(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
１６．０から３０．０質量％のコバルトと、
９．５から１２．５質量％のクロムと、
４．０から６．０質量％のタンタルと、
２．０から４．０質量％のアルミニウムと、
２．０から３．４質量％のチタンと、
３．０から６．０質量％のタングステンと、
１．０から４．０質量％のモリブデンと、
１．５から３．５質量％のニオブと、
１．０質量％以下のハフニウムと、
０．０２から０．２０質量％の炭素と、
０．０１から０．０５質量％のホウ素と、
０．０２から０．１０質量％のジルコニウムと、
残部としてニッケル及び不純物と、
からなり、
Ｗ＋Ｎｂ−Ｃｒ値が少なくとも−６であり、
シグマ相もエータ相も含まず、
摂氏７０４度かつ６８９ＭＰａにおいて０．２％のクリープを起こすまでの時間が少なくとも１０００時間を示す、
ガンマプライムニッケル基超合金。
【請求項２】
クロム含有量が１０．０から１２．５質量％である、請求項１に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
【請求項３】
ニオブ含有量が１．８から２．２質量％である、請求項１または２に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
【請求項４】
タングステン含有量が３．０から５．０質量％である、請求項１から３のいずれかに記載のガンマプライムニッケル基超合金。
【請求項５】
クロム含有量が１０．０から１２．５質量％であり、
ニオブ含有量が１．８から２．２質量％であり、
タングステン含有量が３．０から５．０質量％である、
請求項１から４のいずれかに記載のガンマプライムニッケル基超合金。
【請求項６】
チタン含有量が２．５から２．９質量％である、請求項１から５のいずれかに記載のガンマプライムニッケル基超合金。
【請求項７】
モリブデン含有量が２．５から３．０質量％である、請求項１から６のいずれかに記載のガンマプライムニッケル基超合金。
【請求項８】
請求項１から７のいずれかに記載のガンマプライムニッケル基超合金からなる部品。
【請求項９】
ガスタービンエンジンのタービンディスク（１０）と、圧縮機ディスクと、ブリスクとからなる群から選択された粉末冶金部品である、請求項８に記載の部品。
【請求項１０】
１７．０から２０．５質量％のコバルトと、
１０．０から１２．５質量％のクロムと、
４．５から５．５質量％のタンタルと、
３．０から３．４質量％のアルミニウムと、
２．５から２．９質量％のチタンと、
３．０から５．０質量％のタングステンと、
２．５から３．０質量％のモリブデンと、
１．８から２．２質量％のニオブと、
０．６質量％以下のハフニウムと、
０．０４８から０．０６８質量％の炭素と、
０．０１５から０．０４質量％のホウ素と、
０．０４から０．０６質量％のジルコニウムと、
残部としてニッケル及び不純物と、
からなり、
Ｗ＋Ｎｂ−Ｃｒ値が少なくとも−６であり、
シグマ相もエータ相も含まず、
摂氏７０４度かつ６８９ＭＰａにおいて０．２％のクリープを起こすまでの時間が少なくとも１０００時間を示す、
ガンマプライムニッケル基超合金。
【請求項１１】
クロム含有量が最大で１２．０質量％である、請求項１０に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
【請求項１２】
クロム含有量が１０．０２から１２．０８質量％であり、
ニオブ含有量が１．９７から２．９９質量％であり、
タングステン含有量が３．１から４．６質量％である、
請求項１０または１１に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
【請求項１３】
請求項１０から１２のいずれかに記載のガンマプライムニッケル基超合金からなる部品。
【請求項１４】
