JP4498282B2 - 超合金組成物、物品及び製造方法 - Google Patents

Description

米国政府の権利
本発明は、米国海軍航空隊（Ｎａｖａｌ Ａｉｒ Ｓｙｓｔｅｍ Ｃｏｍｍａｎｄ）の発注による契約番号第Ｎ００４２１−０２−３−３１１１に基づいて、米国政府がなしたものである。従って、本発明に関して米国政府は明白な権利を有するものである。

本発明は、ニッケル基超合金に関する。より詳細には、本発明は、タービンディスク及び圧縮機ディスクなどの、耐熱性のガスタービン・エンジン構成部品に使用される超合金に関する。

ガスタービン・エンジンの燃焼器セクション、タービンセクション、並びに排気セクションは、圧縮機セクションの後方部分と同様に、極端な加熱にさらされる。この加熱により、これらセクションの構成部品に対して、実質的な材料制限が課される。特に重要な領域の１つが、ブレードを支持するタービンディスクを含む。ディスクは、エンジンの運転の間の重要な有効期間中、極めて大きな機械的応力を受けるだけでなく、熱応力にもさらされる。

タービンディスクの使用要求に応えるべく、新種の（実験的な）材料が開発された。米国特許第６，５２１，１７５号は、タービンディスクの粉末冶金製造のための改良型ニッケル基超合金を開示している。米国特許第６，５２１，１７５号特許の開示は、参照として開示された通りそのまま丸ごと本開示に組み入れられる。米国特許第６，５２１，１７５号特許は、短時間エンジンサイクルに最適化されたディスク合金を開示しており、サイクル中、ディスクの温度は約１，５００°Ｆ（約８１６℃）近くに達する。米国特許第５，１０４，６１４号、米国特許出願第２００４年２２１，９２７号、欧州特許第１，２０１，７７７号、及び欧州特許第１，１９５，４４６号には、その他のディスク合金が開示されている。

それらとは別に、タービンブレードの使用要求に応えるためのその他の材料が提案されている。ブレードは通常鋳造されるため、中には複雑な内部特性を有するものがある。米国特許第３，０６１，４２６号、第４，２０９，３４８号、４，５６９，８２４号、４，７１９，０８０号、５，２７０，１２３号、６，３５５，１１７号、及び６，７０６，２４１号には、多種多様なブレード合金が開示されている。
米国特許第５，１０４，６１４号明細書 米国特許出願第２００４年２２１，９２７号明細書 欧州特許第１，２０１，７７７号明細書 欧州特許第１，１９５，４４６号明細書 米国特許第３，０６１，４２６号明細書 米国特許第４，２０９，３４８号明細書 米国特許第４，５６９，８２４号明細書 米国特許第４，７１９，０８０号明細書 米国特許第５，２７０，１２３号明細書 米国特許第６，３５５，１１７号明細書 米国特許第６，７０６，２４１号明細書

本発明の第１の態様は、比較的高濃度の１つ又はより多数の成分と共存する比較的高濃度のタンタルを有する、ニッケルベースの組成を有する物質に関する。

様々な実施において、本発明の合金は粉末冶金法により、タービンディスクを作製するのに使用することができる。１つ又はより多くのその他の構成部品には、コバルトが含まれ得る。１つ又はより多くの構成部品は、ガンマプライム（γ’）形成物及び／又はイータ（η）形成物の組み合わせを含んでもよい。

本発明の１つ又はより多くの実施態様の詳細を、以下の図面と詳細な説明において説明する。本発明のその他の特徴、目的並びに利点は、その詳細な説明と図面、及び特許請求の範囲の記載から明らかとなるであろう。

異なる図面における同様の符号並びに名称は、同様の構成要素を示す。

図１は、ディスク２２と複数のブレード２４を備える、ガスタービン・エンジンのディスクアッセンブリ２０を示している。ディスクは、概ね環状であり、中央のアパーチャにおける内側のボア、即ちハブ２６から外側のリム２８まで延在する。比較的薄いウェブ３０は、ボア２６とリム２８の間で径方向に存在する。リム２８の外周は、ブレード２４の相補的な部品（ｆｅａｔｕｒｅ）３４に係合する、周方向に配列する係合部品３２（例えば、ダブテール・スロット）を有する。その他の実施態様において、ディスクとブレードは、（例えば、「一体的なブレードを備える」ロータ又はディスクと称される）単一の構造であってよい。

