JP2974684B2 - 疲労特性を改善する熱処理方法及びその改善された超合金 - Google Patents
疲労特性を改善する熱処理方法及びその改善された超合金Info
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-
- 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
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ この発明は、超合金の疲労特性を改善する熱処理及び
耐疲労性超合金に関するものである。
耐疲労性超合金に関するものである。
［従来の技術］ 通常、ニッケルをベースとした超合金は、約1000゜Ｆ
又はそれ以上の温度に対して、非常に有効な特性を有し
ており、ガスタービンエンジン等において広く使用され
ている。このニッケル基超合金は、通常γ′相（Ni3Al
型）粒子の強化配列を含むγマトリックス（ニッケル固
溶体）から成る。結晶粒度及びその分布は熱処理により
変えることができる。また、それに応じてその機械的特
性も変化する。なお、ここに、「゜Ｆ」は、華氏温度単
位を意味し、ｂを華氏温度単位の温度（゜Ｆ）とし、ａ
をセ氏温度単位の温度（℃）とすると、両者の間は、ａ
＝（ｂ−32）/1.8で表される関係により換算することが
できる。
又はそれ以上の温度に対して、非常に有効な特性を有し
ており、ガスタービンエンジン等において広く使用され
ている。このニッケル基超合金は、通常γ′相（Ni3Al
型）粒子の強化配列を含むγマトリックス（ニッケル固
溶体）から成る。結晶粒度及びその分布は熱処理により
変えることができる。また、それに応じてその機械的特
性も変化する。なお、ここに、「゜Ｆ」は、華氏温度単
位を意味し、ｂを華氏温度単位の温度（゜Ｆ）とし、ａ
をセ氏温度単位の温度（℃）とすると、両者の間は、ａ
＝（ｂ−32）/1.8で表される関係により換算することが
できる。
ガスタービンエンジンのタービン部及びコンプレッサ
ディスク部等は、超合金を最も必要とする箇所である。
特に、ディスクは、内燃機関においてガス流路内のブレ
ードを支持固定する構成部品であり、エンジンの作動中
は約10000rpmの高回転となり、（小型エンジンにおいて
はそれ以上）リム部においては約1500゜Ｆ、中心のボア
部は約500゜Ｆの温度になる。ディスクは高引張強度と
高クリープ特性及び耐応力破壊特性を必要とし、また、
十分な疲労特性を有さない場合に疲労の要因となるサイ
クル応力を受ける。
ディスク部等は、超合金を最も必要とする箇所である。
特に、ディスクは、内燃機関においてガス流路内のブレ
ードを支持固定する構成部品であり、エンジンの作動中
は約10000rpmの高回転となり、（小型エンジンにおいて
はそれ以上）リム部においては約1500゜Ｆ、中心のボア
部は約500゜Ｆの温度になる。ディスクは高引張強度と
高クリープ特性及び耐応力破壊特性を必要とし、また、
十分な疲労特性を有さない場合に疲労の要因となるサイ
クル応力を受ける。
以下、この発明をガスタービンエンジンのディスクへ
適用した場合に関して説明するが、この発明に係る熱処
理方法は、これらのガスタービンエンジンの構成部品へ
の適用に限定されるものではない。
適用した場合に関して説明するが、この発明に係る熱処
理方法は、これらのガスタービンエンジンの構成部品へ
の適用に限定されるものではない。
最新のタービンエンジンにおいては、高温環境におい
て上記した特性を満足するために、超合金ディスクを使
用する傾向にある。近年、この超合金は、ディスク等へ
の適用が普及してきたために、使用環境に応じて許容で
きる機械的特性も知られるようになり、より好適な機械
的特性の改善が望まれている。ディスクの機械的特性が
改善されると、ディスクの寿命が延び、エンジンが軽量
化され、さらには、エンジンの許容回転数が高くなる等
の利点がある。
て上記した特性を満足するために、超合金ディスクを使
用する傾向にある。近年、この超合金は、ディスク等へ
の適用が普及してきたために、使用環境に応じて許容で
きる機械的特性も知られるようになり、より好適な機械
的特性の改善が望まれている。ディスクの機械的特性が
改善されると、ディスクの寿命が延び、エンジンが軽量
化され、さらには、エンジンの許容回転数が高くなる等
の利点がある。
［発明が解決しようとする課題］ 上述したように、超合金の機械的特性は、熱処理によ
って変えることができる。従来の多くの熱処理は、γ′
ソルバス（溶解度曲線）温度以上での熱処理が施された
ディスク材に関して研究されている。γ′ソルバス温度
を越えると、γ′は、結晶粒界の形成に影響を与えず溶
解する。これにより結晶は急速に成長し、その結果、通
常引張強度及び疲労開始寿命を低下させることになるも
のの、亀裂（クラック）成長速度を改善（遅く）する粗
大な粒子構造となる。つまり、従来の微粒子構造は、疲
労亀裂が発生するまで長い時間を要するが、一旦生じて
しまうと比較的急速に成長するという特性がある。
って変えることができる。従来の多くの熱処理は、γ′
ソルバス（溶解度曲線）温度以上での熱処理が施された
ディスク材に関して研究されている。γ′ソルバス温度
を越えると、γ′は、結晶粒界の形成に影響を与えず溶
解する。これにより結晶は急速に成長し、その結果、通
常引張強度及び疲労開始寿命を低下させることになるも
のの、亀裂（クラック）成長速度を改善（遅く）する粗
大な粒子構造となる。つまり、従来の微粒子構造は、疲
労亀裂が発生するまで長い時間を要するが、一旦生じて
しまうと比較的急速に成長するという特性がある。
この発明は、従来よりも亀裂発生に対する耐亀裂性が
あり、従来の熱処理による微粒子構造の部材より亀裂成
長の低い微粒子構造を形成する熱処理に関するものであ
る。これら従来技術として、公知なものに、米国特許第
4,608,094及び第4,624,716等がある。
あり、従来の熱処理による微粒子構造の部材より亀裂成
長の低い微粒子構造を形成する熱処理に関するものであ
る。これら従来技術として、公知なものに、米国特許第
4,608,094及び第4,624,716等がある。
［課題を解決するための手段及び作用］ 上記課題を解決するためにこの発明の第１の発明によ
れば、40−70体積％のγ′相を含み、γ′ソルバス温度
及び初期結晶粒度を有するニッケル基超合金の熱処理方
法であって、γ′ソルバス以下10−50゜Ｆ（5.6℃−27.
