KR101355315B1 - 가스 터빈 어플리케이션용 니켈계 합금 - Google Patents

가스 터빈 어플리케이션용 니켈계 합금 Download PDF

Info

Publication number
KR101355315B1
KR101355315B1 KR1020097003753A KR20097003753A KR101355315B1 KR 101355315 B1 KR101355315 B1 KR 101355315B1 KR 1020097003753 A KR1020097003753 A KR 1020097003753A KR 20097003753 A KR20097003753 A KR 20097003753A KR 101355315 B1 KR101355315 B1 KR 101355315B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
weight percent
nickel
based alloy
alloy
ppm
Prior art date
Application number
KR1020097003753A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20090040900A (ko
Inventor
찰스 비온도
제이. 페이지 스트로흘
제페리 더블유. 사무엘손
제하드 이. 푸쉬스
라모나 티. 우로덱
Original Assignee
알스톰 테크놀러지 리미티드
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 알스톰 테크놀러지 리미티드 filed Critical 알스톰 테크놀러지 리미티드
Publication of KR20090040900A publication Critical patent/KR20090040900A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101355315B1 publication Critical patent/KR101355315B1/ko

Links

Images

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
    • 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
    • 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
    • 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%

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)

Abstract

저밀도 및 기본적인 열처리 공정을 가지면서 개선된 강도를 달성하는 가스 터빈 구성요소에 적합한 니켈계 합금이 개시된다. 방향성 응고 및 등축성 캐스팅 양쪽 모두에 제공할 수 있는 합금의 다수의 실시예들이 개시된다. 또한, 개선된 니켈계 합금을 이용하여 캐스트 및 열처리된 아티클을 제조하는 방법이 개시된다.
Figure R1020097003753
열처리 공정, 니켈계 합금, 방향성 응고, 등축성, 고용선, 고상선