ディスク２２は、（例えば、米国特許第６，５２１，１７５号明細書に開示されるような）粉末冶金鍛造法で作製するのが好ましい。図２は、代表的な製造工程を示している。合金の元素成分は、（例えば、精製された純度を有する個々の成分として、あるいはそれらの合金として）混合される。混合物は、成分偏析しないよう十分に溶融される。霧化された液滴は、固体化して粉末粒子になるよう冷却される。粉末は、許容される粉末粒子径の範囲に限定するためにふるいにかけてもよい。粉末は容器内に入れられる。粉末入り容器は、圧縮と加熱を含む多段階工程で固結化される。従って、得られた固化粉末は、大型の鋳造では通常見られる化学的な偏析を有することなく、本質的に十分な合金密度を有する。固結した未加工の粉末は、適当な温度と変形制限で鍛造し、基本となるディスク形状を有する鍛造品を得ることができる。次いで、鍛造品は、高温加熱後、急速冷却プロセス、即ち、焼き入れを含む多段階工程において加熱処理される。好ましくは、加熱処理は、固有のガンマ（γ）結晶粒度を、代表的な１０μｍ又はそれ以下のものから、代表的な２０〜１２０μｍ（３０〜６０μｍの範囲内のものが好ましい）へ増大させる。加熱処理の焼き入れにより、所望の粒子分布、並びに所望の体積百分率を有する、強化された析出物（例えば、以下でより詳細に説明するガンマプライム（γ’）相及びイータ（η）相）も又、形成される。後続の加熱処理は、製造した鍛造品に必須の機械特性をもたらすよう、これらの分布を改善するのに用いられる。増大した粒度は、良好な耐高温クリープ性、並びに製造した鍛造品の修理点検中のクラック率の減少に結びつく。加熱処理した鍛造品は、次いで、最終的な輪郭形状及びスロットの機械加工に供される。

典型的な最新のディスク合金組成物が、０〜３重量％のタンタル（Ｔａ）を含むのに対して、本発明の合金はより多くのタンタルを含む。このＴａ量は、ディスク合金としては独特であると考えられる。より具体的には、比較的高いレベル（量）の別のγ’形成物（即ち、アルミニウム（Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）及びハフニウム（Ｈｆ）のいずれか１つ又はそれらの組み合わせ）と組み合わせた３％を超える量のＴａと、比較的高濃度のコバルト（Ｃｏ）は独自のものであると考えられる。Ｔａは、γ’とγに対する固溶体強化添加剤として機能する。比較的大きなＴａ原子の存在により、γ’相だけでなくγ相における拡散が大部分低減される。これにより、高温クリープを低減することが可能となる。以下の実施例に関連してより詳細に説明するが、本発明の合金中の６％を超えるＴａ量は又、η相の形成を促進し、γの粒度と比較してかなり小さい粒度を有するものであることを確実にする。従って、η析出物は、γ’析出相によって得られる強化メカニズムと同様に、析出硬化において役に立つであろう。

本発明の合金を、最新のブレード合金と比較することも又価値がある。比較的多くのＴａ含有量は、最新のブレード合金と共通している。本発明の合金と最新の合金とではいくつかの点で組成が異なる。ブレード合金は、非常に大型の多結晶及び／又は単一の粒子（単結晶としても又周知）を形成する能力によって、その耐熱性能が増強されるため、通常、鋳造技術によって製造される。そのようなブレード合金を粉末冶金用途に利用することは、非常に大きい粒度の形成並びに高温加熱処理の必要条件によってその能力を弱めることになる。結果的な冷却率は、（特に、より大きな部品に対して）焼き入れの際の著しいクラック（亀裂）及び引き裂きを生じさせ得る。他の相違において、本発明の代表的な合金と比べて、それらブレード合金は低いコバルト（Ｃｏ）含有量を有する。概して、Ｔａ高濃度の最新ブレード合金に対して、本発明の代表的な合金は、Ａｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＷの内の１つ以上を含むその他いくつかの元素を調整することによってディスク製造で利用するのに合わせて設計されている。しかしながら、本発明の合金は、ブレード、ベーン、及びその他のディスク部材への使用可能性を排除することはできない。

