JPH11335801A - スプレ―形成法により形成され熱処理された超合金物体及び該超合金物体の製造方法 - Google Patents

スプレ―形成法により形成され熱処理された超合金物体及び該超合金物体の製造方法

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JPH11335801A
JPH11335801A JP11130799A JP13079999A JPH11335801A JP H11335801 A JPH11335801 A JP H11335801A JP 11130799 A JP11130799 A JP 11130799A JP 13079999 A JP13079999 A JP 13079999A JP H11335801 A JPH11335801 A JP H11335801A
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JP11130799A
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Antonio C Cabral
シー．カブラル アントニオ
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United Technologies Corp
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    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C4/00—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge
    • C23C4/12—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the method of spraying
    • C23C4/123—Spraying molten metal

Abstract

(57)【要約】 【課題】 熱処理されたスプレー形成法により形成され
た超合金物体及び該超合金物体の製造方法を提供する。 【解決手段】 鍛造物体に比較できるクラック成長速度
とストレス破断抵抗性とを示す熱処理されたスプレー形
成法により形成された物体が開示されている。この物体
は、まずＩＮ７１８といった材料の溶融液滴を基体上に
堆積させて粗物体を形成する。この物体に対してＨＩＰ
処理を施して、その後溶体化処理、安定化処理、析出熱
処理を含む熱処理が施される。得られた物体は、鍛造体
及び従来の熱処理を施された材料に比較しうる平均粒子
サイズを有し、降伏及び引っ張り強度についても鍛造物
体と比較し得る。この物体は、当方的な微細構造を有し
ており、鍛造物体の代わりに用いることができる。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、スプレー法によっ
て形成された部品に関し、より詳細には鍛造部品に相当
する特性を備え、スプレー法によって形成された部品に
関する。
【０００２】
【従来の技術】鍛造は、例えば高強度及び他の低クラッ
ク成長速度や高ストレス破断抵抗性といった所望される
特性を併せ持つことが必用とされる部品が要求される用
途における部品を製造するために用いられている。航空
工業においては、鍛造は、ブレードやベーンといった複
雑な形状を有する部品や、エンジンケース、フランジ及
びシールといった環状部品を製造するために用いられて
おり、これらは典型的には高強度及び低クラック成長速
度並びに高ストレス破断抵抗性が必用とされている。
【０００３】特に環状部品の鍛造を参照すると、仕上が
り部品の所望する組成に対応する組成の材料のビレット
が形成される。このビレットは、典型的には材料のイン
ゴットから形成される。このビレットは、まず、衝突
し、その後１度以上リングロール等により熱機械的に処
理されてビレット材料が概略的な部品形状へと変換され
る。この部品はまた、熱処理されて所望する特性、例え
ば疲労クラック成長抵抗性の特定レベルが得られ、その
後例えば研磨又は機械加工されて仕上げ加工されて正確
な寸法又は形状の部品が得られる。
【０００４】鍛造により部品を製造することは高価であ
り、時間がかかるプロセスであり、従って典型的には特
に種々の特性、例えば高強度低クラック成長速度及び高
ストレス破断抵抗性といった種々の高いレベルの特性を
得るためにのみ用いられている。鍛造のためのビレット
を得る点について言えば、特定の材料は、数ヶ月の準備
期間が必用である。部品の製造中には、本来のビレット
材料は、取り除かれ、例えば、消耗してしまうと言った
ように最終部品の部分とはならない。部品の形状の複雑