ガスタービンエンジンのタービンディスク（１０）と、圧縮機ディスクと、ブリスクとからなる群から選択された粉末冶金部品である、請求項１３に記載の部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、一般にニッケル基合金組成物に関し、特に多結晶微細構造と高温保持時間（ドゥエル（ｄｗｅｌｌ））能力を必要とする部品、例えば、ガスタービンエンジンのタービンディスクに適したニッケル基超合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
ガスタービンエンジンのタービン部は、燃焼器部の下流に位置し、ローターシャフトと１段以上のタービン段を備えており、各タービン段は、シャフトに取り付けまたは担持されたタービンディスク（ローター）と、ディスクの周面に取り付けられてそこから放射状に延びるタービン動翼を有している。燃焼器部とタービン部の内部の部品は、高温燃焼ガスによる高温時でありながらも許容し得る機械的特性をもたらすように、超合金材料からなる場合が多い。最新の高圧力比ガスタービンエンジンにおいては、圧縮器出口温度の高温化により、圧縮機ディスク、ブリスク及びその他の部品にも高性能のニッケル超合金を使用することが必要になることがある。ある部品に適した合金組成と微細構造は、その部品が受ける特定の温度、応力、その他の条件に依存する。例えば、動翼や静翼等の翼型部品は、等軸晶超合金、一方向凝固（ＤＳ）超合金または単結晶（ＳＸ）超合金からなる場合が多いが、タービンディスクは、制御された結晶粒組織と望ましい機械的特性を有する多結晶微細構造を作り出すために、注意深く管理された鍛造、熱処理、及びピーニング等の表面処理を受けなければならない超合金からなる場合が一般的である。
【０００３】
タービンディスクは、ニッケルと結合してガンマ（γ）マトリックスを形成する主元素としてクロム、タングステン、モリブデン、レニウム及び／またはコバルトを含有し、ニッケルと結合して望ましいガンマプライム析出強化相、主にＮｉ3（Ａｌ，Ｔｉ）を形成する主元素としてアルミニウム、チタン、タンタル、ニオブ及び／またはバナジウムを含有するガンマプライム（γ’）析出強化ニッケル基超合金（以下、ガンマプライムニッケル基超合金）からなる場合が多い。特に注目すべきガンマプライムニッケル基超合金としては、Ｒｅｎｅ８８ＤＴ（Ｒ８８ＤＴ、米国特許第４，９５７，５６７号明細書）、Ｒｅｎｅ１０４（Ｒ１０４、米国特許第６，５２１，１７５号明細書）の他、Ｉｎｃｏｎｅｌ（登録商標）、Ｎｉｍｏｎｉｃ（登録商標）、及びＵｄｉｍｅｔ（登録商標）という商標で市販されている一定のニッケル基超合金等がある。Ｒ８８ＤＴの組成は、重量で、約１５．０〜１７．０％のクロム、約１２．０〜１４．０％のコバルト、約３．５〜４．５％のモリブデン、約３．５〜４．５％のタングステン、約１．５〜２．５％のアルミニウム、約３．２〜４．２％のチタン、約０．５０〜１．０％のニオブ、約０．０１０〜０．０６０％の炭素、約０．０１０〜０．０６０％のジルコニウム、約０．０１０〜０．０４０％のホウ素、約０．０〜０．３％のハフニウム、約０．０〜０．０１％のバナジウム、約０．０〜０．０１％のイットリウム、並びに残部のニッケル及び偶発的不純物である。Ｒ１０４の公称組成は、重量で、約１６．０〜２２．４％のコバルト、約６．６〜１４．３％のクロム、約２．６〜４．８％のアルミニウム、約２．４〜４．６％のチタン、約１．４〜３．５％のタンタル、約０．９〜３．０％のニオブ、約１．９〜４．０％のタングステン、約１．９〜３．９％のモリブデン、約０．０〜２．５％のレニウム、約０．０２〜０．１０％の炭素、約０．０２〜０．１０％のホウ素、約０．０３〜０．１０％のジルコニウム、並びに残部のニッケル及び偶発的不純物である。
【０００４】