従って、高温耐熱特性を（例えば、１，２００〜１，５００°Ｆ（６４９〜８１６℃）又はより高温の温度で使用できるよう）改善して、高Ｔａ含有量のディスク合金を最適化できる可能性がある。メートル法単位と英国式単位の両方が与えられている場合は、英国式（例えば、英国式測定法）からメートル法へ換算されたものであり、これらを、正確な量・温度等を誤って示しているものとみなすべきではない。

以下の図３の表Ｉは、１つの代表的な合金、又は、１群の合金の個々の成分（仕様）を示している。公称組成及び公称範囲は、元素変化の感度に基づいて（例えば、状態図から）導き出されたものである。この表は又、試験サンプルの測定組成も示している。表は又、従来の合金である、ＮＦ３とＭＥ１６（例として、それぞれ、米国特許第６，５２１，１７５号、欧州特許第１，１９５，４４６号に開示されている）の公称組成も示している。注記する場合を除いて、全ての含有量は重量、即ち、重量百分率である。

最も基本的なη形成物（ｆｏｒｍ）はＮｉ₃Ｔｉである。最新のディスク合金並びにブレード合金においては、Ｔｉに対するＡｌの重量比が１又はそれ以下のときにηが形成されると、通常考えられている。代表的な合金では、この比は１よりも大きい。これは、η相の組成分析により、Ｔａが、Ｎｉ₃（Ｔｉ，Ｔａ）として、η相の形成に大きく貢献していることが示されている。そのため、（ＡｌとＴとの関係よりも、影響の大きい）別の相関関係の方が、より適切であろう。標準的な分配率（ｓｔａｎｄａｒｄ ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔ）を利用することにより、通常、Ａｌで占められている原子部位と置き換えられる元素の（原子百分率による）全てのモル分率を概算することができる。これらの元素には、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、並びにより狭い領域の場合にはＣｒが包含される。これら元素は、γ’相に対して、固溶体強化剤として作用する。γ’相が有する、そのようなその他の原子が多すぎると、Ｔｉの含有量が大きすぎる場合に、ηなどの相が形成されやすくなる。そのため、η形成の予測的なアセスメントとして、Ａｌのその他の元素の合計量に対する比を検討することが有益である。例えば、γ’中のＡｌ部位を境界するその他の原子の合計に対するＡｌ原子のモル比が約０．７９〜０．８１あるいはそれ以下の場合、ηが形成されることは明らかである。このことは、高レベルのＴａと組み合わせた際に特に顕著である。公称では、ＮＦ３の場合、この比率は０．８４であり、Ｔｉに対するＡｌの重量百分率は１．０である。ＮＦ３の試験サンプルに関しては、これらはそれぞれ０．８２と０．９６８であると観察された。η相は、通常知識のＴｉに対するＡｌの比では、ＮＦ３に存在すると予測されたが、観察されなかった。ＭＥ１６も、類似の公称値、０．８４と０．９８をそれぞれ有し、そのＴｉに対するＡｌの比で存在すると予測されたη相を呈していない。

ηの形成とその品質は、Ｔｉ並びにＴａ含有量に特に感応性を有すると考えられる。Ａｌの、その置換物に対する上記比率条件が満たされた場合、ηの形成に関するさらなる概算予測因子が存在する可能性がある。Ａｌ含有量が約３．５％以下、Ｔａ含有量が約６．３５％以上、Ｃｏ含有量が約１６％以上、Ｔｉ含有量が約２．２５％以上、かつ、おそらく最も重要なＴｉとＴａ含有量の合計が約８．０％以上である場合に、ηが形成すると推定される。

η形成要素としてＴｉを置換するのに加えて、Ｔａは、η析出物の寸法を制御する特別な効果を有する。少なくとも約３であるＴｉに対するＴａの含有量の比率は、有利な機械特性のためのη析出物の寸法を制御するのに効果的であり得る。

図４と図５は、約７４μｍ（０．００２９インチ）あるいはそれより小さい粒径を有する粉末への微粒化に続き、圧縮、鍛造され、１，１８２℃（２，１６０°Ｆ）で２時間加熱処理を施され、次いで０．９３〜１．３９℃／秒（５６〜８３℃／分（１００〜１５０°Ｆ／分））の焼き入れを行った結果のサンプル組成物の微細構造を示している。図４は、γマトリックス１０２内に、薄い色として現れているη析出物１００を示している。おおよその粒径は３０μｍである。図５は、γマトリックス１０６中に、さらに小さいγ’析出物１０４を含むものとして、マトリックス１０２を示している。これらの顕微鏡写真は、η相の実質的に均一な分布を示している。η相は、γ粒度よりは大きくないため、η相が著しく大きい場合に生じ得る、周期的な挙動に対する有害な影響を及ぼすことなく、強化相として機能し得る。

