JPH1046278A - タービンエンジン部品用ニッケル合金 - Google Patents
タービンエンジン部品用ニッケル合金Info
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- JPH1046278A JPH1046278A JP9107149A JP10714997A JPH1046278A JP H1046278 A JPH1046278 A JP H1046278A JP 9107149 A JP9107149 A JP 9107149A JP 10714997 A JP10714997 A JP 10714997A JP H1046278 A JPH1046278 A JP H1046278A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ワスパロイに匹敵する疲労亀裂生長抵抗、ワ
スパロイより高い引張強さを有する、コンプレッサーや
ガスタービンディスクなどに適するニッケルベース超合
金を提供する。 【構成】 Ｃｏ １４〜１９％、Ｃｒ １４．３５〜１
５．１５％、Ｍｏ ４．２５〜５．２５％、Ｔａ １．
３５〜２．１５％、Ｔｉ ３．４５〜４．１５％、Ａｌ
２．８５〜３．１５％、Ｂ ０．０１〜０．０２５
％、Ｃ ０．０１２〜０．０３３％、Ｚｒ ０．０５〜
０．０７％、Ｈｆ ０．５〜１．０％、Ｒｅ〜１．０
％、Ｗ 〜２．０％、Ｎｂ 〜０．５％、Ｙ 〜
０．１％、Ｖ 〜０．１％、Ｆｅ 〜１．０％、Ｓ
ｉ 〜０．２％、Ｍｎ 〜０．１５％、Ｎｉ残余か
らなる合金。
スパロイより高い引張強さを有する、コンプレッサーや
ガスタービンディスクなどに適するニッケルベース超合
金を提供する。 【構成】 Ｃｏ １４〜１９％、Ｃｒ １４．３５〜１
５．１５％、Ｍｏ ４．２５〜５．２５％、Ｔａ １．
３５〜２．１５％、Ｔｉ ３．４５〜４．１５％、Ａｌ
２．８５〜３．１５％、Ｂ ０．０１〜０．０２５
％、Ｃ ０．０１２〜０．０３３％、Ｚｒ ０．０５〜
０．０７％、Ｈｆ ０．５〜１．０％、Ｒｅ〜１．０
％、Ｗ 〜２．０％、Ｎｂ 〜０．５％、Ｙ 〜
０．１％、Ｖ 〜０．１％、Ｆｅ 〜１．０％、Ｓ
ｉ 〜０．２％、Ｍｎ 〜０．１５％、Ｎｉ残余か
らなる合金。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は新しいニッケルベー
ス超合金と、それから作られる例えばコンプレッサーや
タービンディスク等の鍛練、熱処理製品に関する。直径
１ｍにも及ぶタービンディスクは、タービン等ガスター
ビンの致命的な部分である。操業中にそのような部品に
欠陥が生じると、いつも取り返しがつかない状況とな
る。
ス超合金と、それから作られる例えばコンプレッサーや
タービンディスク等の鍛練、熱処理製品に関する。直径
１ｍにも及ぶタービンディスクは、タービン等ガスター
ビンの致命的な部分である。操業中にそのような部品に
欠陥が生じると、いつも取り返しがつかない状況とな
る。
【０００２】
【発明が解決しようとする課題】３０年以上にわたっ
て、タービンディスクのようなエンジン部品をより苛酷
な条件で操業できるように改良された合金が絶えず求め
られてきた。ワスパロイ（ｗａｓｐａｌｏｙ）として知
られるニッケルベース超合金は１９６７年に導入され、
強度と使用最高温度に限界があるにもかかわらず、今日
も依然として使用されている。改良された強度を有する
合金ＵＤＩＭＥＴ７２０は、１９８６年に導入された
（ＵＤＩＭＥＴはスペシャル・メタルズ・コーポレーシ
ョンの登録商標である）。しかし、ＵＤＩＭＥＴ７２０
は、不安定（有害な位相的密封（ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａ
ｌｌｙ ｃｌｏｓｅ ｐａｃｋｅｄ）（ＴＣＰ）相形成
の点で）であることがわかり、１９９０年にクロムと炭
素と硼素の量を減らした合金、粉末加工のＵＤＩＭＥＴ
７２０Ｌｉ（隙間が少ない）に取って代わられた。鋳造
鍛練（Ｃ＋Ｗ）加工の改良は、１９９４年にはＣ＋Ｗ
ＵＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉをもたらした。鋳造鍛練ＵＤＩ
ＭＥＴ７２０Ｌｉは、粉末ヴアリアントのものにほぼ匹
敵する特性を示す。ＵＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉは十分な強
度を有するが、疲労亀裂生長に対する抵抗はワスパロイ
よりいくぶん低く、その最高作業温度はおよそ６５０℃
が限度である。
て、タービンディスクのようなエンジン部品をより苛酷
な条件で操業できるように改良された合金が絶えず求め
られてきた。ワスパロイ（ｗａｓｐａｌｏｙ）として知
られるニッケルベース超合金は１９６７年に導入され、
強度と使用最高温度に限界があるにもかかわらず、今日
も依然として使用されている。改良された強度を有する