Description

가스 터빈 어플리케이션용 니켈계 합금 {NICKEL-BASE ALLOY FOR GAS TURBINE APPLICATIONS}
본 발명은 가스 터빈에 관한 것이다. 특히, 본 발명의 실시예들은 가스 터빈 부품들을 캐스팅하는데 사용하기 위한 니켈계 합금에 관한 것이다.
엔진 부품들을, 특히 터빈 섹션에서의 부품들을 높은 작동 온도 및 응력에 노출시키는 극한의 환경에서 작동하는 가스 터빈 엔진이 알려져 있다. 터빈 부품들이 이들 조건을 견디도록 하기 위해서, 터빈 부품들은 이러한 상승된 온도 및 작동 응력들에 대한 장기간 노출을 견딜 수 있으면서 낮은 터빈 부품들의 유효한 작동 온도로 적정한 냉각을 수용하는 특성을 갖는 재료로 제작되는 것이 필수적이다. 이것은 직접 연소 섹션의 고온 가스 통로 흐름 내에 있는 노즐 또는 베인들 뿐만 아니라 터빈 버킷 또는 블레이드에 특히 해당된다.
가스 터빈 엔진의 효율성을 개선시키는 노력에서, 연료를 더욱 완전하게 태우기 위해서 작동 온도는 연소 섹션 내에서 증가될 수 있다. 결과적으로, 터빈 섹션 내의 온도도 또한 증가된다. 부품의 본래 상태를 손상시키지 않고 고온에서 작동하는 터빈 재료를 위하여, 터빈 부품들에 대한 추가적인 냉각 또는 개선된 재료 특성이 요구된다. 그러나, 터빈 부품들을 냉각시키기 위해 공기를 재지향함으 로써, 연소 공정을 위해 이용가능한 공기의 양은 감소되어, 그 효율성이 낮아진다. 이것은 작동 온도를 상승시킴으로써 가스 터빈 효율을 개선시키는 목적에 대치된다. 그러므로, 본 공기 유동 레벨 및 엔진 효율성을 감소시키지 않고 작동 개선을 제공하는 것이 바람직하다.
또한, 증가된 점화 온도는 재료에서의 구조적 변경을 초래한다. 즉, 주어진 재료에 대해 작동 온도를 증가시킬 때, 하중을 견디는 재료의 능력은 감소된다. 엔진 효율성을 개선시키기 위해 가스 터빈 엔진을 위한 작동 온도가 시간이 지남에 따라 증가됨에 따라, 많은 재료들이 개선된 온도 능력을 갖는 것으로 도입되었다. 하나의 이러한 예는 미국 미시간주 무스케곤에 소재하는 캐논-무스케곤(Canon-Muskegon) 회사에 의해 생산된 CM-247로서 통상 지칭된 합금이다. 이 합금의 형태는 미국 특허 제4,461,659호에서 개시된다. 이 합금은 결정입계 크래킹(grain boundary cracking)을 감소시킴으로써 개선된 강도를 갖는 것으로 개발된 것들 중 하나이다.
가스 터빈 어플리케이션들을 위한 다른 합금 개선은 더 제너럴 일렉트릭 컴파니(The General Electric Company)에 의해 개발되었다. 개선된 고온 부식 저항성을 갖는 니켈계 합금인 GTD-111은 가스 터빈 블레이드 및 베인을 생산하는데 사용하기 위하여 개발되었다. 이 합금의 특성은 미국 특허 제6,416,596호 및 제6,428,637호에서 개시된다.
또한, 개선된 합금에 부가하여, 캐스팅 기술이 버킷 및 노즐 및 다른 가스 터빈 부품들의 강도를 개선시키도록 개발되었다. 가스 터빈 에어포일의 당업자라 면, 주입 캐스팅의 강도 및 임의의 본질적인 취약성이 캐스팅의 결정들 사이의 입계의 위치 및 크기의 함수라는 것을 이해할 것이다. 특히, 캐스팅 기술은, 금속이 주입되고 부품 냉각시에 결정입계가 자유롭게 형성되는 종래의 공정 또는 등축성 공정으로부터, 결정입계를 오직 단일 방향으로 형성하기 위해서, 바람직하게는 <011> 결정학적 방향이 에어포일의 종방향에 평행하게 되도록 금속이 소정 방식으로 주입되고 냉각되는 방향성 응고(DS) 캐스팅 공정으로 진화했다. 결정입계를, 전형적으로는 캐스팅의 가장 취약한 부분을 에어포일 상의 하중에 대체로 직교하는 방향으로 정렬시킴으로써, 캐스팅 강도, 연성 및 열적 피로에 대한 저항성에서의 상당한 개선이 실현된다. 가장 최근에는, 단일 결정 또는 그레인 구조를 형성함으로써 결정입계를 제거하도록 소정 방식으로 캐스팅을 냉각시킴으로써 결정입계를 모두 제거하도록 캐스팅 공정이 향상되었다. 이 형태의 캐스팅은 지금까지는 가장 강한 형태의 캐스팅이지만, 다양한 공정 요건들과 합금 비용으로 인하여 제작하기 위한 가장 값비싼 캐스팅이 된다. 전형적으로, 단일 결정 캐스팅은 극도로 높은 온도가 발견되거나 과도하게 높은 기계적 하중이 존재하거나 터빈 기하학적 구조가 이러한 캐스팅을 지시하게 하는 어플리케이션들에 제한된다. 이용된 캐스팅 공정 및 합금에 대한 부가적인 문제는 요구된 공정에 관련된다. 즉, 관련된 캐스팅 공정 및 합금에 따라, 시간 소모적이고 값비싼 공정들이 특정한 합금의 터빈 부품을 형성하도록 실시되어야만 한다.
합금 개발, 냉각 기술 및 캐스팅 공정에서 상당한 개선이 이루어졌음에도 불구하고, 여전히 더욱 개선될 상당한 여지가 존재한다. 특히, 적어도 현재의 합금 의 특성들은 물론, 개선된 인장 강도, 양호한 캐스트 특성, 감소된 작동 응력 및 낮은 제작 비용을 갖는 합금에 대한 산업상 필요가 존재한다.
본 발명은 개선된 안정성, 기계적 특성 및 낮은 작동 응력을 갖는 가스 터빈 부품들의 생산에 적합한 니켈계 합금의 실시예들을 제공한다. 하나의 이러한 응력 감소는 합금 밀도의 함수인 종방향 응력에서 발견되고, 본 명세서에 개시된 합금에 대한 종방향 응력은 가스 터빈 어플리케이션에 사용된 다른 잘 알려진 합금보다 낮다. 또한, 니켈계 합금은 과도하게 긴 고온 노 일람표를 사용하지 않는 열처리 공정을 겪으며 이러한 열처리가 일어날 수 있는 더 큰 윈도우를 또한 갖는다.
다수의 형태의 인베스트먼트 캐스팅(investment casting)에 적합한 니켈계 합금의 성분들이 개시된다. 이것은 등축성 캐스용 및 방향성 응고(DS) 캐스팅용에 적합한 성분을 포함한다. 본 발명의 다른 태양에서, 니켈계 합금으로부터 캐스트 및 열처리 아티클을 제조하는 방법은 열처리 공정뿐만 아니라 요소 성분을 포함하여 제공된다.
본 발명은 첨부된 도면을 참고하여 이하에서 상세하게 기술된다.
도1은 종래 기술의 합금과 비교한 본 발명의 합금 실시예에 대한 극한 인장 강도 및 항복 강도 대 온도를 도시한 차트이다.
도2는 종래 기술의 합금과 비교한 본 발명의 합금 실시예에 대한 응력 파괴 대 정규화된 시간 및 온도 파라미터를 도시한 차트이다.
도3은 본 발명에 따른 버킷 및 노즐이 존재하는 위치를 식별하는 가스 터빈 엔진의 단면이다.
도4는 본 발명의 실시예에 따른 초합금으로 형성된 버킷의 사시도이다.
도5는 본 발명의 실시예에 따른 초합금으로 형성된 대안적인 버킷의 사시도이다.
도6은 종래 기술의 합금과 비교한 본 발명의 합금의 방향성 응고 실시예에 대한 극한 인장 강도 대 온도를 도시한 차트이다.
도7은 종래 기술의 합금과 비교한 본 발명의 합금의 등축성 실시예에 대한 극한 강도 대 온도를 도시한 차트이다.
도8은 종래 기술의 합금과 비교한 본 발명의 합금의 등축성 실시예에 대한 항복 강도 대 온도를 도시한 차트이다.
도9는 종래 기술의 합금과 비교한 본 발명의 합금의 방향성 응고 실시예에 대한 항복 강도 대 온도를 도시한 차트이다.
도10은 종래 기술의 합금과 비교한 본 발명의 합금의 방향성 응고 실시예에 대한 재료 연신 대 온도를 도시한 차트이다.
도11은 종래 기술의 합금과 비교한 본 발명의 합금의 등축성 실시예에 대한 재료 연신 대 온도를 도시한 차트이다.
도12는 종래 기술의 합금과 비교한 본 발명의 합금의 등축성 실시예로부터 제작된 블레이드의 크리프 파괴 수명을 도시한 차트이다.
본 발명의 주제는 법정 요구사항을 충족시키는 본 명세서의 세부사항이 개시되어 있다. 그러나, 기술 자체로는 본 발명의 범위를 제한하려는 의도는 아니다. 또한, 발명자는 청구된 주제가 본 기술 또는 다른 미래의 기술과 결합하여 본 명세서에 기술된 발명과 다른 단계들 또는 유사한 단계들의 조합을 포함하도록 다른 방식으로 구현될 수 있다는 것을 고려했다. 또한, 용어 "단계(step)" 및/또는 "블록(block)"이 채용된 방법들의 다른 요소들을 의미하도록 본 명세서에 사용될 수 있음에도 불구하고, 용어들은 개별 단계들의 순서가 명시적으로 기술되지 않는 한 그리고 기술될 때를 제외하고 본 명세서에 개시된 다양한 단계들 중에 또는 사이에서 임의의 특정한 순서를 의미하는 것으로 해석되지 않아야 한다.
본 발명은 가스 터빈 부품의 생산 및 캐스트 및 열처리된 니켈계 합금을 제조하는 방법에 적합한 니켈계 합금을 제공한다. 본 발명의 예시적인 실시예가 아래에 기술된다.
