(57)【要約】  合金で形成された構成部品を熱処理するためのプロセスを提供する。プロセスは、等価多軸応力状態を判定するために、三軸度係数を用いて、合金の一軸歪み試験データを操作するステップを含む。次いで、構成部品に対する冷却経路を識別するために、多軸応力状態に条件が適用される。冷却経路は、合金内において所定の応力もしくは歪みを超えずおよび／または所定の残留応力パターンを回避する熱処理温度および冷却速度の境界値を含む。その後、構成部品は、熱処理温度まで加熱され、適用するステップで識別された冷却経路により急冷される。【選択図】図１
2015507701.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
合金で形成された構成部品を熱処理するプロセスであって、
等価多軸応力状態を判定するために、三軸度係数を用いて、前記合金の一軸歪み試験データを操作するステップと、
前記構成部品に対する冷却経路を識別するために、前記多軸応力状態に条件を適用するステップであって、前記冷却経路が、前記合金内において所定の応力もしくは歪みを超えずおよび／または所定の残留応力パターンを回避する熱処理温度および冷却速度に対する境界値を含む、前記適用するステップと、
その後、前記構成部品を熱処理温度まで加熱し、前記適用するステップで識別された前記冷却経路により前記構成部品を急冷するステップと、
を含むプロセス。
【請求項２】
前記合金が析出強化合金である、請求項１に記載のプロセス。
【請求項３】
前記析出強化合金が、ガンマプライム析出物を含むニッケル基合金である、請求項２に記載のプロセス。
【請求項４】
前記操作するステップ前に、前記一軸歪み試験データを取得するために、前記合金に対して一軸歪み試験を行うステップを更に含む、請求項２に記載のプロセス。
【請求項５】
前記加熱するステップの前記温度が、前記析出強化合金のスーパーソルバス温度である、請求項２に記載のプロセス。
【請求項６】
前記析出強化合金は、約１１５０℃よりも高いソルバス温度で、ガンマプライム体積率が約４９％以上である、請求項２に記載のプロセス。
【請求項７】
前記構成部品の一部が、前記加熱するステップ後に異なる平均粒径を有する、請求項１に記載のプロセス。
【請求項８】
前記操作するステップ前に前記一軸歪み試験データを下記式：
【数１】
2015507701.tif 000004
（ここで、ＦTは三軸度係数であり、σ1、σ2、およびσ3は主応力である。）
に入力することにより、前記析出強化合金に対する三軸度係数を算出するステップを更に含む、請求項１に記載のプロセス。
【請求項９】
前記操作するステップが、前記一軸歪み試験データおよび前記三軸度係数を下記式：
【数２】
2015507701.tif 000005
（ここで、ＦTは三軸度係数であり、εuは一軸荷重に対する破壊歪みであり、εfは多軸荷重に対する破壊時の相当歪みである。）
に入力することにより、多軸荷重に対する破壊時の相当歪みを算出するステップを含む、請求項１に記載のプロセス。
【請求項１０】
前記構成部品が、ガスタービンエンジンの回転構成部品である、請求項１に記載のプロセス。
【請求項１１】
前記回転構成部品がタービンディスク（１０）である、請求項１０に記載のプロセス。
【請求項１２】
ガスタービンエンジンのタービンディスク（１０）を熱処理するプロセスであって、
等価多軸応力状態を判定するために、三軸度係数を用いて、析出強化合金に関する一軸歪み試験データを操作するステップであって、前記タービンディスク（１０）が前記析出強化合金で形成される、前記操作するステップと、
前記タービンディスク（１０）に対する冷却経路を識別するために、前記多軸応力状態に条件を適用するステップであって、
前記冷却経路が、前記析出強化合金内において所定の応力もしくは歪みを超えずおよび／または所定の残留応力パターンを回避する熱処理温度および冷却速度に対する境界値を含む、前記適用するステップと、