合金ＵＤＩＭＥＴ７２０は、１９８６年に導入された
（ＵＤＩＭＥＴはスペシャル・メタルズ・コーポレーシ
ョンの登録商標である）。しかし、ＵＤＩＭＥＴ７２０
は、不安定（有害な位相的密封（ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａ
ｌｌｙ ｃｌｏｓｅ ｐａｃｋｅｄ）（ＴＣＰ）相形成
の点で）であることがわかり、１９９０年にクロムと炭
素と硼素の量を減らした合金、粉末加工のＵＤＩＭＥＴ
７２０Ｌｉ（隙間が少ない）に取って代わられた。鋳造
鍛練（Ｃ＋Ｗ）加工の改良は、１９９４年にはＣ＋Ｗ
ＵＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉをもたらした。鋳造鍛練ＵＤＩ
ＭＥＴ７２０Ｌｉは、粉末ヴアリアントのものにほぼ匹
敵する特性を示す。ＵＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉは十分な強
度を有するが、疲労亀裂生長に対する抵抗はワスパロイ
よりいくぶん低く、その最高作業温度はおよそ６５０℃
が限度である。
【０００３】将来の市民社会および軍用のタービンディ
スクの増大する需要を満たすように、合金組成、微細構
造、熱処理、加工ルートの定義付けが絶えず求められて
いる。本発明の目的はその要求を満たすことである。ニ
ッケルベース超合金は、一般に合金成分がおよそ１０か
らなり非常に複雑であるため、合金組成の最適化は極め
て難しい。本発明を発展させるにあたっては広く相ダイ
アグラム設計（ｍｏｄｅｌｌｉｎｇ）が、成分相とその
割合を予測するため、採用されている。
スクの増大する需要を満たすように、合金組成、微細構
造、熱処理、加工ルートの定義付けが絶えず求められて
いる。本発明の目的はその要求を満たすことである。ニ
ッケルベース超合金は、一般に合金成分がおよそ１０か
らなり非常に複雑であるため、合金組成の最適化は極め
て難しい。本発明を発展させるにあたっては広く相ダイ
アグラム設計（ｍｏｄｅｌｌｉｎｇ）が、成分相とその
割合を予測するため、採用されている。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、重量％で１
４．０ないし１９．０％のコバルト、１４．３５ないし
１５．１５％のクロム、４．２５ないし５．２５％のモ
リブデン、１．３５ないし２．１５％のタンタル、３．
４５ないし４．１５％のチタン、２．８５ないし３．１
５％のアルミニウム、０．０１ないし０．０２５％の硼
素、０．０１２ないし０．０３３％の炭素、０．０５な
いし０．０７％のジルコニウム、０．５ないし１．０％
のハフニウム、１．０％までのレニウム、２．０％まで
のタングステン、０．５％以下のニオブ、１．０％まで
のイットリウム、０．１％までのバナジウム、１．０％
までの鉄、０．２％までの珪素、０．１５％までのマン
ガン、残余のニッケルおよび付随的な不純物からなるニ
ッケルベース合金を提供する。
４．０ないし１９．０％のコバルト、１４．３５ないし
１５．１５％のクロム、４．２５ないし５．２５％のモ
リブデン、１．３５ないし２．１５％のタンタル、３．
４５ないし４．１５％のチタン、２．８５ないし３．１
５％のアルミニウム、０．０１ないし０．０２５％の硼
素、０．０１２ないし０．０３３％の炭素、０．０５な
いし０．０７％のジルコニウム、０．５ないし１．０％
のハフニウム、１．０％までのレニウム、２．０％まで
のタングステン、０．５％以下のニオブ、１．０％まで
のイットリウム、０．１％までのバナジウム、１．０％
までの鉄、０．２％までの珪素、０．１５％までのマン
ガン、残余のニッケルおよび付随的な不純物からなるニ
ッケルベース合金を提供する。
【０００５】ある合金は重量％で１８．５％のコバル
ト、１５％のクロム、５％のモリブデン、２％のタンタ
ル、３．６％のチタン、３％のアルミニウム、０．０７
５％のハフニウム、０．０１５％の硼素、０．０６％の
ジルコニウム、０．０２７％の炭素、残余のニッケルお
よび付随的な不純物からなる。
ト、１５％のクロム、５％のモリブデン、２％のタンタ
ル、３．６％のチタン、３％のアルミニウム、０．０７
５％のハフニウム、０．０１５％の硼素、０．０６％の
ジルコニウム、０．０２７％の炭素、残余のニッケルお
よび付随的な不純物からなる。
【０００６】またある合金は重量％で１５％のコバル
ト、１４．５％のクロム、４．５％のモリブデン、１．
５％のタンタル、４％のチタン、３％のアルミニウム、
０．０１５％の硼素、０．０６％のジルコニウム、０．
０２７％の炭素、残余のニッケルおよび付随的な不純物
からなる。
ト、１４．５％のクロム、４．５％のモリブデン、１．
５％のタンタル、４％のチタン、３％のアルミニウム、
０．０１５％の硼素、０．０６％のジルコニウム、０．
０２７％の炭素、残余のニッケルおよび付随的な不純物
からなる。
【０００７】さらには、ある合金は重量％で１５％のコ