ディスクやその他重要なガスタービンエンジン部品は、粉末冶金（Ｐ／Ｍ）、従来の鋳鍛造加工、スプレー鋳造または核生成鋳造成形技術によって製造されたビレットから鍛造される場合が多い。粉末冶金によって形成されたガンマプライムニッケル基超合金は、特に、クリープ特性、引張り特性及び疲労亀裂進展特性の良好なバランスをもたらし、タービンディスク及びその他一定のガスタービンエンジン部品の性能要求を満たすことができる。一般的な粉末冶金法では、所望の超合金の粉末が、熱間静水圧成形（ＨＩＰ）及び／または押出圧密等によって圧密化される。その結果得られたビレットは、その後、合金のガンマプライムソルバス温度よりわずかに低い温度で恒温鍛造されて超塑性成形条件に近づけられ、それにより、大きな冶金学的ひずみを蓄積させることなく、高い幾何学的ひずみを蓄積させることによって型のキャビティに充填される。これらの加工ステップは、ビレット内部で微細結晶粒の粒度をもとのまま（例えば、ＡＳＴＭ１０から１３またはより微細に）保持し、高い可塑性を実現してニアネットシェイプ鍛造型に充填させ、鍛造時の破断を回避し、比較的低い鍛造応力と型応力を維持するように設計される。高温時の疲労亀裂進展抵抗及び機械的特性を向上させるため、これらの合金は、その後、そのガンマプライムソルバス温度よりも高い温度で熱処理（一般にスーパーソルバス熱処理と称する）され、結晶粒が大幅かつ均一に粗大化される。
【０００５】
Ｒ８８ＤＴやＲ１０４等の合金は超合金の高温能力に大きな進歩をもたらしたが、さらなる向上が引き続き求められている。例えば、高温保持時間（ドゥエル）能力は、より先進の軍用及び民間用エンジン用途に関連した高温及び高応力に対する重要な要素として浮上している。より高温でより先進のエンジンが開発されるにつれ、現在の合金のクリープ特性及び亀裂進展特性は、先進のディスク用途の使命／寿命の目標及び要求に応じるために必要とされる能力に届かない傾向がある。この課題に対処する具体的な局面は華氏１２００度（約６５０℃）以上の温度におけるクリープ特性と保持時間（ドゥエル）疲労亀裂進展速度特性の所望のバランスのよい向上を示しつつ、優れた生産性と熱安定性を有する組成物を開発することであることが明らかになった。しかしながら、クリープ特性と亀裂進展特性は同時に向上させることが難しく、超合金に存在する一定の合金化成分の有無のみならず、合金化成分のレベルの比較的小さな変化によっても大きく影響される可能性があることが、この課題を複雑にしている。
【０００６】
Ｂａｉｎ他の米国特許出願公開第２０１０／０３０３６６５号明細書は、多結晶微細構造を有する部品、中でも注目すべきものとしてガスタービンエンジンのタービンディスクを形成するために適切に加工された場合に、クリープ挙動や保持時間疲労亀裂進展挙動等、高温ドゥエル能力の向上を示すことができるガンマプライムニッケル基超合金を対象としている。特に、Ｂａｉｎ他は、重量で、１６．０から３０．０％のコバルトと、１１．５から１５．０％のクロムと、４．０から６．０％のタンタルと、２．０から４．０％のアルミニウムと、１．５から６．０％のチタンと、１．０から５．０％のタングステンと、１．０から５．０％のモリブデンと、３．５％以下のニオブと、１．０％以下のハフニウムと、０．０２から０．２０％の炭素と、０．０１から０．０５％のホウ素と、０．０２から０．１０％のジルコニウムと、残部として基本的にニッケル及び不純物とを含有するガンマプライムニッケル基超合金を開示している。保持時間特性の大幅な向上とクリープ能力の向上、例えば、華氏１２００度かつ１１５ｋｓｉ（約６５０℃かつ約７９０ＭＰａ）において０．２％のクリープを起こすまでの時間を少なくとも１２００時間にすることが実現されるが、さらなる向上、特により高温時、例えば、華氏１３００度（約７０５℃）以上でのクリープ特性に関してさらなる向上が要求されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】米国特許出願公開２０１１／２０３７０７号明細書
【発明の概要】
【０００８】
本発明は、高温能力、特に華氏１２００度（約６５０℃）を超える温度でのクリープの改善を示す、ガンマプライムニッケル基超合金及びそれからなる部品を提供する。
【０００９】
