはこれより大きい。
の熟達者にとって、いくつかの規範が与えられ得る。先
行する記載から明らかな様に、主な目標は、本発明の実
施の出発点のための望ましい規範として、本発明の方法
を開始する時点で適用される合金及び試料が比較的大き
な結晶粒を有するべきだということである。例えば、殆
どの合金に関して、好ましい出発結晶粒度は、ほぼ35ミ
クロンの平均径あるいはこれより大きい。
引続く製造工程の主たる目標は、本発明の製造法が適
用される試料の相対的に大きな結晶粒の変形を達成する
ことである。前記変形は、個々の結晶粒が本質的に残ら
ず変形力を受け変形する様に冷間加工により達成するこ
とができる。
用される試料の相対的に大きな結晶粒の変形を達成する
ことである。前記変形は、個々の結晶粒が本質的に残ら
ず変形力を受け変形する様に冷間加工により達成するこ
とができる。
結晶粒が変形されるべき試料を加熱する場合、この加
熱は結晶粒の変形を可能にし且つ促進する程度及び範囲
にすべきである。加熱は、加熱の結果として結晶粒の調
質あるいは結晶粒の変質を誘起するものであってはなら
ない。むしろ、求められていることは結晶粒の変形であ
り、加熱は試料の結晶粒の変形を促進する性質、継続時
間及び類型のものでなければならない。
熱は結晶粒の変形を可能にし且つ促進する程度及び範囲
にすべきである。加熱は、加熱の結果として結晶粒の調
質あるいは結晶粒の変質を誘起するものであってはなら
ない。むしろ、求められていることは結晶粒の変形であ
り、加熱は試料の結晶粒の変形を促進する性質、継続時
間及び類型のものでなければならない。
更に、変形の部分として、本発明の実施に際して結晶
粒の変形の効果を維持することが求められる。この目的
のため、本発明の実施の初期の工程で付与された変形の
利得を変形した結晶粒が保持し得る様、結晶粒を再結晶
並びに調質させる傾向のある、いかなる熱処理あるいは
その他の処理も避けなければならない。
粒の変形の効果を維持することが求められる。この目的
のため、本発明の実施の初期の工程で付与された変形の
利得を変形した結晶粒が保持し得る様、結晶粒を再結晶
並びに調質させる傾向のある、いかなる熱処理あるいは
その他の処理も避けなければならない。
以上の説明は、時効の類いの熱処理を除外することを
意図してはない。時効は、物品を相対的により低い温度
で、特性、特に合金の強度を改善するための時間分保持
して、確実に実施されなければならない。避けるべきで
且つ時効熱処理と混同すべきでないのは、再結晶を誘発
し、従って前述の本発明の実施の一部として試料の結晶
粒に与えられた変形の有益な効果を消滅させあるいは無
効にする加熱である。
意図してはない。時効は、物品を相対的により低い温度
で、特性、特に合金の強度を改善するための時間分保持
して、確実に実施されなければならない。避けるべきで
且つ時効熱処理と混同すべきでないのは、再結晶を誘発
し、従って前述の本発明の実施の一部として試料の結晶
粒に与えられた変形の有益な効果を消滅させあるいは無
効にする加熱である。
更にまた、本発明の規範を示す上において、多くの異
なった程度の変形が、試料に与えられ得る。本発明を実
行する目的の効果的な変形であるためには、最小でほぼ
15％の変形が特定される。
なった程度の変形が、試料に与えられ得る。本発明を実
行する目的の効果的な変形であるためには、最小でほぼ
15％の変形が特定される。
第１図乃至第６図は、合成組成物に関し、種々の応力強
度（ΔＫ）に対して得られた疲れき裂成長速度（da/d
N）を（log−logプロット）を表わしたグラフである。 尚、第１図乃至第６図において、○は３秒の疲れサイク
ル、□は180秒の疲れサイクル、△は３＋177秒（最大応
力強度での保持時間）の繰返し応力付加の下で、夫々得
られたデータをプロセットしたものである。
度（ΔＫ）に対して得られた疲れき裂成長速度（da/d
N）を（log−logプロット）を表わしたグラフである。 尚、第１図乃至第６図において、○は３秒の疲れサイク
ル、□は180秒の疲れサイクル、△は３＋177秒（最大応
力強度での保持時間）の繰返し応力付加の下で、夫々得
られたデータをプロセットしたものである。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭59−229474（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−77559（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−228659（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−240753（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−162760（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−147839（ＪＰ，Ａ) 特公 昭57−2143（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (4)
- 【請求項１】ニッケル基超合金の疲れき裂伝播速度を減
少させる方法であって、 ガンマ強化析出物を35％未満の体積濃度で有するニッケ
ル基超合金を選択し、結晶粒が再結晶して結晶粒の平均
径が35ミクロン以上となるように、上記超合金を加熱
し、 上記超合金をその形状が15％以上変化するように加工す
ることによって、超合金の結晶粒を変形させることを含
む、ニッケル基超合金の疲れき裂伝播速度を減少させる
方法。 - 【請求項２】前記変形に引き続いて、超合金の強度を改
善するための時効処理が行われる、特許請求の範囲第１
項記載のニッケル基超合金の疲れき裂伝播速度を減少さ
せる方法。 - 【請求項３】前記超合金の加工が再結晶温度よりも低い
温度で行われる、特許請求の範囲第１項記載のニッケル
基超合金の疲れき裂伝播速度を減少させる方法。 - 【請求項４】前記超合金がγ′もしくはγ″強化析出物
又はこれらの組合せを含有する、特許請求の範囲第１項
記載のニッケル基超合金の疲れき裂伝播速度を減少させ
る方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US907,275 | 1986-09-15 | ||
| US06/907,275 US4793868A (en) | 1986-09-15 | 1986-09-15 | Thermomechanical method of forming fatigue crack resistant nickel base superalloys and product formed |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63114951A JPS63114951A (ja) | 1988-05-19 |