バルト、１４．５％のクロム、４．５％のモリブデン、
１．５％のタンタル、４％のチタン、３％のアルミニウ
ム、０．７５％のハフニウム、０．０１５％の硼素、
０．０６％のジルコニウム、０．０２７％の炭素、残余
のニッケルおよび付随的な不純物からなる。
バルト、１４．５％のクロム、４．５％のモリブデン、
１．５％のタンタル、４％のチタン、３％のアルミニウ
ム、０．７５％のハフニウム、０．０１５％の硼素、
０．０６％のジルコニウム、０．０２７％の炭素、残余
のニッケルおよび付随的な不純物からなる。
【０００８】ニッケルレベルはふつう４０ないし６０重
量％である。
量％である。
【０００９】好ましい合金は下記の特性を有する。
【００１０】・ワスパロイにほぼ匹敵する疲労亀裂生長
抵抗性。この主要である特性は、総合特性バランスを失
うことなく達成される。
抵抗性。この主要である特性は、総合特性バランスを失
うことなく達成される。
【００１１】・ワスパロイより高い引張強さ、特に、５
５０℃の温度で少なくとも１４００ＭＰａの極限引張強
さ（ＵＴＳ）。
５０℃の温度で少なくとも１４００ＭＰａの極限引張強
さ（ＵＴＳ）。
【００１２】・７２５℃の温度で５００ＭＰａの付加応
力を４０時間加えたときの全塑性（ｐｌａｓｔｉｃ）歪
（ＴＰＳ）０．１％以下のクリープ歪。
力を４０時間加えたときの全塑性（ｐｌａｓｔｉｃ）歪
（ＴＰＳ）０．１％以下のクリープ歪。
【００１３】・７２５℃でγプライム相重量分率が４５
±２％。（γプライム容積分率を増加すると、引張強さ
が改善される。γプライム重量分率をこのレベルまで制
御すると、引張強さと疲労亀裂生長抵抗との均衡が保持
される。）
±２％。（γプライム容積分率を増加すると、引張強さ
が改善される。γプライム重量分率をこのレベルまで制
御すると、引張強さと疲労亀裂生長抵抗との均衡が保持
される。）
【００１４】・不安定度とＭ6Ｃおよび／またはＭ23Ｃ6
タイプの粒界カーバイドを形成するポテンシャルの程
度。（本発明に至るまでの我々の研究により、安定性に
欠ける合金ほど大きな疲労亀裂生長抵抗を示すことがわ
かった。）
タイプの粒界カーバイドを形成するポテンシャルの程
度。（本発明に至るまでの我々の研究により、安定性に
欠ける合金ほど大きな疲労亀裂生長抵抗を示すことがわ
かった。）
【００１５】・位相的密封（ＴＣＰ）相の限定的形成。
好ましくはＴＣＰ相の割合（鍛練熱処理製品において）
は、７２５℃の温度で７．０重量％以下である。（シグ
マ及びムー相の過剰な析出は、これらの超合金のクリー
プ特性を低下させることがわかった。）
好ましくはＴＣＰ相の割合（鍛練熱処理製品において）
は、７２５℃の温度で７．０重量％以下である。（シグ
マ及びムー相の過剰な析出は、これらの超合金のクリー
プ特性を低下させることがわかった。）
【００１６】・ＴＣＰ相のソルバスは、Ｍ6ＣまたはＭ
23Ｃ6相のソルバスよりも低く、好ましくは少なくとも
４０℃低い。
23Ｃ6相のソルバスよりも低く、好ましくは少なくとも
４０℃低い。
【００１７】・ワスパロイや、ＵＤＩＭＥＴ７２０一族
の合金のいずれよりも高い作動温度。
の合金のいずれよりも高い作動温度。
【００１８】下記表１は、本発明による３種の好ましい
合金の組成を、従来技術による４種の合金の組成ととも
に示す。本発明による好ましい合金は、タンタルを含む
ことと、クロム、モリブデン、チタン、アルミニウムの
組み合わせであることに特徴があることがわかる。
合金の組成を、従来技術による４種の合金の組成ととも
に示す。本発明による好ましい合金は、タンタルを含む
ことと、クロム、モリブデン、チタン、アルミニウムの
組み合わせであることに特徴があることがわかる。
【００１９】種々の成分は、合金の化学的／機械的特性
関係に特別な効果をもたらすことが確認された。
関係に特別な効果をもたらすことが確認された。
【００２０】・コバルト（１５ないし１８．５重量％の
範囲内）は、合金の引張あるいはクリープ強さにはなん
ら有意義の効果をもたらさない。１５重量％のコバルト
が存在すると、最小の堆積欠陥エネルギー（ＳＦＥ）が
生じ、平面変形（ｐｌａｎｅｒ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏ
ｎ）と潜在的に改善された疲労亀裂生長抵抗を促進す
る。
範囲内）は、合金の引張あるいはクリープ強さにはなん
ら有意義の効果をもたらさない。１５重量％のコバルト
が存在すると、最小の堆積欠陥エネルギー（ＳＦＥ）が
生じ、平面変形（ｐｌａｎｅｒ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏ
ｎ）と潜在的に改善された疲労亀裂生長抵抗を促進す
る。
【００２１】・クロムレベルは、ＴＣＰ相の過剰形成な
しに疲労亀裂生長抵抗を改善するために上げられた。
しに疲労亀裂生長抵抗を改善するために上げられた。
【００２２】・モリブデンは高温で引張強さと延性に有