本発明の第１の局面によれば、ガンマプライムニッケル基超合金は、重量で、１６．０から３０．０％のコバルトと、９．５から１２．５％のクロムと、４．０から６．０％のタンタルと、２．０から４．０％のアルミニウムと、２．０から３．４％のチタンと、３．０から６．０％のタングステンと、１．０から４．０％のモリブデンと、１．５から３．５％のニオブと、１．０％以下のハフニウムと、０．０２から０．２０％の炭素と、０．０１から０．０５％のホウ素と、０．０２から０．１０％のジルコニウムと、残部として基本的にニッケル及び不純物とを含有する。超合金は、Ｗ＋Ｎｂ−Ｃｒ値が少なくとも−６であり、観測可能な量のシグマ相もエータ相も含まず、華氏１３００度かつ１００ｋｓｉにおいて０．２％のクリープを起こすまでの時間が少なくとも１０００時間を示す。
【００１０】
本発明の第２の局面によれば、ガンマプライムニッケル基超合金は、重量で、１７．０から２０．５％のコバルトと、１０．５から１２．５％のクロムと、４．５から５．５％のタンタルと、３．０から３．４％のアルミニウムと、２．５から２．９％のチタンと、３．０から５．０％のタングステンと、２．５から３．０％のモリブデンと、１．８から２．２％のニオブと、０．６％以下のハフニウムと、０．０４８から０．０６８％の炭素と、０．０１５から０．０４％のホウ素と、０．０４から０．０６％のジルコニウムと、残部として基本的にニッケル及び不純物とを含有する。超合金は、Ｗ＋Ｎｂ−Ｃｒ値が少なくとも−６であり、観測可能な量のシグマ相もエータ相も含まず、華氏１３００度かつ１００ｋｓｉにおいて０．２％のクリープを起こすまでの時間が少なくとも１０００時間を示す。
【００１１】
本発明のその他の局面は、上記の合金から成形可能な部品を含み、その具体例としては、ガスタービンエンジンのタービンディスク、圧縮機ディスク、ブリスク等がある。
【００１２】
本発明の重要な利点は、高温ドゥエル特性のバランスのよい向上、特に華氏１２００度（約６５０℃）を超える温度でのクリープ特性の向上が可能であると同時に、優れた生産性と優れた熱安定性を有することである。その他の特性の向上についても、特に粉末冶金、熱間加工及び熱処理技術を用いて適切に加工された場合に可能であると考えられる。
【００１３】
本発明のその他の局面及び利点は、以下の詳細な説明からより深く理解されるであろう。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】ガスタービンエンジンで使用されるタイプのタービンディスクの斜視図である。
【図２】タービンディスク合金用の有望な組成物として評価された一連のニッケル基超合金組成物を列挙した表である。
【図３】図２に列挙した実験合金のうちの８種の華氏１３００度かつ１００ｋｓｉ（約７０５℃かつ約６９０ＭＰａ）における０．２％のクリープを表す棒グラフである。
【図４】図３の８種の実験合金だけでなく、調査された追加の９種の実験合金及び従来技術の３種の合金に関する華氏１３００度かつ１００ｋｓｉ（約７０５℃かつ約６９０ＭＰａ）における０．２％のクリープを図表化したグラフである。
【図５】図４の実験合金のうち相安定性を示した合金及び従来技術の３種の合金に関する華氏１３００度かつ１００ｋｓｉ（約７０５℃かつ約６９０ＭＰａ）における０．２％のクリープを図表化したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明は、ガンマプライムニッケル基超合金、特に、熱間加工（例えば、鍛造）処理によって製造され、多結晶微細構造を有する部品に適したガンマプライムニッケル基超合金を対象とする。図１に示す具体例は、ガスタービンエンジン用の高圧タービンディスク１０である。本発明をガスタービンエンジン用の高圧タービンディスクの加工に基づいて説明するが、本発明の教示と利点がガスタービンエンジンの圧縮機ディスク及びブリスクにも、また、高温で応力を受け、従って高温ドゥエル能力を必要とする多数のその他の部品にも当てはまることは当業者であれば理解できるであろう。
【００１６】