性は、部品製造の際に必用とされる労力と価格とをを加
えることにしかならない。これに加えて、最終部品はま
た、さらに機械加工又はさらに仕上げをしなければなら
ない。さらには、高温においてガスタービンエンジンを
高効率高出力で運転するためには、より進歩した合金か
ら製造された部品が必用とされる。このようなより進歩
した合金は、鍛造するのが一層困難となり又は不可能で
あり、部品のコストをさらに加えてしまったり部品が高
価になるためエンジン技術における所定の進歩を与える
ためには経済的に適切でない程に高価なものとさせてし
まうことになるか、又はいくつかの部品にしか用いられ
ないようにさせてしまうことになる。
【０００５】例えばインゴット形状の材料といったバル
ク材料から高強度だけではなく低クラック成長性及び高
ストレス破断抵抗性の部品を直接製造するスプレー法
は、従来では用いられていない。ＩＮ７１８の場合に
は、図５を用いてさらに後述するが、航空材料規格ＡＭ
Ｓ５６６３（Ｒｅｖ．Ｈ、１９９６年１月発行、ＳＡＥ
Ｉｎｔ’ｌワレンデール（Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ），Ｐ
Ａ）の低クラック成長速度及び高ストレス破壊抵抗性に
対応するが、これについては本発明において参照するこ
とができる。本発明により製造されるものは、これらの
規格を併せ持っている。典型的なスプレー法の装置は、
図１に示されている。材料は、インゴット形態とされ、
るつぼ１２内で好ましくは真空溶融チャンバ１４内で低
圧及び／又は非反応性環境下で溶融される。溶融した金
属１６は、ターンディッシュ１８へと移され、その後ア
ルゴンといった不活性キャリアガスを用いてアトマイザ
２０を通過して、噴霧され金属液滴を形成する。このよ
うに噴霧された材料２２は、スプレーチャンバ２６内に
配置され冷却されたマンドレル又は支持体２４に衝突
し、堆積する。環状部品を形成するためには、マンドレ
ルは、円筒形とされ回転されて、噴霧された金属の流れ
及びマンドレルは、互いに走査される。この金属は、支
持体及びすでに堆積された材料を衝撃し、迅速に固化す
る。固化した金属の層は、その後互いに所望の物体を形
成するように堆積される。これについては、米国特許第
４，８３０，０８４号を参照されたい。この物体は、そ
の後さらに処理されても良く、例えば熱間静水圧プレス
（ＨＩＰ）及び／又はリングローリングといった熱機械
的処理により処理されて、材料が高密度化及び高強度化
されても良い。超合金は、溶融されこのような方法によ
りスプレー法により形成されて部品が製造されるが、高
強度低クラック成長速度又は高ストレス破断抵抗性を有
しておらず、このためガスタービンエンジン又は別の高
温高圧下で必要とされる用途のためには用いることがで
きない。
【０００６】この用途に用いられる鍛造部品を製造する
ために広く用いられている材料１つは、インコネル（Ｉ
ｎｃｏｎｅｌ）７１８（ＩＮ７１８）であり、この材料
は、重量％で、約１９ｗ／ｏＣｒ，３．１ｗ／ｏＭｏ，
５．３ｗ／ｏＣｂ（Ｎｂ）＋Ｔａ、０．９ｗ／ｏＴｉ，
０．６ｗ／ｏＡｌ，１９ｗ／ｏＦｅ，バランス成分とし
ての本質的にニッケルと、規格量の（重量％）の別の元
素を含んでいる。上述したように、代表的な部品として
は、ガスタービンエンジンケース、フランジ、シール、
の他ブレード及びベーンを挙げることができる。一度形
成されると、これらの部品は典型的には機械加工及び熱
処理されて、所望の特性を得る必要がある。ＡＭＳ５６
６３は、ＩＮ７１８から鍛造される部品の従来の処理で
あり、本発明においても参照することができる。
【０００７】ＡＭＳ５６６３規格の下では、鍛造部品
は、２ステップで熱処理が行われる。第１のステップ
は、１７２５°Ｆ〜１８５０°Ｆの間の温度で溶体化熱
処理を部品の断面厚さに比例した時間にわたって行い、
その後空冷に等しい又はより早い速度で冷却するステッ
プである。第２のステップは、１３２５°Ｆ〜１４００
°Ｆの間の温度で約８時間析出処理を行い、次いで約１
００°Ｆ／ｈｒの速度で約１１５０〜１２００°Ｆの温
度まで冷却し、この温度で８時間保持させ、その後空冷
するステップである。析出熱処理は、１３２５〜１４０
０°Ｆから１１５０〜１２００°Ｆにおいていかなる速
度においても全析出熱処理時間が約１８時間程度になる
まで電気炉内で冷却させることができる。得られた部品
は、室温において少なくとも約１５０ｋｓｉの降伏強さ
を有し、１２００°Ｆにおいて少なくとも約１２５ｋｓ
ｉの降伏強さを有しており、相対的に低いノッチ感受性
及び高いストレス破断抵抗性を有している。したがっ
て、ＩＮ７１８を鍛造することによって製造され、ＡＭ
Ｓ５６６３によって熱処理される部品は、ガスタービン
エンジンのケース、フランジ、シール、ブレード及びベ