益な効果をもたらすが、ＴＣＰ相形成の点で高クロムと
の均衡を保つために、レベルが制限されている。
益な効果をもたらすが、ＴＣＰ相形成の点で高クロムと
の均衡を保つために、レベルが制限されている。
【００２３】・タンタルは引張強さを増加するが、分離
して非常に安定したタンタルカーバイド（ＭＣカーバイ
ド）を形成する。タンタル濃度はこのＭＣカーバイドが
分解し、粒界カーバイドの形成を促進するよう制限され
る。
して非常に安定したタンタルカーバイド（ＭＣカーバイ
ド）を形成する。タンタル濃度はこのＭＣカーバイドが
分解し、粒界カーバイドの形成を促進するよう制限され
る。
【００２４】・チタンはアルミニウムとともにγプライ
ム重量分率を制御し、γプライムソルバスに最大の効果
をもたらす。チタン含量は、γプライム重量分率とＴＣ
Ｐ相形成を制御しながら、引張強さを維持するために減
らされるタンタルレベルとの均衡を保つように増加させ
た。
ム重量分率を制御し、γプライムソルバスに最大の効果
をもたらす。チタン含量は、γプライム重量分率とＴＣ
Ｐ相形成を制御しながら、引張強さを維持するために減
らされるタンタルレベルとの均衡を保つように増加させ
た。
【００２５】・アルミニウムは、γプライム重量分率を
制御するために、チタンとの均衡をとった。アルミニウ
ム濃度も、ＴＣＰ相形成傾向を減じるために制限した。
制御するために、チタンとの均衡をとった。アルミニウ
ム濃度も、ＴＣＰ相形成傾向を減じるために制限した。
【００２６】・硼素は、クリープ、疲労亀裂生長抵抗性
および引張強さに有利であるようレベルを減らした。
および引張強さに有利であるようレベルを減らした。
【００２７】・炭素は、高温延性と高温クリープ抵抗を
促進するレベルに維持した。
促進するレベルに維持した。
【００２８】・ジルコニウムは、応力破断とクリープ抵
抗に有利な効果をもたらすので、０．０６重量％まで増
加させた。
抗に有利な効果をもたらすので、０．０６重量％まで増
加させた。
【００２９】・ハフニウムは（３種の合金中２種におい
て）０．７５重量％の割合で含有させた。ハフニウムを
添加すると、すべての特性が改善される。
て）０．７５重量％の割合で含有させた。ハフニウムを
添加すると、すべての特性が改善される。
【００３０】・レニウムは、クリープ抵抗に強力な有益
な効果をもたらすので、含有させると有効である。
な効果をもたらすので、含有させると有効である。
【００３１】
【表１】
【００３２】本発明の新しい合金の可能性を利用するた
めには、下記の加工段階をとることが製品製造、つま
り、粉末冶金あるいは鋳造鍛練技術を利用してのビレッ
ト製造にとって望ましい。すなわち、等温（ｉｓｏｔｈ
ｅｒｍａｌ）あるいはホットダイルートによるビレット
加工、ついで部分的あるいは全体的の溶解処理、制御さ
れた冷却、そして熟成である。
めには、下記の加工段階をとることが製品製造、つま
り、粉末冶金あるいは鋳造鍛練技術を利用してのビレッ
ト製造にとって望ましい。すなわち、等温（ｉｓｏｔｈ
ｅｒｍａｌ）あるいはホットダイルートによるビレット
加工、ついで部分的あるいは全体的の溶解処理、制御さ
れた冷却、そして熟成である。
【００３３】１．ビレット ビレットは粉末または鋳造鍛練ルートで製造できる。 ａ）粉末ビレットは、ＨＩＰプラス押出またはＨＩＰプ
ラスｃｏｇなどのようなルートによる固結（ｃｏｎｓｏ
ｌｉｄａｔｉｏｎ）を含む標準的な粉末技術を利用して
製造される。固結は、合金のγプライムソルバス以下の
温度で起こる。
ラスｃｏｇなどのようなルートによる固結（ｃｏｎｓｏ
ｌｉｄａｔｉｏｎ）を含む標準的な粉末技術を利用して
製造される。固結は、合金のγプライムソルバス以下の
温度で起こる。
【００３４】ｂ）鋳造鍛練ビレットは、十分に均質な製
品を生み出すための転換ルートを伴う３重溶融法により
製造される。
品を生み出すための転換ルートを伴う３重溶融法により
製造される。
【００３５】段階１（ａ）は大きな鍛造物に望ましく、
小さな物には鋳造鍛練がより適している。
小さな物には鋳造鍛練がより適している。
【００３６】γプライムソルバスマイナス１００℃まで
の温度で２ないし２４時間ソークすることにより、鍛造
に先だってビレットをあらかじめ調整するというオプシ
ョンが可能である。
の温度で２ないし２４時間ソークすることにより、鍛造
に先だってビレットをあらかじめ調整するというオプシ
ョンが可能である。
【００３７】２．鍛造（Ｆｏｒｇｉｎｇ） 等温あるいはホットダイ条件で形作るためにビレットを
鍛造。例えば、γプライムソルバスマイナス６０℃まで
のビレット温度で、１×１０-4ないし１×１０-2ｓ-1の
ストレイン率、あるいはγプライムソルバスマイナス１
２０℃までの温度で、１×１０-2ないし５×１０-1ｓ-1
のストレイン率で。
鍛造。例えば、γプライムソルバスマイナス６０℃まで
のビレット温度で、１×１０-4ないし１×１０-2ｓ-1の