その後、前記タービンディスク（１０）を熱処理温度まで加熱し、前記適用するステップで識別された前記冷却経路により前記タービンディスク（１０）を急冷するステップと、
を含むプロセス。
【請求項１３】
前記析出強化合金が、ガンマプライム析出物を含むニッケル基合金である、請求項１２に記載のプロセス。
【請求項１４】
前記析出強化合金は、約１１５０℃よりも高いソルバス温度で、ガンマプライム体積率が約４９％以上である、請求項１２に記載のプロセス。
【請求項１５】
前記操作するステップ前に、前記一軸歪み試験データを取得するために、前記合金に対して一軸歪み試験を行うステップを更に含む、請求項１２に記載のプロセス。
【請求項１６】
前記熱処理温度が、前記析出強化合金のスーパーソルバス温度である、請求項１２に記載のプロセス。
【請求項１７】
前記タービンディスク（１０）の一部が、前記加熱するステップ後に異なる平均粒径を有する、請求項１２に記載のプロセス。
【請求項１８】
前記操作するステップの前に、前記一軸歪み試験データを下記式：
【数３】
2015507701.tif 000006
（ここで、ＦTは前記三軸度係数であり、σ1、σ2、およびσ3は主応力である。）
に入力することにより、前記析出強化合金に対する三軸度係数を算出するステップを更に含む、請求項１２に記載のプロセス。
【請求項１９】
前記一軸歪み試験データおよび前記三軸度係数を下記式：
【数４】
2015507701.tif 000007
（ここで、ＦTは三軸度係数であり、εuは一軸荷重に対する破壊歪みであり、εfは多軸荷重に対する破壊時の相当歪みである。）
に入力することにより、三軸度に基づく歪み−亀裂値を算出するステップを含む、請求項１２に記載のプロセス。
【請求項２０】
前記タービンディスク（１０）を製造するために、前記析出強化合金で形成されたプリフォームを鍛造するステップを更に含む、請求項１２に記載のプロセス。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、一般に、鍛造プロセスで製造され、その後、望ましい微細構造を得るために熱処理される構成部品に関する。より詳細には、本発明は、例えば、ターボ機械の回転構成部品を形成するために使用されるタイプの、高度に合金化されたニッケル基合金の焼割れを回避するための方法であって、その処理が最適な微細構造を得ることができる熱処理パラメータを含む方法を対象とする。
【背景技術】
【０００２】
ガスタービンエンジンの燃焼器およびタービンセクション内の構成部品は、燃焼器内で発生する高温燃焼ガスによる昇温時でも許容可能な機械的特性を達成するように、超合金材料で形成されることが多い。最新の高圧力比ガスタービンエンジンにおけるより高い圧縮機出口温度によっても、翼、スプール、ディスク（ホイール）および他の構成部品を含む、圧縮機構成部品に対する高性能超合金の使用を余儀なくされる可能性がある。所定の構成部品の適切な合金組成および微細構造は、この構成部品がさらされる特定の温度、応力、および他の条件に応じて決まる。例えば、タービンディスクおよび圧縮機スプールおよびディスクなどの回転ハードウェアは、典型的には、綿密に制御された鍛造、熱処理、および表面処理が施されて、制御された粒状構造および望ましい機械的特性をもたらさなければならない合金で形成される。
【０００３】