8℃）の第１熱処理温度において少なくとも0.5時間上記
合金を保持し、20−200゜Ｆ（11.1−111℃）／時間の冷
却速度で上記第１熱処理温度以下少なくとも200゜Ｆ（1
11℃）の温度まで冷却することにより結晶粒界に粗大な
γ′粒子を集中形成させ、 上記第１熱処理温度以下10−250゜Ｆ（5.6℃−139
℃）第２熱処理温度まで少なくとも0.5時間加熱し、120
0゜Ｆ（649℃）以下まで急冷することにより結晶内にお
いてγ′相を微細に分散させ、 1200−1500゜Ｆ（649℃−816℃）まで１−25時間上記
合金を加熱して結晶内の微細γ′粒子を安定化させるこ
とにより、結晶粒界に粗大なγ′粒子を含有し、結晶内
に微細なγ′粒子を含むとともに、上記初期結晶粒度と
実質的に同等な結晶粒度を有する耐疲労特性構造を形成
することを特徴とする熱処理方法が提供される。
れば、40−70体積％のγ′相を含み、γ′ソルバス温度
及び初期結晶粒度を有するニッケル基超合金の熱処理方
法であって、γ′ソルバス以下10−50゜Ｆ（5.6℃−27.
8℃）の第１熱処理温度において少なくとも0.5時間上記
合金を保持し、20−200゜Ｆ（11.1−111℃）／時間の冷
却速度で上記第１熱処理温度以下少なくとも200゜Ｆ（1
11℃）の温度まで冷却することにより結晶粒界に粗大な
γ′粒子を集中形成させ、 上記第１熱処理温度以下10−250゜Ｆ（5.6℃−139
℃）第２熱処理温度まで少なくとも0.5時間加熱し、120
0゜Ｆ（649℃）以下まで急冷することにより結晶内にお
いてγ′相を微細に分散させ、 1200−1500゜Ｆ（649℃−816℃）まで１−25時間上記
合金を加熱して結晶内の微細γ′粒子を安定化させるこ
とにより、結晶粒界に粗大なγ′粒子を含有し、結晶内
に微細なγ′粒子を含むとともに、上記初期結晶粒度と
実質的に同等な結晶粒度を有する耐疲労特性構造を形成
することを特徴とする熱処理方法が提供される。
また、上記合金は、約１インチ（１インチは、2.54c
m）の肉厚又は20ポンド（9.08kg）の重量、あるいはそ
の双方を満足する小形状の合金てあって、第２熱処理温
度は、第１熱処理温度以下10−100゜Ｆ（5.6−56℃）で
あるとともに、強制空冷と略同等の冷却速度で上記第２
熱処理温度から上記合金を冷却する工程を含むことが好
ましい。
m）の肉厚又は20ポンド（9.08kg）の重量、あるいはそ
の双方を満足する小形状の合金てあって、第２熱処理温
度は、第１熱処理温度以下10−100゜Ｆ（5.6−56℃）で
あるとともに、強制空冷と略同等の冷却速度で上記第２
熱処理温度から上記合金を冷却する工程を含むことが好
ましい。
さらに、上記合金は、１−２インチ（2.54cm−5.08c
m）の肉厚又は約20−100ポンド（9.08kg−45.4kg）（１
ポンドは、0.454kg）の重量、あるいはその双方を満足
する中形状の合金であって、第２熱処理温度は、第１熱
処理温度以下75−150゜Ｆ（41.7℃−83.3℃）であると
ともに、強制空冷と略同等の冷却速度で上記第２熱処理
温度から上記合金を冷却する工程を含むことが好まし
い。
m）の肉厚又は約20−100ポンド（9.08kg−45.4kg）（１
ポンドは、0.454kg）の重量、あるいはその双方を満足
する中形状の合金であって、第２熱処理温度は、第１熱
処理温度以下75−150゜Ｆ（41.7℃−83.3℃）であると
ともに、強制空冷と略同等の冷却速度で上記第２熱処理
温度から上記合金を冷却する工程を含むことが好まし
い。
また、上記合金は、２インチ（5.08cm）以上の肉厚又
は100ポンド（45.4kg）以上の重量、あるいはその双方
を満足する中形状の合金であって、第２熱処理温度は、
第１熱処理温度以下100−250゜Ｆ（55.6℃−139℃）で
あるとともに、上記合金を液体冷却する工程を含んでい
てもよい。
は100ポンド（45.4kg）以上の重量、あるいはその双方
を満足する中形状の合金であって、第２熱処理温度は、
第１熱処理温度以下100−250゜Ｆ（55.6℃−139℃）で
あるとともに、上記合金を液体冷却する工程を含んでい
てもよい。
さらに、上記安定化処理工程の前工程として上記合金
に応力を与える工程を含んでいてもよい。
に応力を与える工程を含んでいてもよい。
また、本出願の第２の発明によれば、微細結晶粒度
は、ASTM8から12であり、結晶粒界において１−５ミク
ロンのγ′粒子が分散されており、かつ、結晶内におい
て0.02−0.15ミクロンのγ′粒子が分散されていること
を特徴とする耐疲労性超合金が提供される。
は、ASTM8から12であり、結晶粒界において１−５ミク
ロンのγ′粒子が分散されており、かつ、結晶内におい
て0.02−0.15ミクロンのγ′粒子が分散されていること
を特徴とする耐疲労性超合金が提供される。
さらに、本出願の第３の発明によれば、γ′ソルバス
温度及び初期結晶粒度を有し、疲労特性を改善するため
に、結晶粒界で分離した結晶を含むγ′強化ニッケル基
超合金の熱処理方法であって、γ′ソルバス以下近傍の
温度まで上記合金を加熱するとともに、急速冷却するこ
とにより0.02−0.15ミクロンの微細なγ′粒子の分散を
結晶内で生じさせ、ミクロ組織を安定化させる温度まで
上記合金を加熱することにより、上記合金が、その結晶
粒度を実質的に維持させつつ、結晶粒界に主に粗大な
γ′粒子を形成させ、結晶内には、微細なγ′粒子を形
成させることによって、疲労破壊の発生及びその成長に