ーンの他、これら以外の要求される用途にも適用するこ
とが好適である。しかしながら、鍛造された部品はま
た、しばしば粗な炭化物及び別の含有物を大量のレベル
で含有し、これらの水準は、部品間で著しく変動する。
鍛造された部品は、機械加工及び検査するのが困難であ
る。さらには、正確な再現性を配慮する必要がある。す
なわち、鍛造体は、いつでも部品間で同一の寸法を有し
ているとは限らない。検査の後、多くの部品は、再加工
される必要がある。一般的には、鍛造された部品は、ス
クラップにされるか、又は約２０％の時間をかけて再加
工されることになる。
【０００８】より再現性があり、より安価な部品を製造
するための検討において、ＩＮ７１８を用いたスプレー
形成法が行われた。スプレー形成法及びＨＩＰされたこ
とにより、これらの部品は、著しい強度を有していた
が、クラック成長速度が高く、ストレス破断抵抗性に劣
っており、このような部品は、熱機械的に処理、例え
ば、鍛造又はリングロール処理を行うことにより必要な
特性を得る必要があると考えられていた。これらの追加
ステップは、高価であり、魅力的なものではない。
【０００９】上述したように、ＩＮ７１８から鍛造され
る部品の通常の熱処理については、ＡＭＳ５６６３に記
載されている。しかしながら、我々は、ＩＮ７１８から
スプレー法により形成され、その後ＨＩＰ処理を行いＡ
ＭＳ５６６３等又は他の従来の熱処理に従って熱処理を
行った部品は、鍛造された部品と同様の降伏強さと引張
り強度とを備えることを見出したが、クラック成長速度
に劣り、ストレス破断強度に劣るため、この部品が上述
のことに対応しなければ、要求された用途には用いられ
ないことを見出した。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明の概ねの目的
は、鍛造された物体に比較しうる特性のスプレー法によ
り形成された物体を提供することを目的とする。
【００１１】本発明のより詳細な目的は、強度と、クラ
ック成長速度と、ストレス破断抵抗性とが鍛造された物
体に比較できる程度にバランスされたスプレー法により
形成された物体を提供することを目的とする。
【００１２】本発明の他の目的は、スプレー法によって
形成された物体の熱処理方法を提供することにあり、こ
の熱処理法によれば、物体のクラック成長速度及びスト
レス破断抵抗性が高められることになる。
【００１３】本発明のさらに別の目的は、従来の鍛造技
術によって製造に適さない材料のスプレー法による形成
を可能とする熱処理方法を提供することにある。
【００１４】本発明のさらに別の目的は、ＩＮ７１８か
ら鍛造された物体の特性に比較しうる特性のスプレー法
により形成された物体を提供することができる熱処理を
提供することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】本発明は、高強度及び高
ストレス破断性、クラック成長性を提供する処理法によ
って処理されたスプレー法により形成された物体に関す
る。
【００１６】本発明の構成によれば、互いに堆積された
金属液滴によって形成された、例えばスプレー形成法に
よるニッケル基超合金から構成された金属材料が開示さ
れる。この物体はその後、熱処理が行われてＡＭＳ５６
６３により処理された鍛造部品の値に比較できるクラッ
ク成長性及びストレス破断抵抗性が得られる。この物体
はまた、等方的な微細構造を有する材料として特徴づけ
られる。
【００１７】本発明の別の構成によれば、ストレス破断
性が改善され、クラック成長性が改善されたニッケル基
超合金組成のスプレー形成法により形成された物体の製
造方法が開示される。この方法は、約３体積％の細孔を
有することをによって特徴づけられる物体をスプレー法
により形成し、細孔を充分に減少させるように熱処理を
行うことにより、ＡＭＳ５６６３により熱処理された鍛
造部品の値に相当するクラック成長性及びストレス破断
抵抗性とを付与することを特徴とする。
【００１８】
【発明の実施の形態】図１を参照すると、本発明によっ
て熱処理される物体が、まずシンガー（Ｓｉｎｇｅｒ）
による米国特許第４，５１５，８６４号、題名“衝撃さ
れる粒子の体積により形成される固体材料物体”、ブル
ックス(Blooks)による米国特許出願第３，９００，９２
１号、題名“スプレーされた金属又は金属合金から形状
付けられた金属物体を製造するための方法及び装置”と
いった従来のスプレー法により形成される。なお、上記
特許は、双方とも本発明においても参照することができ
る。本発明が用いられる好適な材料は、インコネル７１
８（ＩＮ７１８）であり、この合金は、好ましくは、重
量％で、約０．０２〜０．０４のＣ、約０．３５以下の
Ｍｎ、約０．１５以下のＳｉ、１７〜２１のＣｒ、約１