명료하게 하기 위해서, 본 발명의 실시예에 대하여 더욱 상세하게 기술될 수 있는 몇몇의 공통 전문용어를 정의하는 것이 바람직하다. 본 명세서에 사용되는 용어로서 "가스 터빈 엔진"은 차량을 추진시키는 스러스트 또는 전기 발생기를 구동시키는 샤프트 파워의 형태로 기계적 출력을 제공하는 엔진이다. 가스 터빈 엔진은 압축기, 하나 이상의 연소기 및 터빈을 전형적으로 포함한다. 본 명세서에 사용되는 용어로서 "블레이드(blade)"는 가스 터빈 엔진의 샤프트에 대하여 회전하는 디스크에 부착된 에어포일(airfoil)이다. 블레이드는 형상화된 에어포일 표면을 따라 지나가는 공기에 의해 압축기를 통해 지나가는 공기 유동을 압축하거나 터 빈의 디스크 및 샤프트를 회전시키는데 사용된다. 용어 "블레이드"는 "버킷(bucket)"과 상호 교체가능하게 흔히 사용되며, 본 명세서에서 사용되고 있지만, 용어의 특성을 제한하려는 의도는 아니다. 본 명세서에 사용된 용어로서 "베인(vane)"은 압축기 및 터빈 섹션들 양쪽에서 전형적으로 발견되며 압축기 또는 터빈을 통해 지나가는 공기의 유동을 재지향하도록 작용하는 고정 에어포일이다. 용어 "베인"은 "노즐(nozzle)"과 상호 교체가능하게 흔히 사용되며, 본 명세서에 그렇게 사용되고 있지만, 용어의 특성을 제한하려는 의도는 아니다. 이들 형태들의 에어포일들은 흔히 액체 금속으로부터 캐스트된다. 금속은 등축성(equiaxed)(EQ) 및 방향성 응고(directionally-solidified)(DS) 캐스팅들을 형성하는 것을 포함하는 다양한 수단 내에 주입되고 냉각된다. 등축성 캐스팅에서, 당업자가 이해할 수 있는 바와 같이, 캐스팅은 응고된 금속의 결정입계가 임의의 방향으로 자유롭게 형성하도록 구속되지 않도록 냉각하는 것이 허용된다. DS 캐스팅에서, 금속은 특정한 방향으로 연장하는 한 세트의 결정입계를 형성하기 위해서 하나의 방향으로 냉각된다.
우수한 캐스팅 특성, 저밀도 및 양호한 안정성을 갖는 합금이 발명자들에 의해 개발되었다. 합금은 이용될 캐스팅 공정의 형태에 따라 수용가능한 화학적 성질의 범위를 갖고, 그 각각은 개선된 기계적 특성을 초래한다. 이것은 레늄(대략 ＄1763.71/kg(＄800.00/파운드)]과 같은 값비싼 원소들 또는 지르코늄 또는 하프늄과 같은 매우 반응성인 원소들에 구애되지 않는 화학적 성질들로 달성되었다.
발명자들에 의해 원래 고안된 바와 같이, 본 발명의 니켈계 합금은 아래의 표1에서 표로 작성된 중량당 성분으로 필수적으로 구성된다.
Figure 112009011296631-pct00001
이 합금의 개발은 값비싸거나 과도한 반응성 합금 첨가물이 없는 유효한 니켈계 합금을 확인하는데 초점을 두었으므로, 합금은 등축성 뿐만 아니라 방향성 응고 부품을 캐스팅하는데 적합하다. 초기에 7개의 화학적 성질들이 방향성 응고 캐스트 슬래브들에서 생산된다.
합금의 기능성에 대하여 중요한 합금 개발 동안 다뤄진 하나의 영역은 합금의 구조적 안정성이었다. 합금은 부서지기 쉬운 상들의 급격한 침전을 이끌 수 있는 사용 중에의 복잡한 고상 반응을 겪는다. 이들 위상적 밀집 패킹된 상들(topologically close packed phases)(TCP)의 형성을 무효로 하도록 합금 화학적 성질을 제어하는 것은 합금 원자당 평균 전자 간격, 즉 NV3로 지칭된 값을 계산함으로써 몇몇 좋은 결과를 갖고 달성될 수 있다. 합금의 구조적 안정성은 SAE AS 5491 REV. B.에 의해 방정식
Figure 112009011296631-pct00002
에 따라 대체로 계산된다. NV3가 높으면 높을 수록, 합금의 안정성은 적어지고, TCP 구조에 더욱더 영향을 받기 쉽다. 종래의 연구들은, 이러한 형태의 가장 안정적인 합금에 대해서도, NV3 〉2.45 내지 2.49라면 TCP 상들이 형성될 수 있다는 것을 보여준다. NV3 〉2.32 내지 2.38이라면, 레네(Rene) 80 및 인콘넬(Inconnel) 738과 같은 몇몇 상용 합금은 불안정하게 된다.
이미 언급한 7개의 화학적 성질에 대해서, 안정성 데이터는 아래의 표2에 기재되어 있다. 기재된 바와 같이, 캐스팅의 형태에 따라, 합금의 금속학적 안정성 요소 또는 구조적 안정성은 2.22 - 2.40의 범위이다.
표2 합금의 제1 라운드의 안정성
Figure 112009011296631-pct00003
비록 합금5 및 합금6은 TCP 상들이 형성되는 것으로 알려진 2.32인 NV3 값을 초과하지 않지만, 예시의 추가적인 리뷰는 약간의 불안정성을 드러낸다. 2.31인 NV3 값을 갖는 합금2는 TCP 상의 조짐이 없으면서 구조적 안정성에 대해 가장 좋은 결과를 보여준다.
니켈계 합금의 기계적 특성을 증가시키기 위해서, 합금을 열처리하는 것이 필수적이다. 본 발명의 니켈계 합금과 같은 침전 강화식 합금(precipitation strengthened alloy)을 열처리하기 위해서, 먼저 γ' 고용선(solvus)에 근접한 온도(그 온도보다 높은 온도에서 주 강화 상 γ'이 용해됨)로 합금을 가열해야 한다. 이것은 통상 용해 열처리로 지칭된다. 더 낮은 에이징(aging) 온도로의 차후의 노출은 기계적 특성을 증가시키는 방식으로 강화 상 γ'이 침전되게 할 것이다. 합금의 강도는 γ' 의 양과 함께 증가한다. 이 분포 및 격자 파라미터는 γ' 침전을 통해 부여될 수 있는 강도의 등급에 영향을 미치는 요인들이다.
열처리 윈도우는, 즉 고용선과 고상선(solidus)(용융이 시작하는 온도) 사이의 차이는 본 발명에서 크게 증가된다. 이러한 윈도우에서는 부품을 용융시키지 않고 안전하게 처리하기 위해서 용해 열처리가 수행되어만 한다. 알루미늄, 티타늄 및 탄탈륨의 양에서의 상대적으로 작은 변화는 γ' 고용선에서 다소 큰 변화를 초래할 수 있다. 만약 합금이 더 높은 레벨의 알루미늄, 티타늄 또는 탄탈륨을 함유한다면, γ' 고용선 온도는 증가하며, 이에 따라 열처리 윈도우를 감소시킨다. γ' 고용선 및 고상선 온도를 결정하기 위해서, 차이 열 분석(differential thermal analyses)(DTA)가 수행된다. 재료 공학의 당업자라면 알 수 있는 바와 같이, DTA는 온도가 상승할 때 샘플 및 열적 비활성 기준 사이의 온도에서의 차이를 측정한다. 이러한 차이의 플롯(plot)은 상 전이, 용융점 및 결정화를 포함하는 샘플 내에서 일어나는 반응 상의 정보를 제공한다. 이들 분석들의 몇몇 전형적인 결과들은 아래의 표3에 도시된다.
표3 열처리 특성들
Figure 112009011296631-pct00004
위의 데이터에서 볼 수 있는 바와 같이, 합금들 중 가장 구조적으로 안정된 합금2의 열처리 윈도우는 큰 열처리 윈도우, 즉 대략 65.56℃(150℉)를 갖는다. 합금 성분에 따라, 열처리 윈도우는 48.89℃(120℉) - 71.11℃(160℉)의 범위일 수 있다. 이러한 큰 윈도우는 합금이 용융의 가능성이 부닥치지 않고 생산 조건들 하에 안정하게 열처리될 수 있는 것을 나타낸다. 대형 배치(batch) 내의 대형 부품을 열처리하는 것이 통상 매우 정확한 온도 제어로 행해질 수 없고, +/- -3.89℃(25℉)만큼 변화되기 때문에, 이것은 특히 결정적이다.
본 발명의 합금을 열처리하는 다른 이점은 합금의 인장 및 크리프 파괴 특성에 대한 것이다. 다른 고온 니켈계 합금들에 대한 경우에서와 같이, 더욱 높은 온 도로 본 발명의 합금을 용해 열처리하거나 더욱 복잡한 에이징 처리를 받게 함으로써 실현되는 인식가능한 장점이 없다고 판단하였다. 본 발명을 통해 개발된 합금은 2시간 +/- 15분 동안 1121.11℃(2050℉) +/- -3.89℃(25℉)에서 용해하고, 이어서 593.33℃(1100℉) 이하로 냉각 가스 담금질(quench)함으로써 열처리된다. 담금질은 아르곤, 헬륨 및 수소를 포함하는 그룹으로부터 선택된 가스 환경에서 일어나는 것이 바람직하다. 그리고 나서, 합금은 1079.44℃(1975℉) +/- -3.89℃(25℉)로 상승되고 4시간 +/- 15분 동안 에이징하며 이어서 593.33℃(1100℉) 이하로 다시 냉각 가스 담금질 된다. 마지막으로, 합금은 843.33℃(1550℉) +/- -3.89℃(25℉)로 상승되고 24시간 +/- 30분 동안 안정화되며 이어서 593.33℃(1100℉) 이하, 그러나 아마도 실내온도로 냉각된다. 이러한 열처리 사이클은 다른 공지의 합금의 열처리 사이클들과 비교하여 상대적으로 낮은 온도에서 일어나고 보다 적은 사이클들을 포함하며, 이에 따라 이러한 사이클을 매우 경제적인 열처리 사이클로 만든다. 이것은 아래의 표4에서 도시된 바와 같이 다른 유사한 합금의 열처리 사이클들에 대해 본 명세서에 기술된 열처리 사이클을 비교함으로써 잘 이해된다.