対して耐疲労性を付与した熱処理方法を提供することが
できる。
温度及び初期結晶粒度を有し、疲労特性を改善するため
に、結晶粒界で分離した結晶を含むγ′強化ニッケル基
超合金の熱処理方法であって、γ′ソルバス以下近傍の
温度まで上記合金を加熱するとともに、急速冷却するこ
とにより0.02−0.15ミクロンの微細なγ′粒子の分散を
結晶内で生じさせ、ミクロ組織を安定化させる温度まで
上記合金を加熱することにより、上記合金が、その結晶
粒度を実質的に維持させつつ、結晶粒界に主に粗大な
γ′粒子を形成させ、結晶内には、微細なγ′粒子を形
成させることによって、疲労破壊の発生及びその成長に
対して耐疲労性を付与した熱処理方法を提供することが
できる。
また、上記本願の第３の発明では、γ′ソルバス以下
近傍の温度まで上記合金を加熱するとともに、制御速度
で冷却して１−５ミクロンの粗大なγ′粒子を結晶粒界
において分散させる工程を含んでいてもよい。
近傍の温度まで上記合金を加熱するとともに、制御速度
で冷却して１−５ミクロンの粗大なγ′粒子を結晶粒界
において分散させる工程を含んでいてもよい。
［実 施 例］ 以下、添付図面に基づいてこの発明の実施例を説明す
る。
る。
この発明は、HIP（Hot Isostatic Press熱間静水圧プ
レス）パウダー等の方法によって成形されたディスク及
びインゴットから、従来の鍛造方法によって成形された
ディスクに関しても十分適用可能であるが、特に、米国
特許第3,519,503号に開示されている鍛造に適用する熱
処理方法に関するものである。この発明は、約40から約
70体積パーセントのγ′相を含むニッケル基超合金に適
用可能なものである。表１に幾つかの典型的な超合金及
びこの発明に係る熱処理を施したディスク合金組成範囲
を示す。
レス）パウダー等の方法によって成形されたディスク及
びインゴットから、従来の鍛造方法によって成形された
ディスクに関しても十分適用可能であるが、特に、米国
特許第3,519,503号に開示されている鍛造に適用する熱
処理方法に関するものである。この発明は、約40から約
70体積パーセントのγ′相を含むニッケル基超合金に適
用可能なものである。表１に幾つかの典型的な超合金及
びこの発明に係る熱処理を施したディスク合金組成範囲
を示す。
この発明に係る熱処理を行う被熱処理部材は、熱的あ
るいは機械的履歴によって得られた結晶粒度を有する部
材を使用する。鍛造を行うと、鍛造中の再結晶により、
結晶粒度は比較的微細になる。ディスク鍛造のための一
般的な結晶粒度は、ASTM8から12（0.022−0.006mmの平
均粒子直径）程度とされている。
るいは機械的履歴によって得られた結晶粒度を有する部
材を使用する。鍛造を行うと、鍛造中の再結晶により、
結晶粒度は比較的微細になる。ディスク鍛造のための一
般的な結晶粒度は、ASTM8から12（0.022−0.006mmの平
均粒子直径）程度とされている。
この発明に係る方法における重要な特徴は、全処理工
程にわたり、初期の結晶粒度が実質的に維持されること
にある。特に、熱処理中において初期の結晶粒度が約1A
STM単位以上の変化をしないことが好ましい。
程にわたり、初期の結晶粒度が実質的に維持されること
にある。特に、熱処理中において初期の結晶粒度が約1A
STM単位以上の変化をしないことが好ましい。
第１図は、この発明に係る処理方法を示すブロック図
である。第２図は、その処理方法の概略図である。表
２、表３及び表４は、形状寸法の小さい小形状部材、適
度な大きさを有する中形状部材又は形状寸法の大きい大
形状部材における一般的なディスク部材に関するパラメ
ータを示す。なお、表２、表３及び表４に示すI,II,III
は、第２図に示す記号である。
である。第２図は、その処理方法の概略図である。表
２、表３及び表４は、形状寸法の小さい小形状部材、適
度な大きさを有する中形状部材又は形状寸法の大きい大
形状部材における一般的なディスク部材に関するパラメ
ータを示す。なお、表２、表３及び表４に示すI,II,III
は、第２図に示す記号である。
この発明に係る処理方法における第１の工程（Ｉ）
は、固溶体の大部分をγ′とし、著しい粒子成長を防止
する析出として十分な量（少なくとも、体積の10％）を
維持するサブソルバス固溶化処理により粗大結晶粒界
γ′を生じさせることである。この熱処理は、γ′ソル
バス以下約５から50゜Ｆ、好ましくは、15から40゜Ｆの
第１熱処理温度で、少なくとも0.5時間、好ましくは、
１から10時間行う。この工程後、部材は、溶体外（析出
として）に多少のγ′を有するが、γ′の大部分を溶体
内に存在させることになる。この第１熱処理温度から、
約20から200゜F/時間、好ましくは、50から150゜F/時間
で、少なくとも第１熱処理温度以下200゜Ｆ、好ましく
は、少なくとも300゜Ｆまで制御速度で部材を冷却す
る。この制御冷却処理を行うと、析出が優先的に制御さ
れるとともに、結晶粒界において粗大なγ′粒子が成長
する。この粒子は、直径約１から５ミクロンである。こ
の制御冷却処理後、室内温度まで急速冷却を行うことが
できる。
は、固溶体の大部分をγ′とし、著しい粒子成長を防止
する析出として十分な量（少なくとも、体積の10％）を
維持するサブソルバス固溶化処理により粗大結晶粒界
γ′を生じさせることである。この熱処理は、γ′ソル
バス以下約５から50゜Ｆ、好ましくは、15から40゜Ｆの