以下のＣｏ、２．８〜３．３のＭｏ＋Ｗ＋Ｒｅ、５．１
５〜５．５のＣｂ（Ｎｂ）＋Ｔａ、０．７５〜１．１５
のＴｉ＋Ｖ＋Ｈｆ、０．４〜０．７のＡｌ、約１９以下
のＦｅ、バランス成分のＮｉ及び他の元素（重量％
で）、約０．０１以下のＳ、約０．０１５以下のＰ、
０．００２〜０．００６のＢ、約０．１０以下のＣｕ、
約０．００３０以下のＭｇ、約０．０００５以下のＰ
ｂ、約０．００００３以下のＢｉ、約０．０００３以下
のＳｅ、約０．０００５以下のＡｇ、約０．０１以下の
Ｏ、約０．０１以下のＮを含有する。これらの物体は、
スプレー法により形成され、その後ＨＩＰにより処理さ
れ、本発明により熱処理が行われるが、この熱処理等に
ついては後述する。得られる物体は、室温及び高温（お
よそ１２００°Ｆ）下での降伏強さ、引張り強度に関し
て鍛造体と比較できる程度とされ、さらにまた、低クラ
ック成長性と高いストレス破断抵抗性とを備えており、
これらは鍛造に比較して、すべてより安価な、より無駄
の少ない、より省力化され、さらに実質的に準備期間が
短縮できる特性を有している。
【００１９】上述したように、スプレー形成法に用いら
れる金属は、元素を混合するか、スクラップされた材料
を再度溶融するか、別の方法によって例えばインゴット
形状として提供される。この材料は、るつぼ１２内で溶
融され、このるつぼ１２は、低圧及び／又は非反応性環
境に保持された真空溶融チャンバ１４内に配置されるこ
とが好ましい。溶融した金属１６は、ターンディッシュ
１８に移され、その後アルゴンといった不活性ガスを用
いてアトマイザ２０を通過されて、噴霧された金属を形
成する。この噴霧された材料２２は、スプレーチャンバ
２６内に配置された冷却されたマンドレル又は基体２４
に向けられる。このチャンバ２６は、低圧及び／又は非
反応性環境とされていることが好ましい。環状部品を形
成するために、マンドレルは、円筒形とされると共に回
転され、噴霧された金属とマンドレルとが互いに相対的
に走査される。金属は、まず基体に衝突し、その後すで
に堆積した金属に衝突して迅速に固化し、鍛造体よりも
微細な粒子が形成される。固化した金属の層が成長し
て、所望する物体が形成される。ＩＮ７１８から形成さ
れる物体について説明するが、当業者によれば、別の材
料から製造される物体であってもスプレー形成法により
製造することができ、また、ＨＩＰによって熱機械的に
処理することができ、その後本発明によっれ熱処理が行
えることが理解されよう。本発明は、針状、すなわちニ
ードル相を用いるＩＮ９１０及びＩＮ９３９合金へと適
用して、粒子サイズを制御して粒子界面強度を付与する
ことができるものと考えられるが、これらの合金に限定
されるわけではない。これに加えて、当業者によればま
た、溶融した又は半溶融した材料液滴を基体上に堆積さ
せる別の方法も等しく有効であり、これらの別の方法と
しては、低圧又は真空環境におけるプラズマ溶射法を挙
げることができ、これらも上述した物体を形成するため
に用いることができることが理解できよう。
【００２０】特定のスプレー形成パラメータは、本発明
においては重要ではないが、本発明者等は、液滴は大き
いよりは小さい方が好ましく、約１０〜１０，０００μ
mの直径とされていることがより好ましいことを見出し
た。本発明者等はまた、施される液滴は、高い温度より
も、より低い温度とされることが好ましいことを見出し
た。液滴は、基体及びすでに堆積した材料に衝突するま
で半溶融状態を維持するに必要以上に熱くされておら
ず、衝突前に実質的に固化してしまわない程度に加熱さ
れていることが好ましいことを見出した。液滴の速度
は、溶融状態の液滴を供給するに充分なだけ速くする必
要があるが、液滴が基体及びすでに堆積した液滴に衝突
して接着するように充分遅くする必要がある。スプレー
ノズルと基体との距離はまた、調節可能であり、金属が
堆積する速度に依存する。
【００２１】スプレー形成法により形成された物体は、
典型的には約１〜３体積％（ｖ／ｏ）の細孔を有してい
ることを特徴とする。これとは対照的に、鍛造された物
体は、細孔を有していない。この細孔は、物体の強度を
低減してしまう傾向にある。スプレー形成法により形成
された物体は、材料を高密度化するために処理が行われ
る。図２を参照すると、物体は、スプレー形成法によっ
ておおよそが形成され、まず、ＨＩＰにより高密度化さ
れることが好ましい。特定のＨＩＰパラメータは、ＨＩ
Ｐ処理が行われる材料及び低減させるべき細孔の程度に
応じて変化するが、スプレー形成法によって形成された
ＩＮ７１８の場合には、部品は、約１，８００から２，
０００°Ｆで、１５，０００〜２５，０００ｐｓｉで約
４時間、より好ましくは、アルゴンといった不活性雰囲
気中でＨＩＰを行うことが好ましい。圧力及び温度は、
例えば、少なくとも５分毎に一度モニタされて、確実に