표4 몇몇의 상용 합금들의 열처리 요건들
Figure 112009011296631-pct00005
캐스트되는 가스 터빈 부품의 형태에 따라, 열처리 사이클의 타이밍이 변화할 수 있다. 예를 들어, 만약 가스 터빈 블레이드 또는 베인이 높은 작동 온도로부터 부가적인 보호를 위하여 열적 배리어 코팅(thermal barrier coating)(TBC)으로 코팅된다면, 열처리 공정에서 제2 및 제3 단계들이 TBC가 적용된 후에 일어날 수 있다. 합금을 1079.44℃(1975℉) +/- -3.89℃(25℉)로 상승시키고 4시간 동안 유지하는 단계는 코팅 공정의 일부로서 코팅을 처리하도록 작용한다.
본 발명의 다른 중요한 특징은 합금의 밀도이다. 가스 터빈 에어포일의 당업자라면 알 수 있는 바와 같이, 에어포일 상의 종방향 응력은 밀도 제곱에 비례하거나, [응력σα(밀도ρ)2]이다. 즉, 에어포일을 제조하는데 사용된 합금 밀도가 낮을수록, 에어포일에 의해 나타난 종방향 응력들은 낮아진다.
합금 2에 대한 특정한 밀도들은 샘플 캐스팅으로부터 계산되고 측정된다. 특정한 화학적 성질 범위에서 밀도를 더욱 정확하게 계산하기 위해서, 방정식이 개 발되었다. 이 방정식은 코발트 및 크롬 레벨에 민감하지 않고 다음과 같이 정의된다.
D = 0.307667639 + (%Mo)(0.000452137) + (%W)(0.001737591) -
(%Al)(0.004497133) - (%Ti)(0.001240936) + (%Ta)(0.002133375)
%Mo는 몰리브덴의 중량 퍼센트와 같고, %W는 텅스텐의 중량 퍼센트와 같고, %Al은 알루미늄의 중량 퍼센트와 같고, %Ti는 티타늄의 중량 퍼센트와 같고, %Ta는 탄탈륨의 중량 퍼센트와 같다.
방정식의 일치 정도는 아래의 표5에서 도시된 바와 같이 계산된 밀도들에 대한 샘플 캐스팅의 측정된 밀도를 비교함으로써 볼 수 있는 바와 같이 우수하다.
표5 실험 합금들의 밀도
Figure 112009011296631-pct00006
이미 기술한 바와 같이, 이 새로운 합금의 밀도는 더 낮은 고유 작동 응력들 때문에 중요하다. 본 발명에서의 합금의 밀도는 8.304 g/cm3(0.30 lb./in3) 이하이 다. 이 합금의 더 낮은 밀도 레벨은 아래의 표6에 도시된 바와 같이 가스 터빈 어플리케이션에서 공통적으로 사용된 다른 합금들에 비교할 때 더 좋게 인식될 수 있다.
표6 다양한 가스 터빈 합금들의 밀도들
Figure 112009011296631-pct00007
합금 밀도에 관한 다른 중요한 요소는 최종 성분 중량 및 주파수(frequency)에 관련된다. 밀도가 낮을수록, 성분의 중량은 낮아진다. 회전하는 터빈 블레이드에 대하여, 블레이드 부착물은 디스크 상에서 견인되는 반면에, 블레이드는 디스크 내에 유지된다. 이러한 견인은 블레이드 중량의 함수이다. 낮은 블레이드 중량은 디스크 상에 더 작은 견인을 갖게 할 수 있고, 결과적으로 더 낮은 부착물 응력들을 갖게 한다.
블레이드이든 베인이든 간에 밀도는 에어포일의 자연 주파수에 영향을 미친다. 당업자라면 알 수 있는 바와 같이, 에어포일의 자연 주파수는 엔진의 임계 주파수(분당 3600 회전에서 작동하는 엔진에 대해 60 Hz)를 벗어나 유지되어야 한다는 점에서 결정적이다. 에어포일은 엔진의 작동 주파수(본 실시예에서 60 Hz)를 벗어나도록 의도되어야 할 뿐만 아니라, 엔진의 임의의 배수(예를 들어, 120 Hz, 180 Hz)를 벗어나도록 의도되어야 한다. 고밀도를 갖는 합금으로부터 제조된 본 발명의 터빈 블레이드는 엔진의 주파수보다 약간 큰 자연 주파수를 갖는다. 만약 블레이드 또는 베인이 엔진의 자연 주파수 또는 자연 주파수의 임의의 배수에서 장기간 동안 존재한다면, 블레이드의 파손이 높은 사이클 피로로 인하여 일어날 수 있다. 저밀도 합금으로부터 터빈 블레이드/베인을 제작하는 것은 부품 중량 및 블레이드에 대한 부착물 응력을 감소시킬 뿐만 아니라 그 자연 주파수를 상승시키며, 이것은 엔진 주파수로부터 블레이드 또는 베인 주파수를 더 멀리 이동시킴으로써, 높은 사이클 피로 파괴의 가능성을 감소시킨다.
제1 라운드의 합금들에 대한 2개의 데이터 지점의 기계적 특성은 아래의 표7 및 표8에서 도시된다. 표7은 426.67℃(800℉) 및 760℃(1400℉)에서의 극한 인장 강도(UTS) 데이터 및 항복 강도(YS) 데이터를 나타내는 반면에, 표8은 760℃(1400℉)에서의 크리프 파괴 데이터를 나타낸다. 이들 각각의 표들은 "기준 라인(baseline)"으로 지칭된 데이터를 포함한다. 개발된 합금과 기준 라인 합금 및 GTD-111 사이의 다음의 표들 및 도면들에서 비교가 이루어진다. 기준 라인은 임의의 에어포일 생산에서 양수인에 의해 현재 사용된 합금이며, GTD-111의 특성과 유사한 특성을 갖는다.
이미 기술된 바와 같이, 이러한 개발 프로그램의 목적은 개선된 강도를 갖고 개선된 안정성을 갖고 낮은 생산비용이 드는 안정한 합금을 생산하는 것이다. 표7을 참조하면, 기준 라인 합금과 마찬가지로 합금2의 2개의 캐스팅 시험이 기준 라인 합금과 마찬가지로 강조되었다. 데이터로부터 알 수 있는 바와 같이, 합금2(양 쪽의 캐스팅 시험들)은 426.67℃(800℉) 저온에서 기준 라인 합금의 대략 3% 내에서 UTS를 갖지만, 더 높은 YS를 갖는다. 합금7이 더 높은 UTS를 갖지만, 더 작은 열처리 윈도우[57.22℃(135℉) 대 합금2의 67.22℃(153℉)]를 갖는다. 합금3은 합금 2보다 더 작은 열처리 윈도우를 갖고 더 낮은 UTS를 갖는다. 다른 개발 합금들에서의 단점은 더 높은 작동 온도에서 분명해진다.
760℃(1400℉) 에 근접한 전형적인 터빈 작동 온도에서, 합금2(양쪽 캐스팅 시험들)는 기준 라인보다 더 높은 UTS 및 YS를 갖는다. 또한, 이미 기술한 바와 같이, 합금2는 완전하게 구조적으로 안정되고 가장 높은 열처리 윈도우를 가져서, 자체적으로 양호한 제작 조건을 제공한다. 도시된 바와 같이, 760℃(1400℉)에서의 다른 합금들은 표2에서 이미 기술되고 아래에서 재논의된 바와 같이 합금2의 강도를 가지지 않거나 구조적 불안정성(TCP 상)을 나타내기 시작한다.
표7 합금 캐스팅 시험 기계적 특성
Figure 112009011296631-pct00008
다양한 합금들의 강도에 더하여, 합금 능력의 다른 측정은 크리프 파괴(아래의 표8에 도시)이다. 크리프는 상승된 온도에서 인가된 일정한 하중/응력으로 인한 결정학적인 방향을 따라 일어나는 슬립(slip)에 의해 일어난 소성 변형이다. 크리프는 변형을 일으키도록 하중 및 온도 하에서 필요한 변형율 및 시간의 수로 측정되는 것이 전형적이다. 표8에서의 데이터로부터, 모든 합금들이 0.5%, 1%, 2% 및 5% 크리프 변형에 대해 클리프 수명 및 시간의 수에 대한 개선을 보여준다는 것을 알 수 있다. 합금3이 합금 2보다 양호한 크리프 수명을 도시함에도 불구하고, 합금3은 표7에 도시된 바와 같이 열처리 윈도우 및 구조적 안정성에 대하여 다른 단점들을 갖는다.
표8 합금 캐스팅 시험 크리프 파손 데이터
Figure 112009011296631-pct00009
이 데이터 및 다른 데이터로부터, 합금2가 필요한 강도, 구조적 안정성을 제공하고 제작에 더욱 우호적인 공정을 허용하는 양호한 성분이라는 것이 결정되었다.
이어서, 합금 2의 다른 분석 및 개발이 최종 성분을 결정하도록 행해졌다. 특히, 4개의 작은 가열[13.61 kg(30 lb) 가열]은 방향성 응고 슬래브로서 캐스트 되고 평가되었다. 이들 크기의 가열은 전형적인 가스 터빈 캐스팅 어플리케이션에 대한 크기 및 중량의 보다 대표적인 것으로서 선택된다. 이들 가열에 대하여, 전자 간격 수(NV3)는 2.220 - 2.280의 범위이다. 이들 4개의 합금들의 최종 화학적 성질은 다음의 표9에서 도시된다.
표9 합금2 변형들의 화학적 성질들
Figure 112009011296631-pct00010