これらの用途に使用する合金の顕著な例としては、ニッケルと結合してガンマ（γ）マトリックスを形成するクロム、タングステン、モリブデン、レニウムおよび／またはコバルトを主成分として含有し、かつニッケルと結合してガンマプライム析出強化相、主としてＮｉ3（Ａｌ、Ｔｉ）を形成するアルミニウム、チタン、タンタル、ニオブ、および／またはバナジウムを主成分として含有するガンマプライム（γ’）析出強化ニッケル基超合金が挙げられる。ガンマプライムニッケル基超合金の特定の例としては、Ｒｅｎｅ８８ＤＴ（Ｒ８８ＤＴ；米国特許第４，９５７，５６７号明細書）およびＲｅｎｅ１０４（Ｒ１０４；米国特許第６，５２１，１７５号明細書）、ならびにＩｎｃｏｎｅｌ（登録商標）、Ｎｉｍｏｎｉｃ（登録商標）、およびＵｄｉｍｅｔ（登録商標）の商標で市販されている特定のニッケル基超合金が挙げられる。Ｒ８８ＤＴの組成は、約１５．０〜１７．０重量％のクロム、約１２．０〜１４．０重量％のコバルト、約３．５〜４．５重量％のモリブデン、約３．５〜４．５重量％のタングステン、約１．５〜２．５重量％のアルミニウム、約３．２〜４．２重量％のチタン、約０．５０〜１．０重量％のニオブ、約０．０１０〜０．０６０重量％の炭素、約０．０１０〜０．０６０重量％のジルコニウム、約０．０１０〜０．０４０重量％のホウ素、約０．０〜０．３重量％のハフニウム、約０．０〜０．０１重量％のバナジウム、および約０．０〜０．０１重量％のイットリウム、残部のニッケルおよび不可避不純物である。Ｒ１０４の公称組成は、約１６．０〜２２．４重量％のコバルト、約６．６〜１４．３重量％のクロム、約２．６〜４．８重量％のアルミニウム、約２．４〜４．６重量％のチタン、約１．４〜３．５重量％のタンタル、約０．９〜３．０重量％のニオブ、約１．９〜４．０重量％のタングステン、約１．９〜３．９重量％のモリブデン、約０．０〜２．５重量％のレニウム、約０．０２〜０．１０重量％の炭素、約０．０２〜０．１０重量％のホウ素、約０．０３〜０．１０重量％のジルコニウム、残部のニッケルおよび不可避不純物である。ディスクおよび他の重要なガスタービンエンジン構成部品は、粉末冶金（Ｐ／Ｍ）、従来の鋳造鍛造加工、およびスプレー鋳造または核形成鋳造成形法により製造されたビレットから鍛造されることが多い。鍛造は、典型的には成形性を高める細粒微細構造のビレットに対して行われ、その後、均一な粒成長（粗粒化）を生じさせて特性を最適化するために熱処理が行われることが多い。この熱処理は、スーパーソルバス温度、換言すれば、合金のガンマプライム析出物が固溶体になるソルバス温度を超える温度で行われる。次いで、ディスク内部に所望の析出強化微細構造を得るために、鍛造品が特定の冷却プロセスに従って冷却される。
【０００４】
図１には、当技術分野で既知のタイプのタービンディスク１０が示されている。タービンディスク１０は通常、外側リム１２と、中央ハブまたはボア１４と、外側リム１２とボア１４との間のウェブ１６とを含む。外側リム１２は、既知の慣例に従ってタービン翼（図示せず）の取り付け用に構成される。貫通孔の形態のボア孔１８は、タービンディスク１０をシャフト上に装着するためにボア１４の中心に位置し、したがって、ボア孔１８の軸線がタービンディスク１０の回転軸線と一致する。タービンディスク１０は単一鍛造品であり、これらに限定されるものではないが、ゼネラルエレクトリック社製のＧＥ９０（登録商標）およびＧＥｎｘ（登録商標）民間用エンジンなどの高バイパスガスタービンエンジンを含む、航空機エンジンに使用するタービンディスクに代表されるものである。
【０００５】
タービンディスク１０のボア１４およびウェブ１６（ならびに、圧縮機スプールおよびディスク）の動作温度は通常、外側リム１２の動作温度よりも低い。したがって、ボア１４が外側リム１２と異なる特性を有することが許容され、それが望ましい場合も多い。使用する特定の合金に応じて、外側リム１２、ボア１４、およびウェブ１６に関する最適な微細構造が異なることもあり得る。例えば、ボア１４およびウェブ１６には、引張強度、破裂強度、および低サイクル疲労（ＬＣＦ）耐性を高めるために比較的微細な粒径が最適であることが多く、その一方で、外側リム１２には、クリープ、応力破断、および耐亀裂成長性、例えば、高温での低ドエル（保持時間）疲労亀裂進展速度（ＤＦＣＧＲ）を高めるためにより粗い粒径が最適であることが多い。これらの矛盾する要件を満たすために、複数の合金で形成されたディスク、ならびに／またはリムおよびボア内で異なる微細構造を有するディスクが提案されている。例えば、米国特許第４，８２０，３５８号、５，５２７，０２０号、５，５２７，４０２号、および６，４７８，８９６号では、リムおよびボアに対して異なる温度で熱処理を行い、それにより、異なる粒状構造および結果として生じる異なる特性が得られる結果として、リム内の粗大粒とボアの微細粒とを有する単一部品で一定組成のディスクを製造できる二重熱処理技術を開示している。