第１熱処理温度で、少なくとも0.5時間、好ましくは、
１から10時間行う。この工程後、部材は、溶体外（析出
として）に多少のγ′を有するが、γ′の大部分を溶体
内に存在させることになる。この第１熱処理温度から、
約20から200゜F/時間、好ましくは、50から150゜F/時間
で、少なくとも第１熱処理温度以下200゜Ｆ、好ましく
は、少なくとも300゜Ｆまで制御速度で部材を冷却す
る。この制御冷却処理を行うと、析出が優先的に制御さ
れるとともに、結晶粒界において粗大なγ′粒子が成長
する。この粒子は、直径約１から５ミクロンである。こ
の制御冷却処理後、室内温度まで急速冷却を行うことが
できる。
第２の工程（II）は、粒子内における微細なγ′析出
を分散させることであり、第１熱処理温度以下約10から
250゜Ｆの第２熱処理温度で少なくとも、0.5時間、好ま
しくは、１から10時間、部材を熱処理する工程からな
る。この熱処理は、再度γ′粒子の一部を溶解、すなわ
ち、溶体化させが、結晶成長は再び阻止される。この工
程後、部材は室内温度まで急冷される（実際には、約12
00゜Ｆまでの冷却速度のみがγ′粒度に影響を及ぼし、
約1200゜Ｆ以下の冷却速度は重要とはならない）。この
急速冷却は、少なくとも、空冷（一般的には、肉厚４イ
ンチの300 1bのディスクを600゜Ｆにおいて15分）と同
等な速度であるが、大きさの違いにより速くなる可能性
もある。この冷却速度は、以下に記載する次の焼き戻し
処理後、粒子のγ′結晶粒度が臨界粒度範囲内に存在す
るように十分に速くなければならない。
を分散させることであり、第１熱処理温度以下約10から
250゜Ｆの第２熱処理温度で少なくとも、0.5時間、好ま
しくは、１から10時間、部材を熱処理する工程からな
る。この熱処理は、再度γ′粒子の一部を溶解、すなわ
ち、溶体化させが、結晶成長は再び阻止される。この工
程後、部材は室内温度まで急冷される（実際には、約12
00゜Ｆまでの冷却速度のみがγ′粒度に影響を及ぼし、
約1200゜Ｆ以下の冷却速度は重要とはならない）。この
急速冷却は、少なくとも、空冷（一般的には、肉厚４イ
ンチの300 1bのディスクを600゜Ｆにおいて15分）と同
等な速度であるが、大きさの違いにより速くなる可能性
もある。この冷却速度は、以下に記載する次の焼き戻し
処理後、粒子のγ′結晶粒度が臨界粒度範囲内に存在す
るように十分に速くなければならない。
合金組成、熱処理温度及び部材形状寸法と関連する冷
却速度は、粒子内のγ′結晶粒度を決定する。この関係
は、複合的であり、微細なγ′結晶粒度を得るために、
合金材料と部品の形状寸法との各組み合わせを実験に基
づき最適化する必要がある。
却速度は、粒子内のγ′結晶粒度を決定する。この関係
は、複合的であり、微細なγ′結晶粒度を得るために、
合金材料と部品の形状寸法との各組み合わせを実験に基
づき最適化する必要がある。
寸法形状が小さい部材は、その部材に施した総冷却速
度に非常に近い実冷却が行われる。しかしながら、形状
寸法の大きい部材に関しては、その部材が有する熱量が
大きいために、部材全体にわたる急速な冷却速度を得る
ことができず、したがって、内部冷却は比較的遅くな
る。
度に非常に近い実冷却が行われる。しかしながら、形状
寸法の大きい部材に関しては、その部材が有する熱量が
大きいために、部材全体にわたる急速な冷却速度を得る
ことができず、したがって、内部冷却は比較的遅くな
る。
また、急速冷却に適する部材は、γ′ソルバス以下近
傍で熱処理を行うことができるとともに、所望する微細
なγ′結晶粒度を得ることができる。しかしながら、低
冷却速度で処理を行った部分は、例えば、γ′ソルバス
以下100から300゜Ｆの低温度から急冷すると所望する粒
度範囲内のγ′結晶粒度が得られる。
傍で熱処理を行うことができるとともに、所望する微細
なγ′結晶粒度を得ることができる。しかしながら、低
冷却速度で処理を行った部分は、例えば、γ′ソルバス
以下100から300゜Ｆの低温度から急冷すると所望する粒
度範囲内のγ′結晶粒度が得られる。
発明者は、平均析出（結晶粒界のない）γ′粒度と耐
亀裂成長性とには、ある関係があることを発見し、本発
明に至ったものである。すなわち、第３図において示さ
れているように、最大耐亀裂成長性が約0.15ミクロン
（好ましくは0.1ミクロン以下）より小さい平均粒度を
有する結晶粒度において特に顕著に認められることによ
るものである。現在においても、微細な結晶粒度を得る
ために必要とされる急冷速度は実用的でないために、約
0.02ミクロンが実際の下限であるかどうかは明らかにな
っていない。
亀裂成長性とには、ある関係があることを発見し、本発
明に至ったものである。すなわち、第３図において示さ
れているように、最大耐亀裂成長性が約0.15ミクロン
（好ましくは0.1ミクロン以下）より小さい平均粒度を
有する結晶粒度において特に顕著に認められることによ
るものである。現在においても、微細な結晶粒度を得る
ために必要とされる急冷速度は実用的でないために、約
0.02ミクロンが実際の下限であるかどうかは明らかにな
っていない。
上記したように、特殊な形状寸法を有する部材に関し
ては、第２サブ固溶化処理温度及び冷却速度を変化させ
ることにより所望するγ′析出結晶粒度を得ることが必
要である。特に、この発明に係る熱処理を施した小形状
部材（ここで言う小形状部材とは、約1.0インチ以下の
肉厚又は約20ポンド以下の重量、あるいはその双方を満