합금 2A - 2D의 기계적 특성들은 양호한 합금을 결정하도록 기준 라인과 비교된다. 표10을 참조하면, 합금2C가 760℃(1400℉)에서 횡방향의 개선된 YS 뿐만 아니라 426.67℃(800℉)에서 기준 라인에 대한 개선된 YS 및 UTS를 제공한다는 것을 알 수 있다. 합금 2C 특성 대 GTD-111의 플롯은 도1에 도시된다. 합금 2C 및 2D에 대한 응력 파괴 데이터는 도2에서 GTD-111 및 기준 라인 합금과 비교된다. 이러한 차트로부터 합금2C는 기준 라인의 응력 파괴 수명보다 더 큰 응력 파괴 수명을 갖고 같은 방식으로 GTD-111의 응력 파괴 수명과 유사하다는 것을 알 수 있다.
표10 GTD 111 DS 와 비교한 본 발명의 실험 합금2 변형들의 인장 특성들
Figure 112009011296631-pct00011
합금2가 양호한 합금이고, 특히 합금2C가 426.67℃(800℉)에서 개선된 인장 강도로 인하여 양호한 원소 성분이라는 것을 결정함에 따라, 합금의 생산 크기가 방향성 응고(DS) 및 종래의 또는 등축성 캐스팅 양쪽에서 생성될 수 있다는 것을 증명하는 것이 바람직하다. 생산 크기설정 캐스팅을 평가하기 위해서, 2개의 172.82 kg(380 lb.) 마스터 합금 가열이 생성된다. 인베스트멘트 캐스팅(investment casting)의 당업자라면 알 수 있는 바와 같이, DS 대 등축성 캐스팅 의 다른 응고 기술로 본 발명과 같은 니켈계 합금을 캐스트하기 위해서, 탄소 함유량을 변형시키는 것이 필요하다. 특히, 등축성 캐스팅은 대략 0.07 - 0.10%의 보다 큰 탄소 함유량을 요구하는 반면에, DS 캐스팅은 대략 0.03 - 0.06% 만을 요구한다. 각각의 구성으로 캐스트된 샘플 가열에 대하여, 화학적 분석들이 아래의 표11에서 도시된다.
표11 400 lb 생성 가열의 화학적 분석
Figure 112009011296631-pct00012
합금2C가 DS 및 등축성 방식으로 성공적으로 캐스트될 수 있다는 결론을 지음에 따라, 합금 개발에서의 다음 단계는 캐스팅 시험 가열로부터 캐스팅 시험 가스 터빈 부품들로 이동되는 것이다. 전형적인 가스 터빈 엔진의 단면은 기록된 엔진의 각 단면으로 도3에 도시되어 있다. 합금2C에 대하여, 제너럴 일렉트릭 프레 임 7FA 2차 스테이지 및 3차 스테이지 터빈에 적합한 터빈 섹션으로부터의 2개의 블레이드들이 캐스트되었다. 2차 스테이지 블레이드는 길이가 대략 45.72 cm(18 인치)이고 각각의 중량은 대략 4.54 kg(10 lbs) 이다. 이 형태의 가스 터빈 블레이드의 도표는 도4에 도시되어 있다. 이러한 블레이드는 블레이드에 의해 발생된 작동 온도 및 응력 레벨로 인해 방향성 응고 방식으로 캐스트되는 것이 전형적이다. 그것은 본 명세서에 개시된 합금의 밀도보다 더 높은 밀도를 갖는 니켈계 합금인 CM247로부터 캐스트되며, CM247의 세부사항은 이미 개시되어 있고 미국 특허 제4,461,659호에서 개시된다. CM247에서 이러한 에어포일 캐스트에 대한 평균 생성 수율(수용가능한 캐스팅의 %)은 대략 80%이다. 이러한 스테이지 터번 블레이드에 대한 시험 캐스팅은 100% 수율을 초래한다. 샘플 크기가 작음에도 불구하고, 이러한 수율은 생성 세팅에서 약간 다를 것이라는 징후는 없다.
3차 스테이지 블레이드에 관하여, 길이가 대략 58.42 cm(23 인치)이고 중량이 대략 11.79 kg(26 lbs)이다. 가스 터번 블레이드의 도표는 도5에 도시되어 있다. 이러한 블레이드는 또한 CM 247로부터 종래의 또는 등축성 방식으로 캐스트되는 것이 전형적이다. 그러나, 이러한 부분으로부터의 전형적인 수율은 CM247로부터 캐스트될 때 단지 대략 20%이다. 본 발명의 합금을 이용하면 캐스팅 수율이 100%까지 상승한다. 샘플 크기가 작음에도 불구하고, 이러한 수율이 생성 세팅에서 약간 다를 것이라는 징후는 없다.
추가적인 시험 및 분석을 통해, 약간의 변형들이 재료 특성들을 더욱 개선시킬 뿐만 아니라 더 많이 생성가능한 성분을 얻도록 합금2C의 성분에 대해 실시된 다. 최종 성분은 등축성 및 DS 형태 사이에서 약간 차이가 있지만, 아래의 표12에서 열거된 합금 성분에 의해 양쪽 모두 커버된다.
Figure 112009011296631-pct00013
이러한 분석 및 시험을 통해, 등축성 및 방향성 응고 형태로 합금2C의 재료 특성들이 양호하게 이해된다. 합금2C의 등축성 형태는 PSM116으로 설계되고, 합금2C의 DS 형태는 PSM117로 설계된다. PSM117은 종방향 및 횡방향 양쪽 모두에 대해 분석된다. 당업자라면, "종방향" 또는 "종(long)"은 결정입계를 따르는 것으로 지칭되는 반면에, "횡방향" 또는 "횡(trans)"은 결정입계에 대해 90도 방향이다. 원소 농도에서의 작은 변형들, 몇몇의 증가, 몇몇의 감소를 포함하는 등축성 및 DS 합금의 생성 형태를 일으키도록 변형들이 이루어진다. 생성 견본들의 기계적 시험 에 따라, 극한 인장 강도가 합금2C 및 종래 기술 합금 GTD-111보다 개선되었다는 것이 결정되었다. 이것은 대개 648.89℃(1200℉)보다 큰 터빈 블레이드의 작동 스펙트럼의 상부 단부에서서의 등축성 및 DS 형태 양쪽 모두에 대하여 실현되었다(도6 및 도7 참조). 도7에서 볼 수 있는 바와 같이, 본 발명의 합금의 등축성 형태는 캐논-무스케곤(Canon-Muskegon) 247 및 인콘넬(Inconnel) 738과 비교하여 온도 프로파일의 대부분보다 큰 개선된 극한 인장 강도를 또한 갖는다.
또한, 동일한 작동 스펙트럼에 대해서, 등축성 합금인 PSM116의 항복 강도는 합금2C, 종래 기술 합금 GTD-111, CM-247 및 IN-738의 항복 강도보다 약간 개선되었다(도8에서 도시됨). 도9를 참조하면, 종래 기술 합금 GTD-111에 비교되는 항복 강도에서의 유사한 개선이 본 발명 합금의 DS 견본에 대해 볼 수 있다. 작동 덮개의 상부 단부에서의 항복 강도 및 극한 강도에서의 이들 개선들은 이러한 합금으로부터 제작된 터빈 블레이드가 이들 고온[648.89℃(1200℉) 이상]에서 작동하는 경향이 있기 때문에 중요하다.
이제 도10 및 도11을 참조하면, 상승된 온도 하에서의 재료의 연신이 본 발명의 방향성 응고 및 등축성 형태에 대하여 각각 도시되어 있다. 일반적으로, 합금의 양쪽 형태에 대해서, 연신율은 더 낮은 온도에서보다 더 높은 작동 온도에서 더 크다. 도10을 참조하면, 합금의 DS 형태는 종래 기술 합금 GTD-111의 연신보다 약간 더 큰 연신을 갖는다. 그러나, 더 높은 작동 온도인 대략 760℃(1400℉) 이상에서, DS 형태(PSM117)의 연신율은 GTD-111의 연신율보다 작다. 이러한 배열은 가스 터빈 기술에서 가장 바람직하다. 고온에서 작동하는 터빈 블레이드 및 베인 에 대해서, 더 작은 크기의 연신을 갖는 것은 더 강한 부품을 가리킨다. 도11에서는, 본 발명의 합금의 등축성 형태인 PSM116에 대한 연신율 대 온도가 도시된다. 연신율은 종래 기술 합금과 비교하여 온도 프로파일의 대부분을 가로질러 등축성 합금에 대해 더 높다.
도12를 참조하면, 본 발명의 합금으로부터의 부가적인 이점은 합금으로부터 형성된 블레이드의 스팬 비율(percent span)보다 큰 크리프 파괴 수명의 견지에서 도시되어 있다. 부품의 수명은 파괴가 일어날 때까지 시간의 견지에 측정된다. 도12에서 볼 수 있는 바와 같이, 주어진 온도 및 기계적 하중에 대해서, 합금2C의 등축성 형태인 PSM116은 종래 기술 합금 GTS-111의 등축성 형태와 비교하여 합금으로부터 형성된 블레이드의 루트(route)로부터 적어도 80% 스팬 위치까지 파괴 수명(비차원 크기 도시됨)에서의 개선을 도시한다.
개시되어 있는 합금 성분에 부가하여, 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클을 제조하는 방법은 이미 기술된 성분 레벨과 일치하는 합금을 제공하는 단계와 합금을 이미 개시된 열처리 공정으로 실시하는 단계를 포함하여 개시된다.
본 발명은 특정한 실시예에 대하여 기술되었고, 이것은 모든 태양들에서 제한하기보다는 예시하려는 의도이다. 대안적인 실시예들이 본 발명의 범위를 벗어니지 않고 속한다는 것을 당업자에게는 명백해질 것이다.
전술한 것으로부터, 본 발명은 시스템 및 방법에 대해 명백하고 선천적인 다른 장점들과 함께 위에서 개시된 모든 결과들 및 목적들을 달성하는데 적합한 것임을 알 수 있을 것이다. 일정한 형상들 및 부 조합들이 이용될 수 있고 다른 형상 들 및 부 조합들을 참조하지 않고 채용될 수 있다는 것을 이해할 것이다. 이것은 청구범위에 의해 그리고 청구범위 내에서 고려된다.