一定のＨＩＰを行うようにされていることが好ましい。
図２では、この熱処理の後に行われる機械加工も可能と
されているが、この物体は、ＨＩＰの後どのような時間
の経過後であっても仕上げ寸法へと機械加工することが
可能とされている。
【００２２】スプレー法により形成された物体は、鍛造
された物体よりも著しく劣るストレス破断抵抗性及びク
ラック成長性を有している。これらの物体の鍛造物体に
対する工業規格、例えばＩＮ７１８に対するＡＭＳ５６
６３による熱処理では、鍛造体のレベルまで上述の特性
を改善することができない。上述の物体のＨＩＰ処理
は、これらの特性を著しくは改善しない。したがって、
スプレー法により形成され、ＨＩＰ処理が施されただけ
の上述の物体は、ガスタービンエンジンといった必要と
される用途には用いることができない。
【００２３】本発明によれば、スプレー法により形成さ
れ、ＨＩＰ処理が行われた物体は、強度、低クラック成
長速度、高ストレス破断抵抗性をバランスさせるために
熱処理が行われ、この熱処理によって物体に必要とされ
る用途に用いるに適切な物体が得られる。後述するよう
に、好ましい熱処理は、溶体化熱処理３２と、安定化熱
処理３４と、析出熱処理３６とを有している。後述する
特定の温度、時間及び冷却速度は、処理を行う特定の材
料に応じて変更することが可能である。好ましい熱処理
により、スプレー法により形成された物体が、従来の鍛
造材料と同様の微細構造とされる。図３（ａ）、（ｂ）
及び図４の各微細構造を比較されたい。物体はまた、必
要に応じた例えば機械加工といった仕上げ加工３８（図
２）が行われる。この仕上げは、ＨＩＰ処理の後いかな
る時間経過後でも行うことができる。
【００２４】溶体化熱処理３２は熱処理の最初の部分を
構成し、処理を行う特定の材料に応じて変更することが
可能である。ＩＮ７１８の場合には、部品が約１８００
〜１９００°Ｆの間、より好ましくは約１８５０°Ｆの
溶体化熱処理温度に１時間加熱されて、空冷又はより速
い速度で冷却が行われる。この溶体化熱処理は、材料の
粒子サイズが著しく成長するが、大きな粒子サイズのた
めに所定の特性が得られなくならないようにされる。本
発明者等は、ＩＮ７１８といったスプレー法により形成
された材料では、対応する鍛造材料よりも高温下で粒子
成長が生じにくいことを見出し、このため、溶体化熱処
理が鍛造物体のＡＭＳ５６６３により規定されている溶
体化熱処理よりもより高い温度で行うことができること
を見出し本発明に至ったたのである。図３（ａ）は、本
発明の溶体化熱処理後の物体の微細構造を示した顕微鏡
写真である。
【００２５】容体化熱処理及び冷却の後、部品に安定化
熱処理３４を施すが、この特定値は、処理される特定の
材料に応じて変更することが可能である。ＩＮ７１８か
ら製造される物体については、この物体を約１６２５〜
１７００°Ｆの間に加熱し、この安定化熱処理温度で約
４時間保持し、空冷又はそれ以上の速度で冷却を行う。
図３（ｂ）は、本発明による安定化熱処理の後の微細構
造を示した顕微鏡写真である。
【００２６】この安定化熱処理及び冷却の後、部品に
は、析出熱処理３６が施され、この析出熱処理は、処理
される特定の材料に応じて変更することが可能である。
ＩＮ７１８については、部品は、１３２５〜１４００°
Ｆの間の温度へと約８時間加熱され、次いで、約１００
°Ｆ／ｈｒの速度で約１１５０〜１２００°Ｆへと冷却
され、約８時間この温度で保持し、その後空冷する。こ
の析出熱処理は、部品を１３２５〜１４００°Ｆから１
１５０〜１２００°Ｆへと電気炉中で全体の析出熱処理
が約１８時間程度となるまで冷却する様に変更すること
ができる。本発明によるこの析出熱処理後の微細構造
は、図３（ｂ）に示した微細構造と目視では同様とされ
ている。
【００２７】上述したように、本発明により、これまで
良好でない強度を有するが、それ以外の特性は鍛造部品
に比較できるかあるいは優れた特性を有していたスプレ
ー法により形成された物体に対して例えば、低クラック
成長速度及び高ストレス破断抵抗性を付与することが可
能となる。スプレー法により形成され本発明による熱処
理が施されたＩＮ７１８のサンプルを試験して、降伏強
さと、極限引張り強度と、柔軟性について決定した。引
張り強度については、サンプルを室温（６８°Ｆ）及び
高温、例えば試験前に一定時間１２００°Ｆに保って行
った。これらのサンプルを０．０３〜０．０７インチ／
インチ／ｍｉｎの間の歪み速度を加え、降伏強さ（室温
で約１４７ｋｓｉ、１２００°Ｆで、１２２ｋｓｉ）を
得、その後この速度を増加させて約１分後に破断させる
ようにした。得られた特性は、以下に示すとおりであ
る。