ストレイン率、あるいはγプライムソルバスマイナス１
２０℃までの温度で、１×１０-2ないし５×１０-1ｓ-1
のストレイン率で。
【００３８】３．熱処理 γプライムソルバスマイナス４０℃からγプライムソル
バスプラス２０℃までの温度範囲で、０．５ないし８時
間、製品を部分的あるいは全体的に溶解処理すること。
合金の引張応答を、例えば、０．２から１０℃／ｓの間
に維持しながら、亀裂を防止するのに適当な割合で溶解
温度から冷却。最後に、６５０から９００℃の間の温度
で１０ないし３０時間熟成。
バスプラス２０℃までの温度範囲で、０．５ないし８時
間、製品を部分的あるいは全体的に溶解処理すること。
合金の引張応答を、例えば、０．２から１０℃／ｓの間
に維持しながら、亀裂を防止するのに適当な割合で溶解
温度から冷却。最後に、６５０から９００℃の間の温度
で１０ないし３０時間熟成。
【００３９】比較的粗い粒度は、優れた疲労亀裂生長抵
抗に関連する。本発明の総合加工条件の目的は、したが
って、鍛練熱処理製品において、好ましくは６ないし４
５μｍというかなり粗い粒度を達成することである。２
５ないし３５μｍの範囲の均一な粒度が特に好ましい
が、２重構造を含む非均一粒度でも十分である。
抗に関連する。本発明の総合加工条件の目的は、したが
って、鍛練熱処理製品において、好ましくは６ないし４
５μｍというかなり粗い粒度を達成することである。２
５ないし３５μｍの範囲の均一な粒度が特に好ましい
が、２重構造を含む非均一粒度でも十分である。
【００４０】下記の表２は、本発明の合金におけるγプ
ライムおよびδ相に関する情報を提供するが、従来の合
金ＵＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉも比較のために含まれてい
る。合金２と３におけるδ相の重量％とソルバスが、Ｕ
ＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉのレベル以下に減少していること
がわかる。
ライムおよびδ相に関する情報を提供するが、従来の合
金ＵＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉも比較のために含まれてい
る。合金２と３におけるδ相の重量％とソルバスが、Ｕ
ＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉのレベル以下に減少していること
がわかる。
【００４１】
【表２】
【００４２】下記の表３は、本発明の合金の機械的性質
と、クリープおよび極限引張強さを、既知の合金と比較
して報告している。
と、クリープおよび極限引張強さを、既知の合金と比較
して報告している。
【００４３】
【表３】
【００４４】付随する図１，２，３を参照されたい。そ
れぞれが合金２の相ダイアグラムモデルの予測である。
れぞれが合金２の相ダイアグラムモデルの予測である。
【００４５】図１は、温度に対する０ないし１００重量
％の相質量（ｐｈａｓｅ ｍａｓｓ）を示す。
％の相質量（ｐｈａｓｅ ｍａｓｓ）を示す。
【００４６】図２は図１の部分拡大図で、温度に対する
０ないし２重量％の相質量を示す。
０ないし２重量％の相質量を示す。
【００４７】図３は図１，２の部分拡大図で、０ないし
１重量％の相質量と、１０００ないし１２００Ｋの温度
を示す。
１重量％の相質量と、１０００ないし１２００Ｋの温度
を示す。
【００４８】図中の記号は次のとおりである。 １．γプライム ２．ＭＢ2 ３．γ（ニッケル） ４．ＭＣカーバイド ５．Ｍ3Ｂ2 ６．Ｍ23Ｃ6 ７．シグマ
【００４９】シグマ相（７）は、１１００Ｋ（８２７
℃）でソルバスを有する。Ｍ23Ｃ6相（６）は、１１７
０Ｋ（８９７℃）付近でソルバスを有する。この温度間
（すなわち、適用可能な熱処理の窓）での熟成熱処理
は、好ましいＭ23Ｃ6相の形成を促す。
℃）でソルバスを有する。Ｍ23Ｃ6相（６）は、１１７
０Ｋ（８９７℃）付近でソルバスを有する。この温度間
（すなわち、適用可能な熱処理の窓）での熟成熱処理
は、好ましいＭ23Ｃ6相の形成を促す。
【００５０】合金１には熱処理「窓」がないことに注目
されたい。この合金は、Ｍ23Ｃ6ソルバス以上のδソル
バス温度を示す。
されたい。この合金は、Ｍ23Ｃ6ソルバス以上のδソル
バス温度を示す。
【００５１】これらの合金には０．５％以下のニオブが
添加されていることが好ましく、さらにこれらの合金に
は、ニオブがまったく添加されないことが好ましい。
添加されていることが好ましく、さらにこれらの合金に
は、ニオブがまったく添加されないことが好ましい。
【００５２】ニッケルベース超合金の大半の疲労亀裂生
長抵抗とクリープ抵抗は、粒度を増大することにより改
善されることはよく知られている。ニッケルベース超合
金は、２つの主要相であるγマトリックスと、規則補強
（ｏｒｄｅｒｅｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ）γプ