図５は、γ’析出物の均一性を示している。これらの析出物と分布は、析出強化に貢献する。析出物の寸法と空隙の（結晶粒粗大化）の制御は、析出強化の程度と特性を制御するのに利用可能である。さらに、ηの境界面に沿っているのは、小さいγ’析出物である、高度に整列／配列した領域１０８である。これらの領域１０８は、転位運動をさらに妨害し得る。この妨害は、クリープなどの時間依存変形に対抗する、十分な成分強化である。領域１０８におけるγ’の分布の均一性と非常に微細な粒度は、焼き入れの間に見られる瞬間的な温度以下で、この領域が十分に形成されることを示している。

高いγ’含量を有する合金は、一般的に、溶接するのが困難であると見なされてきた。この困難性は、合金の溶接（一時的な溶融）からの急激な冷却に起因する。高γ’合金における急激な冷却は、合金中に亀裂を生じさせる大きな内部応力を生じさせる。

図５で拡大されている、特定のη析出物は、内包されたカーバイド析出物１２０を有する。このカーバイドは、主として、粉末粒子の凝固の間に形成される、炭素が存在する際の通常の副生成物である、チタン及び／又はタンタルカーバイドであると考えられる。しかしながら、炭素は粒子の境界を強化して、脆化を妨げるよう機能する。そのようなカーバイドの粒子は、非常に小さい容積分であり、融点が高いため、非常に安定であることから、合金の特性に実質的な影響を与えるものではないと考えられる。

上記したように、粒度が析出相強化に寄与するのに十分小さく、かつ、有害なほど大きくないη相の存在により、付加的な強化をもたらすことが可能である。η相が２つ（又はそれ以上）の粒子（結晶（ｇｒａｉｎ））にまたがって広がっている場合、両方の粒子（結晶）の変形による転位は添加物を超え得るため、（特に、繰り返し環境においては）著しく有害である。代表的なη析出物は、０．２μｍの冷却γ’と（γの）３０〜４５μｍである平均粒径の範囲内で、おおよそ２〜１４μｍの長さである。この寸法は、ＩＮ１００やＭＥ１６などの従来の粉末冶金合金に見られるような大型のγ’析出物の寸法とほぼ同じである。これまでの試験では、（例えば、切欠き延性及び破断寿命における損失などの）有害な結果は示されていない。

図６の表ＩＩは、代表的な合金と従来の合金の、選択的機械特性を示している。３種の合金は全て、公称粒度ＡＳＴＭ６．５（粒径約３７．８μｍ（０．００１５インチ））まで加熱処理されている。全てのデータは、同様に処理された（即ち、同じ粒径を得るためにγ’ソルバスを超える温度で加熱処理し、次いで同じ速度で冷却した）サブスケール材料から得たものである。データは、本発明の合金が、焼割れにおいて最も顕著に改良されていることを示している。η析出物の周囲における領域１０８の非常に精細なγ’の分布（このγ’析出物は、焼き入れサイクルの間に極めて低温に達するまで形成しない）が、改善された焼割れに対する耐性に関係していると考えられる。η周囲にこのγ’がない場合、焼き入れサイクルの間の応力再分配を助長して、最終的に亀裂を生じさせるであろう。

表ＩＩからは、同サイズの粒径に関して、サンプル組成物が、８１６℃（１，５００°Ｆ）における時間依存（クリープ及び破断）性能、並びに降伏強度及び最大引張強度において顕著に改善されていることがわかる。７３２℃（１，３５０°Ｆ）においては、サンプル組成物は、ＮＦ３に比べて、降伏強度が若干低いが、ＭＥ１６と比較すると著しく良好である。これらの特性は、組成の改良並びに処理の改善によって、より向上するであろう。

試験は、焼割れに対する耐性を評価するために考案されたものであり、１，０９３℃（２，０００°Ｆ）における結果も又、表ＩＩに示されている。この試験は、焼き入れサイクルによって予期される応力と歪み（変形）の両方に対する耐性能力を考慮したものである。試験は、粒径（粒度）と合金の組成にのみ依存するものであり、冷却速度や後続の処理工程スケジュールのいずれにも左右されないものである。サンプル組成物は、１，０９３℃（２，０００°Ｆ）において、２つの基準的組成物よりもはるかに改善されていることを示した。