足する部材を言う）は、比較的高いサブ固溶化処理温度
から空冷することができる（当然、それ以上の冷却速度
も可能）。一方、形状寸法が大きい大形状部材（ここで
言う、大形状部材とは、約２インチ以上の肉厚又は約10
0ポンド以上重量、あるいはその双方を満足する部材を
言う）は、低サブ固溶化処理温度から液体冷却する必要
があり、これにより同等な微細γ′粒度が得られる。中
間形状寸法の中形状部材（約20から100ポンド間の重量
又は１から２インチの肉厚、あるいはその双方を満足す
る部材）に関しては、低サブ固溶化処理温度から強制空
冷することが必要であると認められた。このことによ
り、同等の微細γ′結晶粒度が得られる。多くの構成部
品は、実際的には、肉厚寸法の異なる部分を有してお
り、この場合、熱処理パラメータを耐疲労性を最も必要
とする箇所の肉厚に応じて決定することが好ましい。
ては、第２サブ固溶化処理温度及び冷却速度を変化させ
ることにより所望するγ′析出結晶粒度を得ることが必
要である。特に、この発明に係る熱処理を施した小形状
部材（ここで言う小形状部材とは、約1.0インチ以下の
肉厚又は約20ポンド以下の重量、あるいはその双方を満
足する部材を言う）は、比較的高いサブ固溶化処理温度
から空冷することができる（当然、それ以上の冷却速度
も可能）。一方、形状寸法が大きい大形状部材（ここで
言う、大形状部材とは、約２インチ以上の肉厚又は約10
0ポンド以上重量、あるいはその双方を満足する部材を
言う）は、低サブ固溶化処理温度から液体冷却する必要
があり、これにより同等な微細γ′粒度が得られる。中
間形状寸法の中形状部材（約20から100ポンド間の重量
又は１から２インチの肉厚、あるいはその双方を満足す
る部材）に関しては、低サブ固溶化処理温度から強制空
冷することが必要であると認められた。このことによ
り、同等の微細γ′結晶粒度が得られる。多くの構成部
品は、実際的には、肉厚寸法の異なる部分を有してお
り、この場合、熱処理パラメータを耐疲労性を最も必要
とする箇所の肉厚に応じて決定することが好ましい。
この熱処理方法における第３の工程は、時効化又は約
1200から1500゜Ｆの第３熱処理温度まで部材を加熱する
安定化処理であり、少なくとも１時間、または、部材の
種類に応じて１から25時間程度行うことが好ましい。こ
の工程は、γ′粒子を安定化させる。また、これらの安
定化処理を段階的に行うこともできる。
1200から1500゜Ｆの第３熱処理温度まで部材を加熱する
安定化処理であり、少なくとも１時間、または、部材の
種類に応じて１から25時間程度行うことが好ましい。こ
の工程は、γ′粒子を安定化させる。また、これらの安
定化処理を段階的に行うこともできる。
この発明に係る熱処理の最終工程における部材は、結
晶粒界で（平均直径が１から５ミクロン）の粗大なγ′
粒子集中及び結晶内に均一な微細粒子（平均直径が0.02
から0.15ミクロン）γ′分散を伴い、初期の結晶粒度と
ほぼ同等な微粒子粒度を有する。この粒子構造は、従来
のミクロ組織と比較して耐亀裂成長性が著しく改善され
ることが認められた。さらに、初期の微細な結晶粒度が
維持されるため、亀裂発生に対する微粒子構造は、本来
有する固有の耐亀裂成長性も維持している。
晶粒界で（平均直径が１から５ミクロン）の粗大なγ′
粒子集中及び結晶内に均一な微細粒子（平均直径が0.02
から0.15ミクロン）γ′分散を伴い、初期の結晶粒度と
ほぼ同等な微粒子粒度を有する。この粒子構造は、従来
のミクロ組織と比較して耐亀裂成長性が著しく改善され
ることが認められた。さらに、初期の微細な結晶粒度が
維持されるため、亀裂発生に対する微粒子構造は、本来
有する固有の耐亀裂成長性も維持している。
大形状部材は、急速冷却（液体冷却）に起因して著し
い内部応力を生じ、次の処理工程及び最終工程に有害な
影響を与える。この残留応力は、局部的に降伏を生じさ
せる十分な応力を部材に与えることにより除去すること
ができる。ガスタービンエンジンにおいては、ディスク
を回転させて、局部的にわずかに降伏させる遠心力によ
り残留応力を除去する応力を与えることができる。ま
た、残留応力を除去する方法として、上記以外の他の方
法も十分に適用することができる。
い内部応力を生じ、次の処理工程及び最終工程に有害な
影響を与える。この残留応力は、局部的に降伏を生じさ
せる十分な応力を部材に与えることにより除去すること
ができる。ガスタービンエンジンにおいては、ディスク
を回転させて、局部的にわずかに降伏させる遠心力によ
り残留応力を除去する応力を与えることができる。ま
た、残留応力を除去する方法として、上記以外の他の方
法も十分に適用することができる。
前記した第１図に基づく熱処理工程の概略的な説明
は、最も好適な処理工程であり、最適な結果をもたら
す。第１図の点線は、初期サブソルバス処理及び冷却速
度の制御を省略した工程を示す。この点線に従って熱処
理を行う場合は、ASTM8−12の初期結晶粒度及びγ′ソ
ルバス温度特性を有する部材を小形状部材、中形状部材
及び大形状部材の形状寸法に応じて、図面の下側に示し
た工程に従って処理を行う。この一連の処理工程によれ
ば、亀裂成長は、全処理工程を行った場合と比較して約
半分程度改善されることが認められる。
は、最も好適な処理工程であり、最適な結果をもたら
す。第１図の点線は、初期サブソルバス処理及び冷却速
度の制御を省略した工程を示す。この点線に従って熱処
理を行う場合は、ASTM8−12の初期結晶粒度及びγ′ソ