【００２８】 特性 室温 １２００°Ｆ±１０ 引張り強度（最低） １８３ｋｓｉ １５０ｋｓｉ 降伏強さ、０．２％オフセット １４７ｋｓｉ １２２ｋｓｉ （最低） ４Ｄでの伸び（最低） １２％ １２％ 劣化領域（最低） １５％ ２０％ 上述の特性の最低値は、部品の特定の用途に応じてより
高くすることも、低くすることも可能である。上述の値
は、例えば上述の部品について言えば、ガスタービンエ
ンジンのケース、フランジ、シールに相当する。上述の
特性は、エンジンケース及びリングといった特定の部品
について設定された値である。
【００２９】上述の特性は、鍛造され、ＡＭＳ５６６３
により熱処理が行われた鍛造ＩＮ７１８の特性と比較し
得るものである。鍛造ＩＮ７１８は、以下の特性を有し
ている。
【００３０】 特性 室温 １２００°Ｆ±１０ 引張り強度（最低） １８０ｋｓｉ １４０ｋｓｉ 降伏強さ、０．２％オフセット １５０ｋｓｉ １２５ｋｓｉ （最低） ４Ｄでの伸び（最低） １０％ １０％ 劣化領域（最低） １２％ １２％ ＡＭＳ５６６３について説明したように、鍛造材料の特
性は、サンプルが長手方向又は横方向に試験されたかに
よって、例えば特性が非等方的であることによって変化
し、より低い値が、横方向の試験によって得られる。
【００３１】これに加えて、標準的なスムースでノッチ
付ストレス破断強度試験片（本発明により製造した材料
を含む）、を例えばＡＳＴＭ Ｅ２９２により試験し
た。試験片を１２００°Ｆに維持し、連続的に負荷を加
えて、約１０５〜１１０ｋｓｉの初期軸方向応力を生じ
させた。これらのサンプルは少なくとも２３時間の後に
破断した。本発明により処理されたＩＮ７１８について
の上述の値は、ＡＭＳ５６６３によって処理された鍛造
ＩＮ７１８と比較し得る値であった。
【００３２】ガスタービンエンジンに用いられる部品に
ついて言えば、図５に示すように、ＩＮ７１８から製造
された試験片を用いてクラック成長速度の評価を評価
し、試験を行った（１１００°Ｆ）。この際、アメリカ
ンソサエティフォアテスティングアンドマテリアルズ
（(American Society for Testing and Materials)、ウ
エストコンショケン(West Conshohoken)、ＰＡ）により
発行されているＡＳＴＭＥ２９２規格に従った手順を行
った。なお、この規格についても本発明では参照するこ
とができる。上述したように、鍛造され、ＡＭＳ５６６
３により熱処理されたＩＮ７１８試験片は、約０．００
００１〜０．００００７インチ／サイクルのクラック成
長速度を約２０〜３０ｋｓｉ・（ｉｎ）0.5の応力強さ
（Ｋ）にわたって示していた。試験においては、“サイ
クル”は、図５に示す“滞留”として示すように、２分
間フルパワーで運転されるエンジン運転環境をシミュレ
ートし、ガスタービンエンジン運転における最も要求さ
れる典型的な１つの性能である離陸をシミュレートし
た。
【００３３】スプレー形成方法によって形成され、ＨＩ
Ｐ処理が行われ、その後ＡＭＳ５６６３により熱処理し
たＩＮ７１８サンプルでは、約０．０００６〜０．００
２インチ／サイクルのクラック成長速度が、約２０〜５
０ｋｓｉ・（ｉｎ）0.5の範囲の応力強さ（Ｋ）におい
て観測され、これは、鍛造された部品よりも２桁程度大
きく、部品の早期破損が懸念される程度に許容しがたい
ものである。
【００３４】スプレー形成法により形成され、本発明に
より熱処理したＨＩＰ処理ＩＮ７１８は、約０．０００
０３〜０．０００２インチ／サイクルのクラック成長速
度が、約２０〜３５ｋｓｉ・（ｉｎ）0.5の範囲の応力
強さ（Ｋ）において観測された。これは、鍛造された部
品に比較できる値である。スプレー形成法により形成さ
れ、ＨＩＰ処理された本発明の熱処理が施されたＩＮ７
１８部品においては、クラック成長速度の上限は、ＡＭ
Ｓ５６６３規格に適合した鍛造ＩＮ７１８のクラック成
長速度よりも１桁以内の速度に収まっている。
【００３５】これに加えて、ＨＩＰ処理がなされ、本発
明の熱処理が行われたスプレー形成法により形成された
ＩＮ７１８は、比較的小さな粒子を有することを特徴と
する。ＡＳＴＭ Ｅ１１２により測定した所によれば、
等方的な粒子サイズは、ＡＳＴＭ５又はそれ以下であ
り、いくらかの粒子は、ＡＳＴＭ３程度に大きいもので
あった。これは、ＡＭＳ５６６３に従って熱処理された
鍛造材料に対応する粒子に比較できるものである。仕上
げされた材料の顕微鏡写真は、鍛造された材料よりも実
質的により均質で当方的な特性を備えており、また鍛造
材料と対照的に元素分離が無い。スプレー法によって形
成された材料は、組成的に変形されていないので、材料
の断面は流れライン、すなわち組成流れの方向を示した
ラインが存在していない。さらには、仕上げされた材料
は、低クラック成長速度を示すと共に、細孔が存在しな
いので良好なストレス破断抵抗性を示す。
【００３６】本発明の処理は、例えばＡＭＳ５６６３と