低含量のＴａを有する及び／又はη析出物のない代替の合金も、依然としてある程度の好ましい耐熱特性を有する。例えば、３〜６％の範囲、あるいはそれよりも狭い４〜６％の範囲の低含量Ｔａも可能である。実質的にηのない合金の場合、ＴｉとＴａ含有量の合計はおおよそ５〜９％であろう。他の成分の含有量は、代表的な仕様（スペック）の含有量と同様であってよい（それゆえ、Ｎｉ含有量がわずかに多いものとなると予想される）。Ｔａ含有量の多い合金の場合、そのような合金は又、高含量のＣｏと、高含量のＣｏとＣｒの組み合わせのものとは区別してよい。代表的なＣｏとＣｒを合わせた含有量は、低Ｔａ含量の合金に対しては少なくとも２６．０％であり、高Ｔａ含量の合金に対しては同様、あるいはより広い（例えば、２０．０％又は２２．０％）であってよい。

本発明の１つ又はより多くの実施態様を説明してきた。しかしながら、本発明の趣旨及び範囲から逸脱することなく、様々な修正が実施可能であることは理解されるであろう。例えば、個々のエンジンの運用要求事項は、そのエンジンの構成部品の製造過程を左右するであろう。上記したように、本発明の原理は、インペラ、シャフト部材（例えば、シャフトハブ構造体）などのその他の構成部品の製造に適用することも可能である。従って、その他の実施態様は特許請求の範囲に記載の範囲内である。

ガスタービン・エンジンのタービンディスクアッセンブリの部分的な分解組立図である。 図１のアッセンブリのディスクを作製する工程のフローチャート図である。 本発明のディスク合金と従来の合金の組成の表である。 図３のディスク合金の、エッチング液で強化した（ｅｔｃｈａｎｔ−ａｉｄｅｄ）光学顕微鏡写真である。 図３のディスク合金の、エッチング液で強化した（ｅｔｃｈａｎｔ−ａｉｄｅｄ）走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。 図３のディスク合金と従来の合金の、選択的に測定した特性の表である。

Claims (8)

1. １８．０％から２１．０％のコバルトと、
   ８．５％から１１．０％のクロムと、
   ６．５％から８．５％のタンタルと、
   ２．２％から２．７５％のタングステンと、
   ２．５％から３．４％のモリブデンと、
   ０．０３％から０．７％のジルコニウムと、
   ０．８％から２．０％のニオブと、
   ２．０％から２．７５％のチタンと、
   ３．０％から３．５％のアルミニウムと、
   ０．０２％から０．０７％の炭素と、
   ０．０２％から０．０６％のホウ素と、
   ０．５％以下のハフニウムと、
   残余のニッケル並びに不純物、
   の組み合わせを質量％で含む組成を有することを特徴とする、合金。
2. 前記合金が粉末形態であることを特徴とする、請求項１記載の合金。
3. 請求項１に記載の合金から成る粉末を圧縮することと、
   圧縮された粉末から形成される前駆体を鍛造することと、
   鍛造された前駆体を機械加工すること、
   を含むことを特徴とする、物品の製造方法。
4. 前記機械加工する前後の少なくともいずれか一方において１，２３２℃（２，２５０°Ｆ）を超えない温度で加熱することにより前記前駆体を加熱処理することをさらに含むことを特徴とする、請求項３記載の方法。
5. 固有のγ粒度を、１０μｍ以下である第１の粒度から２０から１２０μｍである第２の粒度まで増大させる効果を有する加熱処理によって、前記機械加工する前後の少なくともいずれか一方において前記前駆体を加熱処理することをさらに含むことを特徴とする、請求項３記載の方法。
6. 請求項１に記載の合金から成ることを特徴とする、ガスタービン・エンジンのタービン又は圧縮機ディスク。
7. 前記合金がタービンディスクを形成するのに使用されることを特徴とする、請求項１記載の合金。
8. 前記ガスタービン・エンジンのタービン又は圧縮機ディスクが、ブレードがディスク本体と一体的に形成された、一体的なブレードを有するディスクであるか、又は、円周状に配列されたブレード取付け部品を有するディスクであるか、いずれか一方であることを特徴とする、請求項６記載のガスタービン・エンジンのタービン又は圧縮機ディスク。