ルバス温度特性を有する部材を小形状部材、中形状部材
及び大形状部材の形状寸法に応じて、図面の下側に示し
た工程に従って処理を行う。この一連の処理工程によれ
ば、亀裂成長は、全処理工程を行った場合と比較して約
半分程度改善されることが認められる。
第４図は、MERL76合金の疲労寿命に関するこの熱処理
の作用効果を示している。ここに、図４及び図５中の単
位ksiは、応力を表す単位系であり、100ksi＝690MPaに
よってMKSA単位系へと換算できる。ここで、“従来”曲
線は、従来の熱処理を施したMERL76部材の亀裂成長特性
を示す。また、“全処理”曲線は、この発明に係る全熱
処理工程を施したMERL合金の特性を示している。さら
に、中間に示した、“変形例”曲線は、第１熱処理を省
略した熱処理工程を行った部材の特性を示している。図
から明らかなように、第１熱処理工程を省略した場合
は、その疲労寿命は約半減していることが認められる。
の作用効果を示している。ここに、図４及び図５中の単
位ksiは、応力を表す単位系であり、100ksi＝690MPaに
よってMKSA単位系へと換算できる。ここで、“従来”曲
線は、従来の熱処理を施したMERL76部材の亀裂成長特性
を示す。また、“全処理”曲線は、この発明に係る全熱
処理工程を施したMERL合金の特性を示している。さら
に、中間に示した、“変形例”曲線は、第１熱処理を省
略した熱処理工程を行った部材の特性を示している。図
から明らかなように、第１熱処理工程を省略した場合
は、その疲労寿命は約半減していることが認められる。
次に、この発明に係る熱処理工程の具体的実施例を説
明する。
明する。
上記したように、この発明に係る熱処理工程は、第１
及び第２図においてその概略を示している。この発明に
係る熱処理工程は、表１から表４に示す合金に限定され
るものではなく、一般的に使用されている多種多様な超
合金ディスク部材に関しても適用できることは、当業者
において自明のことである。次に、幾つかの具体的な例
を示す。
及び第２図においてその概略を示している。この発明に
係る熱処理工程は、表１から表４に示す合金に限定され
るものではなく、一般的に使用されている多種多様な超
合金ディスク部材に関しても適用できることは、当業者
において自明のことである。次に、幾つかの具体的な例
を示す。
［例１］ 重量20ポンドの小形状MERL部材（γ′ソルバスは約21
75゜Ｆ）に関する最適耐疲労性をもたらす熱処理を例示
する。
75゜Ｆ）に関する最適耐疲労性をもたらす熱処理を例示
する。
2140゜Ｆで２時間の第１熱処理を行い、主に結晶粒界
に集中する適度な粗大γ′ソルバス粒子分散を生じさせ
て、次に、1800゜Ｆまで１時間当たり約100゜Ｆの冷却
速度で強制空冷し、その後、室温まで冷却することによ
り最適な耐疲労性が得られる。
に集中する適度な粗大γ′ソルバス粒子分散を生じさせ
て、次に、1800゜Ｆまで１時間当たり約100゜Ｆの冷却
速度で強制空冷し、その後、室温まで冷却することによ
り最適な耐疲労性が得られる。
次に、第２工程において、2075゜Ｆの温度で２時間加
熱後、室温まで強制空冷して粒子内に微細なγ′分散を
生じさせる。その後、1350゜Ｆで16時間時効化する。
熱後、室温まで強制空冷して粒子内に微細なγ′分散を
生じさせる。その後、1350゜Ｆで16時間時効化する。
［例２］ 小形状のMERL部材を2140゜Ｆにおける第１熱処理工程
及び冷却工程を省略して、その他は例１と同様に処理を
行う。
及び冷却工程を省略して、その他は例１と同様に処理を
行う。
［例３］ 次に、小形状のMERL76部材に関する従来の熱処理方法
を例示する。
を例示する。
溶体化 2090゜F/2時間／油冷 安定化 1800゜F/1時間／強制空冷 時効化 1350゜F/8時間／空冷 第４図は、例１（全処理）、例２（変形例）、例３
（従来）に従って熱処理を施した部材の亀裂成長（da/d
n）特性を示す。図から明らかなように、例１の場合
は、亀裂成長が実質的に改善されている。例２の場合
は、例１と比較して多少効果が低いことが認められる。
（従来）に従って熱処理を施した部材の亀裂成長（da/d
n）特性を示す。図から明らかなように、例１の場合
は、亀裂成長が実質的に改善されている。例２の場合
は、例１と比較して多少効果が低いことが認められる。
［例４］ 大形状のMERL76部材、すなわち、２インチ以上の肉厚
又は約100ポンド以上の重量あるいはその双方を満足す
る部材の熱処理を例示する。
又は約100ポンド以上の重量あるいはその双方を満足す
る部材の熱処理を例示する。
この形状の部材は、一般的にガスタービンディスク鍛
造品等である。鍛造前の部材をサブ固溶化熱処理を2140
゜Ｆで２時間行い、１時間当たり約100゜Ｆで1900゜Ｆ
まで炉冷を行い、次に、室温まで強制空冷を行う。この
鍛造部材を、次に、1975゜Ｆで２時間の熱処理及び油冷
を行う。最後に、1350゜Ｆで安定化処理を16時間行う。
造品等である。鍛造前の部材をサブ固溶化熱処理を2140
゜Ｆで２時間行い、１時間当たり約100゜Ｆで1900゜Ｆ
まで炉冷を行い、次に、室温まで強制空冷を行う。この
鍛造部材を、次に、1975゜Ｆで２時間の熱処理及び油冷
を行う。最後に、1350゜Ｆで安定化処理を16時間行う。
［例５］ 液体冷却を施した大形状の部材に適用できる効果的な
熱処理を例示する。これらの部材には、液体内での冷却
に起因する残留応力が実質的に存在している。残留応力