| JP2642640B2 true JP2642640B2 (ja) | 1997-08-20 |
Family
ID=25423812
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62229927A Expired - Lifetime JP2642640B2 (ja) | 1986-09-15 | 1987-09-16 | 耐疲れき裂ニッケル基超合金の熱加工的形成法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4793868A (ja) |
| EP (1) | EP0260510B1 (ja) |
| JP (1) | JP2642640B2 (ja) |
| DE (1) | DE3784204T2 (ja) |
| ES (1) | ES2053490T3 (ja) |
| IL (1) | IL83637A (ja) |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5087305A (en) * | 1988-07-05 | 1992-02-11 | General Electric Company | Fatigue crack resistant nickel base superalloy |
| JP2778705B2 (ja) * | 1988-09-30 | 1998-07-23 | 日立金属株式会社 | Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法 |
| US5393483A (en) * | 1990-04-02 | 1995-02-28 | General Electric Company | High-temperature fatigue-resistant nickel based superalloy and thermomechanical process |
| US5360496A (en) * | 1991-08-26 | 1994-11-01 | Aluminum Company Of America | Nickel base alloy forged parts |
| US5374323A (en) * | 1991-08-26 | 1994-12-20 | Aluminum Company Of America | Nickel base alloy forged parts |
| FR2722510B1 (fr) * | 1994-07-13 | 1996-08-14 | Snecma | Procede d'elaboration de toles en alliage 718 et de formage superplastique de ces toles |
| US6193823B1 (en) * | 1999-03-17 | 2001-02-27 | Wyman Gordon Company | Delta-phase grain refinement of nickel-iron-base alloy ingots |
| US6409853B1 (en) * | 1999-10-25 | 2002-06-25 | General Electric Company | Large forging manufacturing process |
| US7156932B2 (en) * | 2003-10-06 | 2007-01-02 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and methods of heat treating nickel-base alloys |
| US7531054B2 (en) * | 2005-08-24 | 2009-05-12 | Ati Properties, Inc. | Nickel alloy and method including direct aging |
| US7985304B2 (en) | 2007-04-19 | 2011-07-26 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
| JP5263580B2 (ja) * | 2008-05-08 | 2013-08-14 | 三菱マテリアル株式会社 | ガスタービン用リング状ディスク |
| US10563293B2 (en) | 2015-12-07 | 2020-02-18 | Ati Properties Llc | Methods for processing nickel-base alloys |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB920896A (en) * | 1960-10-18 | 1963-03-13 | Deutsche Edelstahlwerke Ag | A method of producing workpieces required to exhibit high strength at room and at elevated temperatures |
| GB1268844A (en) * | 1968-07-19 | 1972-03-29 | United Aircraft Corp | Thermomechanical strengthening of the nickel-base superalloys |
| US3575734A (en) * | 1968-07-26 | 1971-04-20 | Carpenter Technology Corp | Process for making nickel base precipitation hardenable alloys |
| US3615906A (en) * | 1969-03-27 | 1971-10-26 | United Aircraft Corp | Process for fabricating threaded elements from the age-hardenable alloys |
| US3748192A (en) * | 1972-02-01 | 1973-07-24 | Special Metals Corp | Nickel base alloy |
| JPS58174538A (ja) * | 1982-04-02 | 1983-10-13 | Hitachi Ltd | 原子炉用隙間構造部材に用いられる耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金製部材 |
| JPS60162760A (ja) * | 1984-02-06 | 1985-08-24 | Daido Steel Co Ltd | 高強度耐熱材料の製造方法 |