ライム相（Ｎｉ3Ａｌ／Ｔｉ）からなる。合金のγプラ
イムソルバス温度では、γプライム相は完全にγマトリ
ックス中に溶解される。γプライム相は、ふたつの主要
サイズである第一γプライムと、第二γプライムとして
存在する。第一γプライムの方が大きく、粒境界に存在
する。第一γプライムは、粒境界の移動を防ぎ、それに
より粒度を制御するために、製造工程中を通して保持さ
れる。第一γプライム体積分率が減少すると、粒度はγ
プライムソルバス温度以下の温度でも増大する。第二γ
プライムは、熱処理工程の冷却中、γマトリックス全体
に均一に析出する。
長抵抗とクリープ抵抗は、粒度を増大することにより改
善されることはよく知られている。ニッケルベース超合
金は、２つの主要相であるγマトリックスと、規則補強
（ｏｒｄｅｒｅｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ）γプ
ライム相（Ｎｉ3Ａｌ／Ｔｉ）からなる。合金のγプラ
イムソルバス温度では、γプライム相は完全にγマトリ
ックス中に溶解される。γプライム相は、ふたつの主要
サイズである第一γプライムと、第二γプライムとして
存在する。第一γプライムの方が大きく、粒境界に存在
する。第一γプライムは、粒境界の移動を防ぎ、それに
より粒度を制御するために、製造工程中を通して保持さ
れる。第一γプライム体積分率が減少すると、粒度はγ
プライムソルバス温度以下の温度でも増大する。第二γ
プライムは、熱処理工程の冷却中、γマトリックス全体
に均一に析出する。
【００５３】γプライムソルバス温度以上の温度での熱
処理、スーパーソルバス熱処理は、ふつう非均一の粒成
長をもたらし、したがってスーパーソルバス熱処理を使
用して再現性のある構造を生じることは難しい。γプラ
イムソルバス温度に近いがそれ以下の温度での熱処理
は、制御された再現性のある均一な粒成長を起こすため
に採用できる。
処理、スーパーソルバス熱処理は、ふつう非均一の粒成
長をもたらし、したがってスーパーソルバス熱処理を使
用して再現性のある構造を生じることは難しい。γプラ
イムソルバス温度に近いがそれ以下の温度での熱処理
は、制御された再現性のある均一な粒成長を起こすため
に採用できる。
【００５４】本発明の合金は、微細粒の微細構造／サイ
ズを有しており、生来優れた疲労亀裂生長抵抗を有する
ことがわかった。本発明の合金のクリープ抵抗と疲労亀
裂生長抵抗は、粒度を増大させることにより改善でき
る。このように本発明の合金は、優れた疲労亀裂生長抵
抗を得るために、より粗い粒微細構造を生じるためのス
ーパーソルバス熱処理や他の熱処理を必要としない。こ
のように本発明の合金は、高価なスーパーソルバスや他
の熱処理なしですませることが可能であることがわかっ
た。微細粒はふつう６−１２μｍであり、中間の粒は１
２−３０μｍであり、粗粒は３０μｍより大きい。
ズを有しており、生来優れた疲労亀裂生長抵抗を有する
ことがわかった。本発明の合金のクリープ抵抗と疲労亀
裂生長抵抗は、粒度を増大させることにより改善でき
る。このように本発明の合金は、優れた疲労亀裂生長抵
抗を得るために、より粗い粒微細構造を生じるためのス
ーパーソルバス熱処理や他の熱処理を必要としない。こ
のように本発明の合金は、高価なスーパーソルバスや他
の熱処理なしですませることが可能であることがわかっ
た。微細粒はふつう６−１２μｍであり、中間の粒は１
２−３０μｍであり、粗粒は３０μｍより大きい。
【図１】合金２の相ダイアグラムモデルを示すもので、
温度対相質量（０〜１００重量％）を示す。
温度対相質量（０〜１００重量％）を示す。
【図２】図１の部分拡大図。
【図３】図２のさらなる部分拡大図。
フロントページの続き (72)発明者 ウェイン・ヴォイス イギリス国ノッティンガム エヌジー２・ ５ジェイビー，ウエスト・ブリッジフォー ド，デイヴィーズ・ロード 79 (72)発明者 アリスター・ウィリアム・ジェームズ イギリス国ディーイー11・７エイエイチ, ダービーシャー，スワドリンコート，ハー トショーン，ブルック・ストリート 16 (72)発明者 サラー・アン・ブラックハム イギリス国ディーイー21・２アールエヌ, ダービー，オークウッド，ブリッジエン ド・コート ３ (72)発明者 コリン・ジョン・スモール イギリス国ディーイー３・５キューイー, ダービー，ミックルオーバー，ドレイコッ ト・ドライブ 39 (72)発明者 マイケル・ロナルド・ウィンストン イギリス国ハンプシャー，アルダーショッ ト，ヨーク・クレッセント ５
Claims (11)
- 【請求項１】 重量％で１４．０ないし１９．０％のコ
バルト、１４．３５ないし１５．１５％のクロム、４．
２５ないし５．２５％のモリブデン、１．３５ないし
２．１５％のタンタル、３．４５ないし４．１５％のチ
タン、２．８５ないし３．１５％のアルミニウム、０．
０１ないし０．０２５％の硼素、０．０１２ないし０．