が変動すると、高い疲労特性も変動する。この例５にお
いては、例４と同様の材質及び同様の寸法形状の大形状
部分に関して例４に示した総ての熱処理を行う。冷却起
因する応力を除去するに十分な応力を与える回転速度
で、部材を室温で回転させて耐力を与える。表面に圧縮
応力を生じる複合内部応力が存在する冷却が行われた部
分は、内部引張応力により均衡がとれる。このような応
力は、部材内で大きさ及び方向が変化する。焼き入れ応
力処理方法の目的は、ある程度の局部的な内部降伏を発
生させるに十分な外部応力を与えることである。疲労特
性に関する実質的な特性範囲（広がり）は、応力を与え
たディスクから取り出した試料と比較して、上記した回
転による応力除去処理を行わなかったディスクから取っ
た試料の方が著しい。このことを第５図に示す。斜線領
域は、疲労特性の範囲が狭くなった領域を示している。
“ゴール”ラインは、表１に示す合金に対して強度の面
において実質的に劣っている従来の耐亀裂成長性材料Wa
spaloyの亀裂成長特性を示しており、疲労特性の範囲が
明らかに狭いことが認められる。この疲労特性の範囲の
広がりは、回転により応力を与えたディスクにおいて
は、著しく狭くなっている。この広がり範囲の低下は非
常に好ましいものであり、応力処理工程は、この発明に
係る工程において非常に好適な工程であることが認めら
れる。
熱処理を例示する。これらの部材には、液体内での冷却
に起因する残留応力が実質的に存在している。残留応力
が変動すると、高い疲労特性も変動する。この例５にお
いては、例４と同様の材質及び同様の寸法形状の大形状
部分に関して例４に示した総ての熱処理を行う。冷却起
因する応力を除去するに十分な応力を与える回転速度
で、部材を室温で回転させて耐力を与える。表面に圧縮
応力を生じる複合内部応力が存在する冷却が行われた部
分は、内部引張応力により均衡がとれる。このような応
力は、部材内で大きさ及び方向が変化する。焼き入れ応
力処理方法の目的は、ある程度の局部的な内部降伏を発
生させるに十分な外部応力を与えることである。疲労特
性に関する実質的な特性範囲（広がり）は、応力を与え
たディスクから取り出した試料と比較して、上記した回
転による応力除去処理を行わなかったディスクから取っ
た試料の方が著しい。このことを第５図に示す。斜線領
域は、疲労特性の範囲が狭くなった領域を示している。
“ゴール”ラインは、表１に示す合金に対して強度の面
において実質的に劣っている従来の耐亀裂成長性材料Wa
spaloyの亀裂成長特性を示しており、疲労特性の範囲が
明らかに狭いことが認められる。この疲労特性の範囲の
広がりは、回転により応力を与えたディスクにおいて
は、著しく狭くなっている。この広がり範囲の低下は非
常に好ましいものであり、応力処理工程は、この発明に
係る工程において非常に好適な工程であることが認めら
れる。
表５は、この発明に係る処理（第１熱処理を含む）を
施した部材及び従来の処理を施した部材（双方ともIN10
0）の他の典型的な機械的特性を示している。表から明
らかなように、この発明に係る処理を施した場合には、
わずかに降伏強度が低下するが、他の特性は変化しない
ことが認められる。
施した部材及び従来の処理を施した部材（双方ともIN10
0）の他の典型的な機械的特性を示している。表から明
らかなように、この発明に係る処理を施した場合には、
わずかに降伏強度が低下するが、他の特性は変化しない
ことが認められる。
上記した実施例及び図面に基づいてこの発明の説明を
行ってきたが、発明の真の精神及びその範囲内に存在す
る変形例は、すべて特許請求の範囲内に含まれるもので
ある。
行ってきたが、発明の真の精神及びその範囲内に存在す
る変形例は、すべて特許請求の範囲内に含まれるもので
ある。
［発明の効果］ この発明の特有の効果としては、上述したような熱処
理を施すことにより、他の機械的特性を低下させること
なく、亀裂発生に対する耐亀裂性を改善し、亀裂成長速
度の低い粒子構造を形成することができる。
理を施すことにより、他の機械的特性を低下させること
なく、亀裂発生に対する耐亀裂性を改善し、亀裂成長速
度の低い粒子構造を形成することができる。
第１図は、この発明に係る熱処理方法のブロック図であ
る。 第２図は、この発明に係る熱処理方法の概略図である。 第３図は、γ′結晶粒度の違いによる疲労寿命を示すグ
ラフである。 第４図は、この発明に係る２タイプの熱処理方法による
MERL合金の疲労特性を示すグラフである。 第５図は、応力を与える工程を含む場合と含まない場合
における、この発明に係る熱処理を行った大形状部材の
疲労寿命特性を示すグラフである。
る。 第２図は、この発明に係る熱処理方法の概略図である。 第３図は、γ′結晶粒度の違いによる疲労寿命を示すグ
ラフである。 第４図は、この発明に係る２タイプの熱処理方法による
MERL合金の疲労特性を示すグラフである。 第５図は、応力を与える工程を含む場合と含まない場合
における、この発明に係る熱処理を行った大形状部材の
疲労寿命特性を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ (72)発明者 ダニエル フランシス パウロニス アメリカ合衆国，コネチカット，ヒッガ ナム，オールド カントリー ロード 136 (72)発明者 アニー リリアン ドウオルヴィリヤー ス アメリカ合衆国，コネチカット，ハート フォード，フランクリン アベニュー 707 (56)参考文献 特開 昭51−20018（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−170548（ＪＰ，Ａ) 特開 昭52−120913（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22F 1/00 C22C 19/00 - 19/05