| JPS6150143A (ja) * | 1984-08-18 | 1986-03-12 | Konishiroku Photo Ind Co Ltd | ハロゲン化銀カラ−写真感光材料の処理方法 |
-
1986
- 1986-09-15 US US06/907,275 patent/US4793868A/en not_active Expired - Lifetime
-
1987
- 1987-08-25 IL IL83637A patent/IL83637A/xx not_active IP Right Cessation
- 1987-08-31 EP EP87112658A patent/EP0260510B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-08-31 DE DE8787112658T patent/DE3784204T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1987-08-31 ES ES87112658T patent/ES2053490T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1987-09-16 JP JP62229927A patent/JP2642640B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| IL83637A0 (en) | 1988-01-31 |
| US4793868A (en) | 1988-12-27 |
| EP0260510A2 (en) | 1988-03-23 |
| EP0260510B1 (en) | 1993-02-17 |
| EP0260510A3 (en) | 1989-10-18 |
| IL83637A (en) | 1991-01-31 |
| ES2053490T3 (es) | 1994-08-01 |
| JPS63114951A (ja) | 1988-05-19 |
| DE3784204T2 (de) | 1993-09-09 |
| DE3784204D1 (de) | 1993-03-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3145091B2 (ja) | 耐疲れき裂ニッケル基超合金 | |
| US5120373A (en) | Superalloy forging process | |
| JP3010050B2 (ja) | 耐疲労亀裂進展性のニッケル基物品および合金並びに製造方法 | |
| EP0292320B1 (en) | Nickel base superalloy | |
| US4053330A (en) | Method for improving fatigue properties of titanium alloy articles | |
| EP0184136B1 (en) | Fatigue-resistant nickel-base superalloys | |
| JP2642640B2 (ja) | 耐疲れき裂ニッケル基超合金の熱加工的形成法 | |
| Xie et al. | TTT Diagram of a Newly Developed Nickel-Base Superalloy–Allvac® 718Plus™ | |
| US5393483A (en) | High-temperature fatigue-resistant nickel based superalloy and thermomechanical process | |
| EP0260511A2 (en) | Method of forming strong fatigue crack resistant nickel base superalloy and product formed | |
| JPS63277745A (ja) | チタン合金製部材の製造方法及び該方法によって製造した部材 | |
| JPH11241131A (ja) | 高弾性限界および高耐クリープ強度を有するＴｉ２ＡｌＮｂ型のチタンを主成分とする金属間合金 | |
| EP0260513A2 (en) | Method of forming fatigue crack resistant nickel base superalloys and product formed | |
| US5693159A (en) | Superalloy forging process | |
| US5156808A (en) | Fatigue crack-resistant nickel base superalloy composition | |
| EP0260512B1 (en) | Method of forming fatigue crack resistant nickel base superalloys and products formed | |
| WO1994013849A1 (en) | Superalloy forging process and related composition | |
| US5662749A (en) | Supersolvus processing for tantalum-containing nickel base superalloys | |
| US4514360A (en) | Wrought single crystal nickel base superalloy | |
| US5129970A (en) | Method of forming fatigue crack resistant nickel base superalloys and product formed | |
| WO1992018659A1 (en) | Superalloy forging process and related composition | |
| RU2133784C1 (ru) | Способ термообработки суперсплава на основе никеля | |
| US5129969A (en) | Method of forming in100 fatigue crack resistant nickel base superalloys and product formed | |
| US3372068A (en) | Heat treatment for improving proof stress of nickel-chromium-cobalt alloys | |
| EP0924309A2 (en) | Tantalum-containing nickel base superalloy |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080502 Year of fee payment: 11 |