【０００６】
組み合わせて、望ましい形状および高温特性を備えたタービンディスクの製造を可能にする、鍛造条件、高温熱処理、急冷速度、および高ガンマプライム含有量を含有する先進Ｎｉ基組成物は、焼割れ、換言すれば、高冷却速度を用いることに起因した急冷ステップ中の割れを非常に起こしやすいディスクをもたらすという結果も招く。焼割れの起こしやすさは、固溶化熱処理後の冷却（急冷）速度を制限することにより低減することができるが、そうすることにより、望ましい微細構造および特性を得るために鍛造品の厚肉部に必要な加工の自由度が制限される。焼割れの起こしやすさはまた、鍛造品の形状に加えて、ディスク合金の化学的性質およびソルバス温度に大幅な制限を課し、このことにより、機械的特性を最大限に高める能力が制限される。
【０００７】
上記を考慮すると、タービンディスクおよび／または焼割れを起こしやすい他の構成部品を製造するために使用する熱処理プロセスの冷却速度を最大限に高めるができ、それにより、それらのプロセスの自由度を高める方法が利用できれば望ましいことが理解できる。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】Ｐ．ＳＴＡＲＯＮ  ＥＴ  ＡＬ：「Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ−Ｂａｓｅｄ  １−２０  Ｒｅｓｉｄｕａｌ  Ｓｔｒｅｓｓ  Ａｎａｌｙｓｉｓ  Ａｐｐｌｉｅｄ  ｔｏ  Ｐｒｏｂｌｅｍｓ  ｉｎ  ｔｈｅ  Ａｉｒｃｒａｆｔ  Ｉｎｄｕｓｔｒｙ」，ＡＤＶＡＮＣＥＤ  ＥＮＧＩＮＥＥＲＩＮＧ  ＭＡＴＥＲＩＡＬＳ  ｖｏｌ．９，ｎｏ．８，３１  Ａｕｇｕｓｔ  ２００７（２００７−０８−３１），ｐａｇｅｓ  ６２７−６３８
【発明の概要】
【０００９】
本発明は、望ましい微細構造を備えた領域を有するように構成部品を熱処理するためのプロセス、およびかかるプロセスで製造された構成部品を提供する。非限定的な例としては、ガスタービンエンジンのタービンディスクを含む、ターボ機械の回転構成部品が挙げられる。
【００１０】
本発明の第１の態様によれば、合金で形成された構成部品を熱処理するためのプロセスが提供される。プロセスは、等価多軸応力状態を判定するために、三軸度係数を用いて、合金の一軸歪み試験データを操作するステップを含む。次いで、構成部品に対する冷却経路を識別するために、多軸応力状態に条件が適用される。冷却経路は、合金内において所定の応力もしくは歪みを超えずおよび／または所定の残留応力パターンを回避する熱処理温度および冷却速度の境界値を含む。その後、構成部品は、熱処理温度まで加熱され、適用するステップにおいて識別された冷却経路により急冷される。
【００１１】
本発明の第２の態様によれば、ガスタービンエンジンのタービンディスクを熱処理するためのプロセスが提供される。プロセスは、等価多軸応力状態を判定するために、三軸度係数を用いて、析出強化合金に関する一軸歪み試験データを操作するステップを含む。タービンディスクは、析出強化合金で形成される。次いで、タービンディスクに対する冷却経路を識別するために、多軸応力状態に条件が適用される。冷却経路は、析出強化合金内において所定の応力もしくは歪みを超えずおよび／または所定の残留応力パターンを回避する熱処理温度および冷却速度の境界値を含む。その後、タービンディスクは、熱処理温度まで加熱され、適用するステップで識別された冷却経路により急冷される。
【００１２】