Claims (8)
- 【請求項１】40−70体積％のγ′相を含み、γ′ソルバ
ス温度及び初期結晶粒度を有するニッケル基超合金の熱
処理方法であって、γ′ソルバス以下10−50゜Ｆ（5.6
℃−27.8℃）の第１熱処理温度において少なくとも0.5
時間前記合金を保持し、20−200゜Ｆ（11.1−111℃）／
時間の冷却速度で前記第１熱処理温度以下少なくとも20
0゜Ｆ（111℃）の温度まで冷却することにより結晶粒界
に粗大なγ′粒子を集中形成させ、 前記第１熱処理温度以下10−250゜Ｆ（5.5℃−139℃）
第２熱処理温度まで少なくとも0.5時間加熱し、1200゜
Ｆ（649℃）以下まで急冷することにより結晶内におい
てγ′相を微細に分散させ、 1200−1500゜Ｆ（649℃−816℃）まで１−25時間前記合
金を加熱して結晶内の微細γ′粒子を安定化させること
により、結晶粒界に粗大なγ′粒子を含有し、結晶内に
微細なγ′粒子を含むとともに、前記初期結晶粒度と実
質的に同等な結晶粒度を有する耐疲労特性構造を形成す
ることを特徴とする熱処理方法。 - 【請求項２】前記合金は、約１インチの肉厚又は20ポン
ド（9.08kg）の重量、あるいはその双方を満足する小形
状の合金であって、第２熱処理温度は、第１熱処理温度
以下10−100゜Ｆ（5.6−56℃）であるとともに、強制空
冷と略同等の冷却速度で前記第２熱処理温度から前記合
金を冷却する工程を含むことを特徴とする請求項第１項
記載の熱処理方法。 - 【請求項３】前記合金は、１−２インチ（2.54cm−5.08
cm）の肉厚又は約20−100ポンド（9.08kg−45.4kg）の
重量、あるいはその双方を満足する中形状の合金であっ
て、第２熱処理温度は、第１熱処理温度以下75−150゜
Ｆ（41.7℃−83.3℃）であるとともに、強制空冷と略同
等の冷却速度で前記第２熱処理温度から前記合金を冷却
する工程を含むことを特徴とする請求項第１項記載の熱
処理方法。 - 【請求項４】前記合金は、２インチ（5.08cm）以上の肉
厚又は100ポンド（45.4kg）以上の重量、あるいはその
双方を満足する中形状の合金であって、第２熱処理温度
は、第１熱処理温度以下100−250゜Ｆ（55.6℃−139
℃）であるとともに、前記合金を液体冷却する工程を含
むことを特徴とする請求項第１項記載の熱処理方法。 - 【請求項５】前記安定化処理工程の前工程として前記合
金に応力を与える工程を含むことを特徴とする請求項第
４記載の熱処理方法。 - 【請求項６】40−70体積％のγ′相を含み、γ′ソルバ
ス温度及び初期結晶粒度を有するニッケル基超合金に対
し、γ′ソルバス以下10−50゜Ｆ（5.6℃−27.8℃）の
第１熱処理温度において少なくとも0.5時間前記合金を
保持し、20−200゜Ｆ（11.1−111℃）／時間の冷却速度
で前記第１熱処理温度以下少なくとも200゜Ｆ（111℃）
の温度まで冷却することにより結晶粒界に粗大なγ′粒
子を集中形成させ、 前記第１熱処理温度以下10−250゜Ｆ（5.5℃−139℃）
第２熱処理温度まで少なくとも0.5時間加熱し、1200゜
Ｆ（649℃）以下まで急冷することにより結晶内におい
てγ′相を微細に分散させ、 1200−1500゜Ｆ（649℃−816℃）まで１−25時間前記合
金を加熱して結晶内の微細γ′粒子を安定化させる熱処
理を施して結晶粒界に粗大なγ′粒子を含有し、結晶内
に微細なγ′粒子を含むとともに、前記初期結晶粒度と
実質的に同等な結晶粒度を有する耐疲労特性構造を形成
した耐疲労性超合金において、微細結晶粒度は、ASTM8
から12であり、結晶粒界において１−５ミクロンのγ′
粒子が分散されており、かつ、結晶内において0.02−0.
15ミクロンのγ′粒子が分散されていることを特徴とす
る耐疲労性超合金。 - 【請求項７】γ′ソルバス温度及び初期結晶粒度を有
し、疲労特性を改善するために、結晶粒界で分離した結
晶を含むγ′強化ニッケル基超合金の熱処理方法であっ
て、 γ′ソルバス以下近傍の温度まで前記合金を加熱すると
ともに、急速冷却することにより0.02−0.15ミクロンの
微細なγ′粒子の分散を結晶内で生じさせ、ミクロ組織
を安定化させる温度まで前記合金を加熱することによ
り、前記合金が、その結晶粒度を実質的に維持させつ
つ、結晶粒界に主に粗大なγ′粒子を形成させ、結晶内
には、微細なγ′粒子を形成させることによって、疲労
破壊の発生及びその成長に対して耐疲労性を付与したこ
とを特徴とする熱処理方法。 - 【請求項８】γ′ソルバス以下近傍の温度まで前記合金
を加熱するとともに、制御速度で冷却して１−５ミクロ
ンの粗大なγ′粒子を結晶粒界において分散させる工程
を含むことを特徴とする請求項第７項記載の熱処理方
法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US137,853 | 1987-12-24 | ||
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