Claims (25)

  1. 알루미늄 3.35 - 3.65 중량 퍼센트,
    티타늄 4.85 - 5.15 중량 퍼센트,
    탄탈륨 2.30 - 2.70 중량 퍼센트,
    크롬 11.50 - 12.50 중량 퍼센트,
    코발트 11.50 - 12.50 중량 퍼센트,
    철 0.0 - 0.15 중량 퍼센트,
    구리 0.0 - 0.10 중량 퍼센트,
    텅스텐 3.3 - 3.7 중량 퍼센트,
    몰리브덴 1.70 - 2.10 중량 퍼센트,
    탄소 0.04 - 0.12 중량 퍼센트,
    붕소 0.010 - 0.020 중량 퍼센트,
    지르코늄 0.0 - 20 ppm(100만분의 1) 중량 퍼센트,
    하프늄 0.0 - 0.05 중량 퍼센트,
    황 0.0 - 0.0012 중량 퍼센트,
    질소 0.0 - 25 ppm 중량 퍼센트,
    산소 0.0 - 10 ppm 중량 퍼센트 및
    니켈 및 부수적인 불순물을 그 나머지로 필수적으로 구성하여 이루어지는 가스 터빈 부품들의 생산을 위한 니켈계 합금.
  2. 제1항에 있어서, 상기 탄소 성분은 0.08 - 0.12 중량 퍼센트이고, 상기 지르코늄 성분은 최대 10 ppm 중량 퍼센트인 니켈계 합금.
  3. 제2항에 있어서, 최대 0.05 중량 퍼센트의 실리콘 성분을 더 포함하는 니켈계 합금.
  4. 제3항에 따른 니켈계 합금을 용융함으로써 생성된 등축성 캐스팅.
  5. 제4항에 있어서, 가스 터빈 버킷, 노즐 및 다이어프램 중 하나를 포함하는 등축성 캐스팅.
  6. 제1항에 있어서, 상기 탄소 성분은 0.04 - 0.07 중량 퍼센트이고, 상기 황 성분은 최대 10 ppm 중량 퍼센트이고, 상기 질소 성분은 최대 10 ppm 중량 퍼센트인 니켈계 합금.
  7. 제6항에 있어서, 최대 0.06 중량 퍼센트의 실리콘 성분, 최대 15 ppm 중량 퍼센트의 인 성분, 및 최대 1 ppm 중량 퍼센트의 납 성분을 더 포함하는 니켈계 합금.
  8. 제7항에 따른 니켈계 합금을 용융함으로써 생성된 방향성 응고 캐스팅.
  9. 제8항에 있어서, 가스 터빈 버킷, 노즐 및 다이어프램 중 하나를 포함하는 방향성 응고 캐스팅.
  10. 삭제
  11. 삭제
  12. 삭제
  13. 삭제
  14. 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클을 제조하는 방법이며,
    알루미늄 3.35 - 3.65 중량 퍼센트,
    티타늄 4.85 - 5.15 중량 퍼센트,
    탄탈륨 2.30 - 2.70 중량 퍼센트,
    크롬 11.50 - 12.50 중량 퍼센트,
    코발트 11.50 - 12.50 중량 퍼센트,
    철 0.0 - 0.15 중량 퍼센트,
    구리 0.0 - 0.10 중량 퍼센트,
    텅스텐 3.3 - 3.7 중량 퍼센트,
    몰리브덴 1.70 - 2.10 중량 퍼센트,
    탄소 0.04 - 0.12 중량 퍼센트,
    붕소 0.010 - 0.020 중량 퍼센트,
    지르코늄 0.0 - 20 ppm(100만분의 1) 중량 퍼센트,
    하프늄 0.0 - 0.05 중량 퍼센트,
    황 0.0 - 0.0012 중량 퍼센트,
    질소 0.0 - 25 ppm 중량 퍼센트,
    산소 0.0 - 10 ppm 중량 퍼센트 및
    니켈 및 부수적인 불순물을 그 나머지로 필수적으로 구성하여 이루어지는 상기 니켈계 합금을 제공하는 단계와,
    상기 니켈계 합금을 1121.11℃(2050℉) +/- -3.89℃(25℉)로 상승시키고 2시간 +/- 15분 동안 유지시키는 단계와,
    상기 니켈계 합금을 593.33℃(1100℉) 이하로 가스 담금질에 의해 냉각시키는 단계와,
    상기 니켈계 합금을 1079.44℃(1975℉) +/- -3.89℃(25℉)로 상승시키고 4시간 +/- 15분 동안 유지시키는 단계와,
    상기 니켈계 합금을 593.33℃(1100℉) 이하로 가스 담금질에 의해 냉각시키는 단계와,
    상기 니켈계 합금을 843.33℃(1550℉) +/- -3.89℃(25℉)로 상승시키고 24시간 +/- 30분 동안 유지시키는 단계와,
    상기 니켈계 합금을 593.33℃(1100℉) 이하로 냉각시키는 단계를 포함하는 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클 제조 방법.
  15. 제14항에 있어서, 상기 탄소 성분은 0.08 - 0.12 중량 퍼센트이고, 상기 지르코늄 성분은 최대 10 ppm 중량 퍼센트인 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클 제조 방법.
  16. 제15항에 있어서, 최대 0.05 중량 퍼센트의 실리콘 성분을 더 포함하는 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클 제조 방법.
  17. 제16항에 있어서, 상기 니켈계 합금이 용융되어 등축성 캐스팅이 생성되도록 가스 터빈 버킷, 노즐 또는 다이어프램을 캐스트하는 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클 제조 방법.
  18. 제14항에 있어서, 상기 탄소 성분은 0.04 - 0.07 중량 퍼센트이고, 상기 황 성분은 최대 10 ppm 중량 퍼센트이고, 상기 질소 성분은 최대 10 ppm 중량 퍼센트인 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클 제조 방법.
  19. 제18항에 있어서, 상기 니켈계 합금이 용융되어 방향성 응고 캐스팅이 생성되도록 가스 터빈 버킷, 노즐 또는 다이어프램을 캐스트하는 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클 제조 방법.
  20. 제14항에 있어서, 상기 니켈계 합금을 1079.44℃(1975℉) +/- -3.89℃(25℉)로 상승시키고 4시간 +/- 15분 동안 유지시키는 공정과, 상기 니켈계 합금을 593.33℃(1100℉) 이하로 가스 담금질에 의해 냉각시키는 공정과, 상기 니켈계 합금을 843.33℃(1550℉) +/- -3.89℃(25℉)로 상승시키고 24시간 +/- 30분 동안 유지시키는 공정과, 상기 니켈계 합금을 593.33℃(1100℉) 이하로 냉각시키는 공정은 상기 니켈계 합금이 열적 배리어 코팅을 수용한 이후에 수행되는 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클 제조 방법.
  21. 제14항에 있어서, 상기 니켈계 합금은 65.56℃(150℉)의 열처리 윈도우를 갖는 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클 제조 방법.
  22. 제14항에 있어서, 상기 니켈계 합금의 금속학적 안정성 요소는
    Figure 112009011296631-pct00014
    라는 방정식으로 나타나고, 여기서 NV3는 2.22 - 2.40인 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클 제조 방법.
  23. 제14항에 있어서, 상기 니켈계 합금은 밀도
    D = 0.307667639 + (%Mo)(0.000452137) + (%W)(0.001737591) -
    (%Al)(0.004497133) - (%Ti)(0.001240936) + (%Ta)(0.002133375)를 가지며,
    %Mo = 몰리브덴의 중량 퍼센트,
    %W = 텅스텐의 중량 퍼센트,
    %Al = 알루미늄의 중량 퍼센트,
    %Ti = 티타늄의 중량 퍼센트,
    %Ta = 탄탈륨의 중량 퍼센트인 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클 제조 방법.
  24. 제23항에 있어서, 상기 밀도는 8.304 g/cm3(0.30 lb/in3) 이하인 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클 제조 방법.
  25. 제14항에 있어서, 상기 냉각을 위한 상기 가스는 아르곤, 헬륨 및 수소를 포함하는 그룹으로부터 선택되는 니켈계 합금의 캐스트 및 열처리 아티클 제조 방법.
KR1020097003753A 2006-07-25 2007-07-25 가스 터빈 어플리케이션용 니켈계 합금 KR101355315B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US11/492,423 2006-07-25
US11/492,423 US9322089B2 (en) 2006-06-02 2006-07-25 Nickel-base alloy for gas turbine applications
PCT/US2007/074320 WO2008091377A2 (en) 2006-07-25 2007-07-25 Nickel-base alloy for gas turbine applications