図１に示すタイプのディスクは、一般に、粉末冶金（Ｐ／Ｍ）、鋳鍛造加工、またはスプレー鋳造もしくは核生成鋳造式の技術によって形成された微細粒ビレットを恒温鍛造することによって製造される。粉末冶金法を利用する好ましい実施形態では、ビレットは、熱間静水圧成形（ＨＩＰ）、押出圧密等で超合金粉末を圧密化することによって形成することができる。ビレットは、通常、合金の再結晶温度またはその近傍であって合金のガンマプライムソルバス温度より低い温度で超塑性成形条件下で鍛造される。鍛造後、スーパーソルバス（固溶化）熱処理が行われ、その間に結晶粒成長が起こる。スーパーソルバス熱処理は、超合金のガンマプライムソルバス温度より高い（かつ初期溶融温度（ｉｎｃｉｐｉｅｎｔ  ｍｅｌｔｉｎｇ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）より低い）温度で行われ、加工された結晶粒組織を再結晶化し、ガンマプライム析出物を超合金に溶解（固溶化）させる。スーパーソルバス熱処理の後、部品は、ガンママトリックス内部または粒界でガンマプライムを再析出させるのに適した速度で冷却され、所望の特定の機械的特性が達成される。部品は、公知の技術を用いて時効処理されてもよい。
【００１７】
Ｂａｉｎ他の米国特許出願公開第２０１０／０３０３６６５号明細書により報告された調査では、最初に、既存のニッケル基超合金よりも優れた高温ドゥエル能力を示すことができる合金化の成分及びレベルを同定することを目的とした独自の解析的予測法を用いて、本発明につながる調査時に調査された有望な超合金組成物を同定した。具体的には、解析と予測には、上記のようにして製造されたタービンディスクの引張、クリープ、保持時間（ドゥエル）亀裂進展速度、密度、及びその他重要なまたは所望の機械的特性に関する要素伝達関数の定義を伴う独自の研究を利用した。これらの伝達関数を同時に解くことにより、組成物を評価して、クリープ、保持時間疲労亀裂進展速度（ＨＴＦＣＧＲ）等、最新のタービンエンジンの要求に応える所望の機械的特性を有すると思われる組成物を同定した。解析的調査では、独自のデータベースとともに市販のソフトウェアパッケージを利用して組成物に基づく相体積分率を予測することにより、望ましくない平衡相安定境界に近いか、場合によってはわずかに超える組成物の定義をさらなる行うことができた。最後に、固溶化温度とガンマプライム及び炭化物の好ましい量を規定して、稼動中の環境特性のせいで平衡相が十分に形成される場合に稼動中の能力を低減させる恐れのある望ましくない相を回避しつつ、機械的特性、相組成及びガンマプライム体積分率の望ましい組み合わせを有する組成物を同定した。調査では、過去のディスク合金開発作業から得られた選択データに基づいて回帰方程式または伝達関数が開発された。調査は、上述のニッケル基超合金Ｒ８８ＤＴ及びＲ１０４の定性的及び定量的データにも依拠した。
【００１８】
さらなる、Ｂａｉｎ他の米国特許出願公開第２０１０／０３０３６６５号明細書において報告された調査では、有望な合金組成物を同定するために利用されたさらなる基準の中に、長期間にわたって華氏１４００度（約７６０℃）以上の温度における強度を増進させることを意図して、Ｒ８８ＤＴよりも高いガンマプライム（（Ｎｉ，Ｃｏ）3（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ））体積百分率を要求することが含まれていた。華氏２２００度（約１２００℃）以下のガンマプライムソルバス温度も、熱処理時及び急冷時の製造し易さのために望ましいとされた。
【００１９】
上記のように、Ｂａｉｎ他は、保持時間特性の大幅な向上とともに、クリープ能力の向上も実現可能な超合金組成物を同定した。Ｂａｉｎ他において合金Ｅとされた特定の合金は、本明細書ではその商品名ＨＬ１１で呼ぶことにするが、保持時間特性において特に望ましい向上を示した。本発明の特定の局面は、ＨＬ１１と比較してクリープ特性をさらなる向上させることができる超合金組成物を同定することであった。この目的のため、華氏１２００度（約６５０℃）より高い温度における０．２％のクリープまでの時間が望ましいとされたが、具体的に目標とするのは、少なくとも華氏１３００度（約７０５℃）の温度におけるクリープ向上であった。