本発明の技術的効果は、高ガンマプライム含有量を有するＮｉ基組成物から、ならびに、組み合わせて、望ましい歪みのない形状、微細構造、および高温特性を達成できる鍛造条件、高温熱処理、および急冷速度の下で、構成部品を製造する能力である。
【００１３】
本発明の他の態様および利点は、以下の詳細な説明からより良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に使用するタイプのタービンディスクの斜視図である。
【図２】本発明の実施形態による方法で実行されるステップの概要を示す図である。
【図３】一軸破壊歪みデータ、温度、および（鍛造品の表面に対する）位置を、焼割れを予測するために本発明で採用する三軸度係数と関連付ける２つのグラフを含む図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明は、ターボ機械に使用するタイプの回転ハードウェア、詳細には高バイパスガスタービンエンジンのタービンおよび圧縮機ディスクおよび圧縮機スプールに関連して説明する。しかしながら、本発明の教示および利点はこのようなハードウェアに限定されるものではなく、それどころか幅広い用途に使用されるハードウェアに適合および適用できることを理解されたい。便宜上、本発明は、特に図１に示すタービンディスク１０に関連して説明するが、本発明の教示および利点はこの特定のタービンディスク１０に限定されるものではないことを理解されたい。
【００１６】
本発明のある特定の実施形態において、外側リム１２、ボア１４およびウェブ１６は全て同じ合金で形成される。好ましい合金は、合金の加工時に固溶化可能な析出相で強化される。タービンディスク１０を形成するという状況で、好ましい合金は、ガンマプライム析出強化ニッケル基合金であり、特定の合金は、最終製品がさらされる動作条件に基づいて選択することができる。適切な材料の非限定的な例としては、前述のガンマプライムニッケル基超合金Ｒ８８ＤＴおよびＲ１０４、ならびにＩｎｃｏｎｅｌ（登録商標）、Ｎｉｍｏｎｉｃ（登録商標）、およびＵｄｉｍｅｔ（登録商標）の商標で市販されている特定のニッケル基超合金が挙げられる。本発明にとって特に関心のあるものは、例えば、約２１００°Ｆ（約１１５０℃）よりも高いソルバス温度で、約３０体積パーセント以上、より好ましくは約４２体積パーセント以上、最も好ましくは約４９体積パーセント以上の、高ガンマプライム含有量を有するＮｉ基組成物であり、これは、Ｒ８８ＤＴおよびＲ１０４を含む。
【００１７】
本発明は、特定の位置の粒径がそれらの位置での使用条件に適合した状態で、最終製品の異なる位置に異なる粒径ならびに最適な析出物サイズおよびサイズ分布をもたらすことができる、鍛造プロセス、熱処理、および急冷速度を含む。一例として図１のタービンディスク１０を用いると、プリフォームは、結果として得られる鍛造プロファイルの少なくとも一部内に微細粒状構造を生成するために、最初は比較的高い歪み速度で鍛造することができ、その後、タービンディスク１０の異なる位置に異なる粒径の生成を引き起こすまたは促進するために、プロファイルに熱処理および急冷が行われる。熱処理は、ガンマプライム析出物を溶解し、かつ、先行する鍛造プロセスによる鍛造プロファイル内に塑性歪みが保持される結果として起こる再結晶および粒成長を生じさせる、スーパーソルバス熱処理であり得、その熱処理後に、所望の粒径を達成しかつガンマプライム析出物の所望のサイズおよびサイズ分布を形成するために、適切な冷却経路に従って急冷が行われる。本明細書で使用する場合、冷却経路という用語は、構成部品において所望の微細構造を得るために、特定の順序で行われる任意の数の熱処理温度、保持時間、および急冷速度を含むプロセスを指す。
【００１８】