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20090040900A KR20090040900A (ko) 2009-04-27
KR101355315B1 true KR101355315B1 (ko) 2014-01-23

Family

ID=39645015

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020097003753A KR101355315B1 (ko) 2006-07-25 2007-07-25 가스 터빈 어플리케이션용 니켈계 합금

Country Status (12)

Country Link
US (1) US9322089B2 (ko)
EP (1) EP2069546A4 (ko)
JP (1) JP5322933B2 (ko)
KR (1) KR101355315B1 (ko)
CN (1) CN101517107B (ko)
AU (1) AU2007345231C1 (ko)
BR (1) BRPI0715480A2 (ko)
CA (1) CA2658848C (ko)
MX (1) MX2009001016A (ko)
RU (1) RU2443792C2 (ko)
WO (1) WO2008091377A2 (ko)
ZA (1) ZA200901205B (ko)

Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8226886B2 (en) 2009-08-31 2012-07-24 General Electric Company Nickel-based superalloys and articles
WO2011047714A1 (de) * 2009-10-20 2011-04-28 Siemens Aktiengesellschaft Legierung zur gerichteten erstarrung und bauteil aus stängelförmigen kristallen
CN102107260B (zh) * 2010-12-07 2012-07-04 陕西宏远航空锻造有限责任公司 一种等温锻造用大型k403高温合金模具的铸造方法
PL2581059T3 (pl) 2011-10-12 2017-08-31 Erbe Elektromedizin Gmbh Instrument chirurgiczny o zwiększonej niezawodności
US9573228B2 (en) 2011-11-03 2017-02-21 Siemens Energy, Inc. Ni—Ti—CR near ternary eutectic alloy for gas turbine component repair
CN104220626B (zh) * 2012-03-27 2017-09-26 通用电器技术有限公司 制造由单晶或定向凝固镍基超级合金制成的构件的方法
US8430981B1 (en) * 2012-07-30 2013-04-30 Saes Smart Materials Nickel-titanium Alloys, related products and methods
US10519529B2 (en) 2013-11-20 2019-12-31 Questek Innovations Llc Nickel-based alloys
GB201400352D0 (en) 2014-01-09 2014-02-26 Rolls Royce Plc A nickel based alloy composition
RU2539643C1 (ru) * 2014-02-19 2015-01-20 Открытое акционерное общество Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" ОАО НПО "ЦНИИТМАШ" Жаропрочный сплав на основе никеля для изготовления лопаток газотурбинных установок и способ его термической обработки
JP6528926B2 (ja) 2014-05-21 2019-06-12 株式会社Ihi 原子力施設の回転機器
RU2562202C1 (ru) * 2014-06-11 2015-09-10 Открытое акционерное общество Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" ОАО НПО "ЦНИИТМАШ" Состав шихтовой заготовки жаропрочного сплава на основе никеля с равноосной структурой для литья рабочих лопаток газотурбинных установок
JP5869624B2 (ja) * 2014-06-18 2016-02-24 三菱日立パワーシステムズ株式会社 Ｎｉ基合金軟化材及びＮｉ基合金部材の製造方法
RU2567078C1 (ru) * 2014-08-28 2015-10-27 Открытое акционерное общество Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" ОАО НПО "ЦНИИТМАШ" Литая рабочая лопатка с монокристаллической структурой, жаропрочный сплав на основе никеля для изготовления замковой части рабочей лопатки и способ термообработки литой лопатки
US20160362775A1 (en) * 2014-09-30 2016-12-15 United Technologies Corporation Multi-Phase Pre-Reacted Thermal Barrier Coatings and Process Therefor
US10041146B2 (en) * 2014-11-05 2018-08-07 Companhia Brasileira de Metalurgia e Mineraçäo Processes for producing low nitrogen metallic chromium and chromium-containing alloys and the resulting products
RU2581339C1 (ru) * 2014-12-19 2016-04-20 Открытое акционерное общество Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" ОАО НПО "ЦНИИТМАШ" Лопатка газотурбинной установки из жаропрочного сплава на основе никеля и способ ее изготовления
EP3042973B1 (en) 2015-01-07 2017-08-16 Rolls-Royce plc A nickel alloy
GB2539957B (en) 2015-07-03 2017-12-27 Rolls Royce Plc A nickel-base superalloy
US10633991B2 (en) * 2016-01-15 2020-04-28 DOOSAN Heavy Industries Construction Co., LTD Nozzle box assembly
GB2554671B (en) * 2016-09-30 2019-02-20 British Telecomm WLAN Extender placement
RU2633679C1 (ru) * 2016-12-20 2017-10-16 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") Литейный жаропрочный сплав на никелевой основе и изделие, выполненное из него
GB2573572A (en) * 2018-05-11 2019-11-13 Oxmet Tech Limited A nickel-based alloy
RU2678352C1 (ru) * 2018-05-15 2019-01-28 Акционерное общество "Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения", АО "НПО "ЦНИИТМАШ" Жаропрочный сплав на основе никеля для литья рабочих лопаток газотурбинных установок
US11339458B2 (en) * 2019-01-08 2022-05-24 Chromalloy Gas Turbine Llc Nickel-base alloy for gas turbine components
RU2751039C1 (ru) * 2020-07-23 2021-07-07 Нуово Пиньоне Текнолоджи Срл Сплав с высокой стойкостью к окислению и применения для газовых турбин с использованием этого сплава