いった標準的な熱処理と置換可能ではない。上述したよ
うに、スプレー形成法によって形成された物体に対して
ＡＭＳ５６６３を適用しても充分な結果を与えない。特
に、スプレー法により形成され、ＡＭＳ５６６３によっ
て熱処理された物体は、対応する鍛造物体に比べて極め
て、約２桁高いクラック成長速度を示し、必要とされる
ガスタービンといった用途における使用寿命をこれに対
応して低減させることが予測される。さらに、このよう
な物体は、良好なストレス破断抵抗性を有しておらず、
さらにその有効性が制限されてしまう。本発明者等は、
本発明の熱処理を鍛造したＩＮ７１８サンプルに適用し
て試験を行ったところ、得られた物体はまた、強度、ク
ラック成長速度又はストレス破断抵抗性といった特性の
良好なバランスを示さなかった。
【００３７】これらをまとめて、本発明は鍛造体を超え
た別の顕著な効果を提供することができる。概ね、本発
明は鍛造体と比較できる特性を備えた部品をスプレー形
成法によって直接製造可能とするものである。本発明に
より製造された部品は、より均一性に優れ、より当方的
な微細構造を有する。これらの部品は、当方的な微細構
造を示す。これらの部品はまた、鍛造体に対して微細構
造を失った分離も無いことを特徴とする。これらの特性
はまた、本発明によって製造された部品がより容易に加
工でき、検査できることを示すものである。本発明はま
た、少なくとも３００ＨＢ以上、好ましくは少なくとも
３３０ＨＢの硬度を有する材料を提供することができ
る。
【００３８】さらに、本発明によれば、特別に製造され
た材料ビレットを提供する必要を排除でき、ビレットを
得るための長い準備期間は必要とされないか、又は最小
化、あるいは排除することができる。本発明は、バルク
材料を直接機械加工できるか、又は使用できる部品へと
変換することができる。したがって、鍛造に伴う労力、
費用、無駄の実質的な部分を実質的に低減又は排除する
ことができる。
【００３９】これらを総じて、本発明により処理される
スプレー形成法によって形成された物体は、従来の鍛造
された物体と同様な強度を有するばかりでなく、鍛造物
体のようなクラック成長速度及びストレス破断抵抗性を
示す。さらに、本発明による物体は、著しく時間を低減
し、コストを低減させることを可能とする。
【００４０】これまで、本発明を説明してきたが、多く
の変更、置換が本発明の請求項に記載された発明から逸
脱することなく行うことができることが理解されよう。
【図面の簡単な説明】
【図１】物体を製造するためのスプレー装置を一部切り
欠いて示した概略図である。
【図２】本発明の物体の熱処理を示したフロー図であ
る。
【図３】本発明によって熱処理されたスプレー形成法に
よる物体の金属組織を示した顕微鏡写真である。
【図４】従来の熱処理を行った鍛造ＩＮ７１８の金属組
織の微細構造を示した顕微鏡写真である。
【図５】ＩＮ７１８から異なった方法により製造され、
処理された物体のクラック成長速度を示したグラフ図で
ある。
【符号の説明】
１２…るつぼ １４…真空溶融チャンバ １６…溶融金属 １８…ターンディスク ２０…アトマイザ ２２…噴霧材料 ２４…基体 ２６…スプレーチャンバ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５１Ｂ ６９１ ６９１

Claims (23)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 互いに堆積された金属ビレットによって
    形成されたニッケル基超合金をＡＳＭ５６６３によって
    熱処理した鍛造体のクラック成長速度及びストレス破断
    抵抗性と略同等の特性とするように熱処理したことを特
    徴とする金属物体。
  2. 【請求項２】 前記物体は、等方的な微細構造を有した
    材料から形成されていることを特徴とする請求項１に記
    載の物体。
  3. 【請求項３】 前記物体は、少なくとも略１４０ｋｓｉ
    の降伏強さを室温において有し、少なくとも略１２０ｋ
    ｓｉの降伏強さを略１２００°Ｆにおいて有することを
    特徴とする請求項１に記載の物体。
  4. 【請求項４】 前記物体は、少なくとも略１８０ｋｓｉ
    の引張強さを室温において有し、少なくとも略１５０ｋ
    ｓｉの引張り強さを略１２００°Ｆにおいて有すること
    を特徴とする請求項１に記載の物体。
  5. 【請求項５】 前記物体は、環状形状とされていること
    を特徴とする請求項１に記載の物体。
  6. 【請求項６】 前記物体は、ガスタービンエンジン部品
    であることを特徴とする請求項１の物体。
  7. 【請求項７】 前記物体は、エンジンケース、エンジン
    フランジ、エンジンシールから選択されていることを特