０３３％の炭素、０．０５ないし０．０７％のジルコニ
ウム、０．５ないし１．０％のハフニウム、１．０％ま
でのレニウム、２．０％までのタングステン、０．５％
以下のニオブ、１．０％までのイットリウム、０．１％
までのバナジウム、１．０％までの鉄、０．２％までの
珪素、０．１５％までのマンガン、残余のニッケルおよ
び付随的な不純物からなるニッケルベース合金。 - 【請求項２】 重量％で１８．５％のコバルト、１５％
のクロム、５％のモリブデン、２％のタンタル、３．６
％のチタン、３％のアルミニウム、０．７５％のハフニ
ウム、０．０１５％の硼素、０．０６％のジルコニウ
ム、０．０２７％の炭素、残余のニッケルおよび付随的
な不純物からなる請求項１に記載の合金。 - 【請求項３】 重量％で１５％のコバルト、１４．５％
のクロム、４．５％のモリブデン、１．５％のタンタ
ル、４％のチタン、３％のアルミニウム、０．０１５％
の硼素、０．０６％のジルコニウム、０．０２７％の炭
素、残余のニッケルおよび付随的な不純物からなる請求
項１に記載の合金。 - 【請求項４】 重量％で１５％のコバルト、１４．５％
のクロム、４．５％のモリブデン、１．５％のタンタ
ル、４％のチタン、３％のアルミニウム、０．７５％の
ハフニウム、０．０１５％の硼素、０．０６％のジルコ
ニウム、０．０２７％の炭素、残余のニッケルおよび付
随的な不純物からなる請求項１に記載の合金。 - 【請求項５】 ＴＣＰ相のソルバスがＭ23Ｃ6またはＭ6
Ｃ相のソルバスよりも小さい請求項１〜４のいずれかに
記載の合金。 - 【請求項６】 本質的に請求項１〜５のいずれかによる
合金からなる鍛練、熱処理製品。 - 【請求項７】 ディスクまたはタービンである請求項６
に記載の製品。 - 【請求項８】 粒径が６−４５μｍである請求項６また
は７に記載の製品。 - 【請求項９】 ＴＣＰ相の割合が７２５℃の温度で７．
０重量％以下である請求項６〜８のいずれかに記載の製
品。 - 【請求項１０】 Ｍ23Ｃ6またはＭ6Ｃ相が粒界に存在す
る請求項６〜９のいずれかに記載の製品。 - 【請求項１１】 ７２５℃の温度でのγプライム重量分
率が４５±２％である請求項６〜１０のいずれかに記載
の製品。
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|---|---|---|---|
| GBGB9608617.8A GB9608617D0 (en) | 1996-04-24 | 1996-04-24 | Nickel alloy for turbine engine components |
| GB9608617.8 | 1996-04-24 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1046278A true JPH1046278A (ja) | 1998-02-17 |
| JP4026883B2 JP4026883B2 (ja) | 2007-12-26 |
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ID=10792662
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10714997A Expired - Lifetime JP4026883B2 (ja) | 1996-04-24 | 1997-04-24 | タービンエンジン部品用ニッケル合金 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US5897718A (ja) |
| EP (1) | EP0803585B1 (ja) |
| JP (1) | JP4026883B2 (ja) |
| KR (1) | KR970070221A (ja) |
| DE (1) | DE69701268T2 (ja) |
| ES (1) | ES2142133T3 (ja) |
| GB (1) | GB9608617D0 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2011052688A (ja) * | 2009-08-31 | 2011-03-17 | General Electric Co <Ge> | タービンブレード用のプロセス及び合金並びにそれから形成されるブレード |
| JP2013095949A (ja) * | 2011-10-31 | 2013-05-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | オーステナイト系耐熱合金 |
| JP2017179592A (ja) * | 2016-03-23 | 2017-10-05 | 日立金属株式会社 | Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法 |