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4461659A (en) 1980-01-17 1984-07-24 Cannon-Muskegon Corporation High ductility nickel alloy directional casting of parts for high temperature and stress operation
US20020005233A1 (en) 1998-12-23 2002-01-17 John J. Schirra Die cast nickel base superalloy articles
US20040109786A1 (en) 2002-12-06 2004-06-10 O'hara Kevin Swayne Nickel-base superalloy composition and its use in single-crystal articles
US20060137179A1 (en) 2004-12-23 2006-06-29 General Electric Company Repair of gas turbine blade tip without recoating the repaired blade tip

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB943141A (en) * 1961-01-24 1963-11-27 Rolls Royce Method of heat treating nickel alloys
US3929467A (en) * 1973-05-21 1975-12-30 Int Nickel Co Grain refining of metals and alloys
US6416596B1 (en) * 1974-07-17 2002-07-09 The General Electric Company Cast nickel-base alloy
US4169742A (en) * 1976-12-16 1979-10-02 General Electric Company Cast nickel-base alloy article
DE3162552D1 (en) 1980-01-17 1984-04-19 Cannon Muskegon Corp Nickel base alloy and turbine engine blade cast therefrom
US5399313A (en) * 1981-10-02 1995-03-21 General Electric Company Nickel-based superalloys for producing single crystal articles having improved tolerance to low angle grain boundaries
US4529452A (en) * 1984-07-30 1985-07-16 United Technologies Corporation Process for fabricating multi-alloy components
US4888064A (en) * 1986-09-15 1989-12-19 General Electric Company Method of forming strong fatigue crack resistant nickel base superalloy and product formed
US5228284A (en) * 1988-12-06 1993-07-20 Allied-Signal Inc. High temperature turbine engine structure
JP3232084B2 (ja) 1989-07-05 2001-11-26 ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ 耐疲れ亀裂性ニッケル基超合金の製造方法およびその製品
US5662749A (en) * 1995-06-07 1997-09-02 General Electric Company Supersolvus processing for tantalum-containing nickel base superalloys
RU2112069C1 (ru) 1996-06-14 1998-05-27 Акционерное общество открытого типа "Пермские моторы" Литейный жаропрочный сплав на основе никеля
US5989733A (en) * 1996-07-23 1999-11-23 Howmet Research Corporation Active element modified platinum aluminide diffusion coating and CVD coating method
US5938863A (en) 1996-12-17 1999-08-17 United Technologies Corporation Low cycle fatigue strength nickel base superalloys
KR100862346B1 (ko) * 2000-02-29 2008-10-13 제너럴 일렉트릭 캄파니 니켈계 초합금 및 그로부터 제조된 터빈 구성요소
US20030111138A1 (en) * 2001-12-18 2003-06-19 Cetel Alan D. High strength hot corrosion and oxidation resistant, directionally solidified nickel base superalloy and articles
CA2479774C (en) * 2002-03-27 2012-09-04 National Institute For Materials Science Ni-base directionally solidified and single-crystal superalloy
US6902633B2 (en) * 2003-05-09 2005-06-07 General Electric Company Nickel-base-alloy
US6866727B1 (en) * 2003-08-29 2005-03-15 Honeywell International, Inc. High temperature powder metallurgy superalloy with enhanced fatigue and creep resistance
KR20060045542A (ko) * 2004-04-07 2006-05-17 유나이티드 테크놀로지스 코포레이션 내산화성 초합금 및 제품

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4461659A (en) 1980-01-17 1984-07-24 Cannon-Muskegon Corporation High ductility nickel alloy directional casting of parts for high temperature and stress operation
US20020005233A1 (en) 1998-12-23 2002-01-17 John J. Schirra Die cast nickel base superalloy articles
US20040109786A1 (en) 2002-12-06 2004-06-10 O'hara Kevin Swayne Nickel-base superalloy composition and its use in single-crystal articles
US20060137179A1 (en) 2004-12-23 2006-06-29 General Electric Company Repair of gas turbine blade tip without recoating the repaired blade tip

Also Published As

Publication number Publication date
EP2069546A2 (en) 2009-06-17
US20100080729A1 (en) 2010-04-01
EP2069546A4 (en) 2017-02-08
AU2007345231A1 (en) 2008-07-31
RU2009106443A (ru) 2010-08-27
JP5322933B2 (ja) 2013-10-23
WO2008091377A2 (en) 2008-07-31
AU2007345231B2 (en) 2011-06-30
CA2658848C (en) 2018-05-15
ZA200901205B (en) 2010-04-28
JP2010507725A (ja) 2010-03-11
BRPI0715480A2 (pt) 2014-05-20
US9322089B2 (en) 2016-04-26
WO2008091377A3 (en) 2008-12-24
MX2009001016A (es) 2009-03-13
RU2443792C2 (ru) 2012-02-27
CA2658848A1 (en) 2008-07-31
AU2007345231C1 (en) 2011-10-27
KR20090040900A (ko) 2009-04-27
CN101517107B (zh) 2011-08-03
CN101517107A (zh) 2009-08-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101355315B1 (ko) 가스 터빈 어플리케이션용 니켈계 합금
EP0789087B1 (en) High strength Ni-base superalloy for directionally solidified castings
JP4885530B2 (ja) 高強度高延性Ｎｉ基超合金と、それを用いた部材及び製造方法
US4935072A (en) Phase stable single crystal materials
US6755921B2 (en) Nickel-based single crystal alloy and a method of manufacturing the same
US20090123290A1 (en) Ni-based alloy member, method of producing the alloy member, turbine engine part, welding material, and method of producing the welding material
JP3902714B2 (ja) γ′ソルバスの高い、ニッケル系単結晶超合金
KR20040007212A (ko) 니켈계 초합금 및 그로부터 제조된 터빈 구성요소
KR101687320B1 (ko) Ni기 단결정 초합금
JP5235383B2 (ja) Ｎｉ基単結晶合金及び鋳物
JP3559670B2 (ja) 方向性凝固用高強度Ｎｉ基超合金
US8048368B2 (en) High temperature and oxidation resistant material
JPH028016B2 (ko)
US20050000603A1 (en) Nickel base superalloy and single crystal castings
JP4230970B2 (ja) 凝固方向強度と結晶粒界強度の優れた一方向凝固用Ｎｉ基超合金、鋳造物およびガスタービン用高温部品
US8241560B2 (en) Nickel base superalloy and single crystal castings
JPS63118037A (ja) Ｎｉ基単結晶耐熱合金
RU2325453C2 (ru) Жаропрочный сплав на основе никеля
GB2403225A (en) A nickel based superalloy
JPH08143995A (ja) Ｎｉ基単結晶合金及びそれを用いたガスタービン
JP2000129380A (ja) ニッケル基単結晶超合金
BRPI0715480B1 (pt) Alloy based on nickel

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
N231 Notification of change of applicant
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170106

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180105

Year of fee payment: 5

LAPS Lapse due to unpaid annual fee