Ｂａｉｎ他で報告された調査に基づいて、高温強度のためのハフニウムの含有、耐食性のための約１０重量％以上のクロムレベル、ガンマプライム（Ｎｉ3（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ））安定性を維持するためのＲ８８ＤＴの公称レベルより高いアルミニウムレベル、（良好な周期的挙動のために望ましい）積層欠陥エネルギーの最小化及びガンマプライムソルバス温度の制御に役立つのに十分なコバルトレベル等、一定の組成パラメータが維持された。回帰方程式と従来の経験により、耐火金属、特に、チタン、タングステン、ニオブ、クロム、ハフニウム及びタンタルのレベルを細かく制御しバランスをとることが所望の高温クリープ特性を達成するために必要となる可能性が高いことがさらなる示された。最後に、特定の機械的特性に関する回帰因子を利用して、高温クリープ特性を示すことが可能で、かつ非常に多数の合金による広範な実験なしには同定不可能な有望な合金組成物を同定した。
【００２０】
特に懸念されたことは、高耐火金属含有量に起因する熱力学的不安定性であった。Ｂａｉｎ他の調査により、相不安定性は予測不能である場合が多く、その結果得られる合金組成物の特性は要素伝達関数を利用した解析的予測に基づいて予測されたものよりもはるかに低いことが証明された。特に、デルタ（δ）相、シグマ（σ）相、エータ（η）相、（α−Ｃｒ等の）アルファ（α）相、Ａ相、及びＰ相のような位相的最密充填（ＴＣＰ）相等、脆弱な金属間相は特性に著しく有害な影響を及ぼす可能性がある。これらのうち、シグマ相（一般に（Ｆｅ、Ｍｏ）ｘ（Ｎｉ，Ｃｏ）ｙ、但し、ｘ及びｙはともに１から７）とエータ相（Ｎｉ3Ｔｉ）は、Ｂａｉｎ他によって調査された合金組成物の特性にとって特に有害であった。経験的に、これらの相が有害レベルで存在するか否かは、適切にエッチングされた金属組織学的試料を利用した最小限５００倍の光学検査によってこれらの相のうちの１相以上の観測可能な量が検出可能か否かに基づいて評価することができ、また上記調査時に評価された。
【００２１】
上記に基づき、２４種類の合金組成物が作成され、華氏１３００度（約７０５℃）における高温クリープのみならず、より高温時のクリープ、最大抗張力（ＵＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、延性、切欠き応力破断（ＮＳＲ）、サイクル及びドゥエル疲労亀裂進展速度（ＦＣＧＲ）、低サイクル疲労（ＬＣＦ）、並びに持続ピーク低サイクル疲労（ＳＰＬＣＦ）を含む一連の特性試験の下で評価された。上記合金組成物は概して２つの化学的構造（ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ）の群に分けられ、その一方は、ＨＬ６０１からＨＬ６１４（ここでは、ＨＬ６ＸＸ合金または合金系と総称する）とされ、他方は、ＨＬ７０１からＨＬ７１０（ここではＨＬ７ＸＸ合金または合金系と総称する）とされた。これらの合金はすべて、一定の合金成分に関して以下の公称レベル、すなわち、重量で、Ａｌ３．２％、Ｂ０．０３０％、Ｃ０．０５％、Ｍｏ２．５％、Ｔｉ２．８％、Ｚｒ０．０５％を有することが目標とされた。評価対象の２４種類の合金は、特にコバルト、クロム、ニオブ、タンタル及びタングステンに関して、Ｂａｉｎ他のＨＬ１１合金よりも試験上の化学的構造を狭い範囲にすることが目標とされた。これら５つの元素に関する調査範囲を合金間で異ならせ、高温クリープ特性及び有害なＴＣＰ相に対する影響を評価した。公称上は、コバルトレベルは約１８から約２０重量％の範囲を目標とし、クロムレベルは約１０から約１２重量％の範囲を目標とし、ニオブレベルは約１．５から約３．５重量％の範囲を目標とし、タンタルレベルは約５から約６重量％の範囲を目標とし、タングステンレベルは約３から約５重量％の範囲を目標とした。加えて、ＨＬ７ＸＸ合金の１種（ＨＬ７０８）は、ハフニウムを意図的に加えないで評価を行った。ＨＬ６ＸＸ合金及びＨＬ７ＸＸ合金の実際の化学的構造を図２にまとめている。
【００２２】