鍛造プリフォームは、様々な既知のプロセスで製造することができ、粉末冶金（Ｐ／Ｍ）、従来の鋳造鍛造加工、およびスプレー鋳造または核形成鋳造成形法により製造されたビレットを含む。プリフォームは、典型的には、鍛造性を高めるために、微細な粒径、例えば、約ＡＳＴＭ１０またはそれよりも微細な平均粒径を有する。鍛造中、プリフォームは、最終的にタービンディスク１０のボア１４を画定するプロファイルの部分内に所望の粒径、例えば、微細粒を促進する、温度、歪みレベルおよび歪み速度で鍛造することができる。プリフォーム内の歪みレベルは、（望ましい特徴を有する微細構造を得るために実行することが好ましい）後続の熱処理中に再結晶および粒成長を生じさせるのに十分に高いことが好ましい。非限定的な例として、合金がＲ８８ＤＴまたはＲ１０４などの析出強化合金である場合、最終熱処理は、スーパーソルバス（固溶化）熱処理温度、換言すれば、合金のソルバス温度よりも高い温度で行われることが好ましい。スーパーソルバス熱処理中に、プロファイル内のガンマプライム析出物が溶解し、これにより、再結晶および粒成長を起こさせる。その後、プロファイルは、所定の冷却経路によって冷却される。例えば、プロファイル内に蓄積された塑性歪みを低減して焼割れを回避するために、プロファイルを最初はゆっくりと冷却してもよい。この徐々に冷却する短い期間は、析出反応速度論の過冷却に起因して、おそらく所望の析出にほとんど影響を及ぼさない。一旦析出が始まると、所望の微細構造と焼割れ限度とのバランスが保たれる。加えて、一旦このより低い温度（急冷の後期段階）になれば、より迅速な急冷を採用することができる。理解できるように、（時間および温度に依存する）冷却経路は、おそらく複数の冷却速度および時間を含む。
【００１９】
先に述べたように、急冷速度は、典型的には焼割れを回避するために制限される。高ガンマプライム含有量を含有するように高度に合金化されたＮｉ基合金で形成された先進Ｐ／Ｍディスクは、特に焼割れを起こしやすいことが知られている。焼割れを回避するために取られる典型的な対策により、化学的性質、ガンマプライム含有量、およびＮｉ基合金の特性に大幅な制限が加えられる。一軸歪み−亀裂基準または一軸応力−亀裂基準の使用に基づいて焼割れを予測する先の試みは、鍛造および他の強加工プロセスにより製造されたディスクまたは他の構成部品の形状内に存在する複雑な多次元の歪み状態または応力状態を忠実に説明していない。
【００２０】
焼割れの可能性をモデル化し予測する目的で、本発明では、先に求めた冷却速度に敏感な歪み−亀裂基準と併せて、三軸度の影響を焼割れ分析に対する重要な追加事項と見なす。この原理を利用した焼割れ基準は、ターボ機械のディスクまたは他の回転ハードウェアに必要な特性などの所望の特性を高めることができる微細化された微細構造を達成すると同時に、高度に合金化されたＮｉ基合金の割れを生じさせない急冷を可能にする可能性がある。
【００２１】
本発明は、鍛造品の一軸試験および有限要素モデリング（ＦＥＭ）と併せて、鍛造品における応力および歪み状態の三軸度による現実的歪み−亀裂値をモデル化する方法を活用する。モデルは、純粋な一軸分析の結果として得られる三軸度により延性の低下を補正する。本発明で得られるより正確な焼割れ基準に関して、熱処理のプロセスウィンドウおよび機器は、鍛造品のある特定の位置に特定のより最適な微細構造と特性を達成するように設計することができる。
【００２２】
図２に示すように、モデリング方法は、最初に所望の構成部品の材料に関する一軸歪み試験によりデータを取得することを含む。例えば、引張試験は、所望の構成部品（例えば、タービンディスク１０のボア１４の付近の微細粒）と同様の微細構造を有する目的とするＮｉ基合金に対して行ってもよい。引張試験は、種々の温度で行われ、試験温度での合金の一軸破壊歪みを判定する。引張試験の結果は、ネッキングの発生またはボイド形成なしに合金で達成された最大の一軸歪み（温度および冷却速度に依存する）をリスト化した数値表にまとめてもよく、それから、この結果は、特定の熱処理条件の結果として焼割れが起こるか否かを予測するために使用することができる。
【００２３】