| US10196724B2 (en) | 2015-02-12 | 2019-02-05 | Hitachi Metals, Ltd. | Method for manufacturing Ni-based super-heat-resistant alloy |
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| US6245289B1 (en) | 1996-04-24 | 2001-06-12 | J & L Fiber Services, Inc. | Stainless steel alloy for pulp refiner plate |
| DE69935258T2 (de) * | 1998-12-23 | 2007-10-31 | United Technologies Corporation, Hartford | Superlegierungsdruckgussteile |
| US6551372B1 (en) | 1999-09-17 | 2003-04-22 | Rolls-Royce Corporation | High performance wrought powder metal articles and method of manufacture |
| GB0024031D0 (en) * | 2000-09-29 | 2000-11-15 | Rolls Royce Plc | A nickel base superalloy |
| EP1195446A1 (en) † | 2000-10-04 | 2002-04-10 | General Electric Company | Ni based superalloy and its use as gas turbine disks, shafts, and impellers |
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| US6933012B2 (en) * | 2002-12-13 | 2005-08-23 | General Electric Company | Method for protecting a surface with a silicon-containing diffusion coating |
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| CN113862520B (zh) * | 2021-08-26 | 2022-07-19 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 一种航空发动机锻造叶片用GH4720Li高温合金及制备方法及应用、合金铸锭 |
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-
1996
- 1996-04-24 GB GBGB9608617.8A patent/GB9608617D0/en active Pending
-
1997
- 1997-04-14 DE DE69701268T patent/DE69701268T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1997-04-14 EP EP97302518A patent/EP0803585B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1997-04-14 ES ES97302518T patent/ES2142133T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1997-04-16 US US08/834,335 patent/US5897718A/en not_active Expired - Lifetime
- 1997-04-23 KR KR1019970015099A patent/KR970070221A/ko not_active Application Discontinuation
- 1997-04-24 JP JP10714997A patent/JP4026883B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1998
- 1998-12-08 US US09/206,965 patent/US6132527A/en not_active Expired - Lifetime
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| DE69701268D1 (de) | 2000-03-16 |
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