調査合金の範囲はＢａｉｎ他のＨＬ１１合金の組成物の範囲と一部重なるが、実験対象のＨＬ６ＸＸ合金とＨＬ７ＸＸ合金の目的は、ＴＣＰ形成による特性の有害な損失を回避しながら、耐火金属含有量の修正を通して高温時のクリープ特性向上の可能性を評価することであった。当分野で公知のように、多成分系（例えば、Ｂａｉｎ他及び本発明のニッケル基超合金）で生じる相形成は、系の元素組成の複素関数である。これは、ｎ次元空間内の多成分系の元素間で優勢な複雑な熱力学相互作用による。但し、ｎは合金の組成中の有意の元素の数である。これら相互作用の影響により、ある元素の百分率含有量が同じ場合に、温度と圧力が一定であっても、他の成分元素の百分率含有量が変化したときに別々の相が生じるという状況が発生する。多成分超合金系の複雑な性質のために、どのような組成範囲であれば、所望の特性を急激に低下させる相不安定を同時に起こすことなく、特性、例えば、クリープまたは保持時間が向上するのかは容易には分からない。
【００２３】
図３は、１０種類のＨＬ７ＸＸ合金のうちの８種、すなわち、ＨＬ７０１、ＨＬ７０２、ＨＬ７０４からＨＬ７０８、及びＨＬ７１０の華氏１３００度かつ１００ｋｓｉ（約７０５℃かつ約６９０ＭＰａ）における０．２％のクリープを表す棒グラフである。最も性能が優れていた合金ＨＬ７０２に含まれるクロムが目標のクロム範囲（１０から１２重量％）に対して相対的に少量（１０．０２重量％）であったのに対し、性能が最低の２種類の合金ＨＬ７０１及びＨＬ７０３のクロムレベルは相対的に高かった（それぞれ１２．０９重量％と１２．０２重量％）。次に性能が優れていた５種類の合金ＨＬ７０７、ＨＬ７０６、ＨＬ７０４、ＨＬ７０５及びＨＬ７０８のクロム含有量は、それぞれ１１．０２、１１．０２、１０．１２、１０．８５、１０．８０重量％であり、それは、実験合金の組成空間内では、クロムの臨界レベルが１１．０２重量％と１２．０２重量％の間に存在する可能性があることを示唆している。性能が優れていた６種類の合金の０．２％クリープ寿命が１０００時間を超えていたのに対し、ＨＬ７０１及びＨＬ７０３のクリープ寿命は１０００時間未満であった。ＨＬ７０１の性能は、観測可能な量の相不安定性によるものであった。これらの結果をさらなる分析すると、クロムレベルの減少に関連して増加するタングステン及びニオブのレベルによるプラスの影響があることが示唆され、その結果、それらの関係が方程式Ｗ＋Ｎｂ−Ｃｒで定量化された。性能が優れていた６種類の合金ＨＬ７０２、ＨＬ７０４、ＨＬ７０５、ＨＬ７０６、ＨＬ７０７及びＨＬ７０８のＷ＋Ｎｂ−Ｃｒ値がそれぞれ約−３．７、−４．７、−４．６、−４．８、−４．７、−４．５であったのに対し、ＨＬ７０３のＷ＋Ｎｂ−Ｃｒ値は約−６．６であった。
【００２４】
図４は、ＨＬ１１合金並びに市販の合金Ｒ８８ＤＴ及びＲ１０４と同等またはそれより向上したクリープ特性を示す、ＨＬ６ＸＸ系のうちの９種の合金とＨＬ７ＸＸ系のうちの８種の合金に関する華氏１３００度かつ１００ｋｓｉ（約７０５℃かつ約６９０ＭＰａ）における０．２％クリープとＷ＋Ｎｂ−Ｃｒ値との関係を示す図である。図は、これらの合金のＷ＋Ｎｂ−Ｃｒ値が−６．０以上（ゼロに近づく）であったことを示しており、これらＨＬ６ＸＸ合金とＨＬ７ＸＸ合金の多くがクリープに関してＨＬ１１、Ｒ８８ＤＴ及びＲ１０４よりも優れていたことを証明している。クリープ寿命が１０００時間未満の８種の実験合金は、不安定であると判定され、結果的に観測可能な量のＴＣＰ相をもたらした。図５は、クリープ特性が１０００時間超の極めて密にグループ化された９種の合金のみのクリープデータを含んでいる。このグループには、図３のうち性能がより優れているほうの合金と一致するＨＬ７０２、ＨＬ７０４、ＨＬ７０５、ＨＬ７０６、ＨＬ７０７及びＨＬ７０８だけでなく、ＨＬ６０２、ＨＬ６０３及びＨＬ６１１も含まれていた。クリープ寿命が１０００時間未満の８種の合金は、クロム含有量が１１．５重量％を超えており、多くは１２重量％を超えていた。これらの合金は有害なＴＣＰ相、特にシグマ相とエータ相を含んでいると判定されたため、それらの化学的構造は不安定であるという結論に達した。また、クリープ寿命が１０００時間以上であることは、図５にグラフ化された合金中に有害なレベルのシグマ相、エータ相またはその他のＴＣＰ相が存在しないことによるものであって、それは、すでに定義したように、超合金が観測可能な量のＴＣＰを含んでいないことを指す。