    徴とする請求項６に記載の物体。
  8. 【請求項８】 材料組成が、重量％で、略０．０２〜
    ０．０４のＣ、１７〜２１のＣｒ、略１以下のＣｏ、
    ２．８〜３．３のＭｏ＋Ｗ＋Ｒｅ、５．１５〜５．５の
    Ｃｂ（Ｎｂ）＋Ｔａ、０．７５〜１．１５のＴｉ＋Ｖ＋
    Ｈｆ、０．４〜０．７のＡｌ、略１９以下のＦｅ、バラ
    ンス成分のＮｉとされている請求項１に記載の物体。
  9. 【請求項９】 前記バランス成分は、重量％で、略０．
    ３５以下のＭｎ、略０．１５以下のＳｉ、略０．０１以
    下のＳ、略０．０１５以下のＰ、０．００２〜０．００
    ６のＢ、略０．１０以下のＣｕ、略０．００３０以下の
    Ｍｇ、略０．０００５以下のＰｂ、略０．００００３以
    下のＢｉ、略０．０００３以下のＳｅ、略０．０００５
    以下のＡｇを含有することを特徴とする請求項８に記載
    の物体。
  10. 【請求項１０】 前記バランス成分は、略０．０１重量
    ％以下のＯと、略０．０１重量％以下のＮをさらに含有
    することを特徴とする請求項８に記載の物体。
  11. 【請求項１１】 前記物体は、ＡＳＴＭ Ｅ１２９によ
    って測定した粒子サイズが、実質的にＡＳＴＭ５以下の
    微細構造を有していることを特徴とする請求項１に記載
    の物体。
  12. 【請求項１２】 ニッケル基超合金から形成され、スト
    レス破断抵抗性及びクラック成長速度が改善されたスプ
    レー法によって形成された物体の製造方法であって、該
    方法は、 略１〜３体積％の細孔を与えるようにスプレー法によっ
    て物体を形成するステップと、 細孔を低減させて、ＡＭＳ５６６３に従って熱処理され
    た鍛造物体と略同等のクラック成長速度及びストレス破
    断抵抗性を有するように熱処理を行うステップとを有す
    る製造方法。
  13. 【請求項１３】 前記熱処理ステップは、等方的微細構
    造を与えることを特徴とする請求項１２に記載の方法。
  14. 【請求項１４】 前記熱処理ステップは、少なくとも略
    １４５ｋｓｉの降伏強さを室温において与え、少なくと
    も略１２０ｋｓｉの降伏強さを略１２００°Ｆにおいて
    与えることを特徴とする請求項１２に記載の方法。
  15. 【請求項１５】 前記熱処理ステップは、少なくとも略
    １８０ｋｓｉの引張強さを室温において与え、少なくと
    も略１５０ｋｓｉの引張り強さを略１２００°Ｆにおい
    て与えることを特徴とする請求項１２に記載の方法。
  16. 【請求項１６】 前記物体は、環状形状とされているこ
    とを特徴とする請求項１２に記載の方法。
  17. 【請求項１７】 前記物体は、ガスタービンエンジン部
    品であることを特徴とする請求項１２の方法。
  18. 【請求項１８】 前記物体の材料組成が、重量％で、略
    ０．０２〜０．０４のＣ、１７〜２１のＣｒ、略１以下
    のＣｏ、２．８〜３．３のＭｏ＋Ｗ＋Ｒｅ、５．１５〜
    ５．５のＣｂ（Ｎｂ）＋Ｔａ、０．７５〜１．１５のＴ
    ｉ＋Ｖ＋Ｈｆ、０．４〜０．７のＡｌ、略１９以下のＦ
    ｅ、バランス成分のＮｉとされている請求項１３に記載
    の方法。
  19. 【請求項１９】 前記バランス成分は、重量％で、略
    ０．３５以下のＭｎ、略０．１５以下のＳｉ、略０．０
    １以下のＳ、略０．０１５以下のＰ、０．００２〜０．
    ００６のＢ、略０．１０以下のＣｕ、略０．００３０以
    下のＭｇ、略０．０００５以下のＰｂ、略０．００００
    ３以下のＢｉ、略０．０００３以下のＳｅ、略０．００
    ０５以下のＡｇを含有することを特徴とする請求項１８
    に記載の方法。
  20. 【請求項２０】 前記バランス成分は、略０．０１重量
    ％以下のＯと、略０．０１重量％以下のＮをさらに含有
    することを特徴とする請求項１８に記載の方法。
  21. 【請求項２１】 前記熱処理ステップは、ＡＳＴＭ Ｅ
    １２９によって測定した粒子サイズが、実質的にＡＳＴ
    Ｍ５以下の微細構造を有する物体を製造することを特徴
    とする請求項１２に記載の方法。
  22. 【請求項２２】 前記熱処理ステップは、 前記物体を溶体化熱処理するステップと、 前記物体を安定化熱処理するステップと、 前記物体を析出熱処理するステップとを有する請求項１
    ２に記載の方法。
  23. 【請求項２３】 前記物体の硬度は、少なくとも３００
    ＨＢ以上とされていることを特徴とする請求項１に記載
    の物体。
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