【００２５】
調査に基づいて、観測可能な量のシグマ、エータ及びその他の有害なＴＣＰ相を回避しながらＨＬ１１に優るクリープ寿命を達成するためには、クロム、ニオブ及びタングステンの相対量が重要であるという結論に達した。この関係がＷ＋Ｎｂ−Ｃｒ値によって表されること、すなわち、Ｗ＋Ｎｂ−Ｃｒ値が−６以上であること（ＨＬ６０２、ＨＬ６０３、ＨＬ６１１、ＨＬ７０２、ＨＬ７０４、ＨＬ７０５、ＨＬ７０６、ＨＬ７０７及びＨＬ７０８）が、華氏１３００度かつ１００ｋｓｉ（約７０５℃かつ約６９０ＭＰａ）において１０００時間を超える０．２％クリープ寿命を示す安定した合金の指標であるという結論に達した。クリープ寿命及び相安定性はクロム含有量にも敏感であるように思われた。Ｗ＋Ｎｂ−Ｃｒ値が−６以上の合金には、クロム含有量がそれぞれ１２．００％と１２．０８％のＨＬ６０２とＨＬ６０３が含まれていたので、他の合金化成分、特にタングステン及びニオブの範囲と組み合わせた場合にクロム含有量が１２．５重量％を超えなければ許容し得るという結論に達した。Ｗ＋Ｎｂ−Ｃｒ値が少なくとも−６でクロム含有量が約１０％の合金（ＨＬ６１１、ＨＬ７０２及びＨＬ７０４）の場合に得られる結果に基づき、クロム含有量の最小限が９．５％であるという結論に達した。最後に、特に優れた性能を示す合金（ＨＬ６０２、ＨＬ６０３、ＨＬ６１１、ＨＬ７０２、ＨＬ７０４、ＨＬ７０５、ＨＬ７０６、ＨＬ７０７及びＨＬ７０８）と残りの合金の組成を比較すると、クロム、モリブデン、ニオブ、チタン及びタングステンのレベルがすべて合金特性、特にクリープに大きな影響を及ぼすことが明らかになった。
【００２６】
アルミニウム、ホウ素、炭素、ハフニウム、モリブデン、タンタル、チタン及びジルコニウムのレベルが公称レベルで試験されたことに意味はない。これらの構成成分の許容範囲が目標とする範囲よりも広くてもよいこと、かつそれらのレベルがＨＬ１１の指定された範囲内にある限り重要ではないという結論に達した。Ｂａｉｎ他におけるＨＬ１１合金に関する経験から、チタン含有量が３重量％未満の試験上のレベルでは不安定性に影響を与えないという結論に達した。しかしながら、Ｂａｉｎ他に基づいて、チタンレベルは相不安定を避けるために最大限３．４重量％に制限されるべきであるという結論に達した。加えて、調査されたモリブデンのレベルは、Ｂａｉｎ他におけるＨＬ１１合金のモリブデンの範囲のほぼ下半分内であったが、それはＴＣＰ相形成のリスクを低減させる意図で行われたものである。コバルトのレベルは約１８及び２０重量％の範囲に制限されたが、コバルトは、ガンマ相マトリックス内で自由にニッケルの代わりとなるので重要であるとはみなされなかった。
【００２７】
上記の説明並びに図３、図４及び図５で性能が優れていた６種類のＨＬ７ＸＸ合金に基づいて、本発明のニッケル基超合金組成物の合金化範囲を以下の表１にまとめる。
【００２８】
【表１】
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図２で同定された合金組成物並びに表１で同定された合金及び合金化範囲は当初は解析的予測に基づいていたが、その予測を行い、組成物を同定するために依拠した広範な解析とリソースによって、これら合金、特に表１の組成物がガスタービンエンジンのタービンディスクに望ましいクリープ特性と保持時間疲労亀裂進展速度特性の著しい向上を実現する可能性があるという強い兆候が示されている。
【００２９】
本発明をニッケル基超合金の特定の組成物と特性を含む、特定の実施形態に関して説明したが、本発明の範囲はそのように限定されない。代わりに、本発明の範囲は以下の特許請求の範囲によってのみ限定されるべきである。
【符号の説明】
【００３０】
１０  高圧タービンディスク
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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