図２の第２のステップにおいて、一軸歪み試験から得られた数値表は、位置および温度に依存する、三軸度を説明する公式（Ｍａｎｊｏｉｎｅ公式）に値を挿入することにより修正される。公式は以下の通りである：
【００２４】
【数１】
2015507701.tif 000003
ＦTは三軸度係数であり、σiは主応力（ｉ＝１、２、３）であり、εuは一軸荷重に対する破壊歪みであり、εfは多軸荷重に対する破壊時の相当歪みである。延性破壊は、等方応力と相当応力の比である、三軸度に強く依存することがよく知られている。結果として得られる三軸度に基づく歪み−亀裂値（εf）は、多軸荷重の影響に起因した、材料の延性低下または破損時の歪みレベルの低下に対応すると考えられる。それゆえ、これらの値は、温度および冷却速度を含む、所与の熱処理条件下での合金内部の焼割れをより正確に予測すると考えられる。一軸歪み−亀裂試験データ（εu）は、等価多軸応力状態（εf）に対する破壊歪みを示す。本発明に関して、任意の多重応力状態下での延性破壊歪みは、特定の熱処理温度および冷却速度に対して測定可能な一軸破壊歪みと関連付けることができる。これらの結果として得られる値は、焼割れを回避するために、合金内において避けるべき特定の応力または歪みおよび／または特定の残留応力パターンを示す。
【００２５】
図３は、一軸破壊歪みデータ、温度、および（鍛造品の表面に対する）位置を、焼割れを予測するために本発明で採用する三軸度係数（ＦT）と関連付ける２つのグラフを含む。グラフＡは、実際の破壊歪みと一軸破壊歪みと三軸度との間の関係を示している。この関係は、本発明に至る研究中に評価したニッケル基超合金試験片を用いて、Ｕノッチ試験により確認した。グラフＢにおいて、点１（Ｐ１）は、試験片の表面と同じ高さの位置であり、および他の点（Ｐ２〜Ｐ６）は、表面およびＰ１から徐々に０．０５インチ（約１．２７ｍｍ）ずつ距離を増やして離れて位置する。
【００２６】
図２の第３のステップについては、焼割れを引き起こす歪み値を回避する熱処理パラメータの境界値を識別するために、三軸度係数を用いて上記の２つの式で計算され、結果として得られる三軸度に基づく歪み−亀裂値に条件が適用される。このことは、急冷条件下での動的三軸度を計算するためにＦＥＭに基づく熱処理モデルにデータを入力することにより達成することができ、これにより、急冷条件下での表面近くの破壊歪みの場所が描かれる。ＦＥＭで計算された三軸度補正された破壊歪みを超える表面近傍の全有効歪みが、焼割れをもたらすと予測される。この情報は、焼割れを生じさせる歪み値を回避する潜在的熱処理（急冷冷却速度）パラメータの境界値を識別するために使用される。種々の急冷媒体で、サブスケールの試験片とフルスケールの生産部品に対して急冷試験を行うことにより、熱処理パラメータの識別された境界値を更に実証してもよい。
【００２７】
上で説明した予測モデルを利用することにより、ディスクの熱処理（冷却経路）は、例えば、熱処理遅延伝達時間（ｈｅａｔ  ｔｒｅａｔ  ｄｅｌａｙ  ｔｒａｎｓｆｅｒ  ｔｉｍｅ）と局所的な傾斜の（ｌｏｃａｌｉｚｅｄ  ｒａｍｐｅｄ）ガス冷却を制御することにより、焼割れを回避すると同時に、改善された特性のために可能である最高の冷却速度を達成するように設計することができる。より詳細には、図２に示す第４および第５のステップに相当するが、先行するステップのための基準として用いられる合金のプリフォームを、先行するステップで識別された、焼割れを回避する歪み速度値および熱処理パラメータの境界値でまたは境界値付近で、鍛造し熱処理する。歪み速度および熱処理条件は、特定の微細構造（例えば、粒径）および熱処理後の鍛造品に対する所望の特性に応じて、歪み速度または（温度および冷却速度を含む）熱処理条件を最適化するように選択することができる。これらの追加のステップに関して、本発明の方法は、ガスタービンディスクの生産試験で実験的に実証されている。
【００２８】
本発明を特定の実施形態に関して説明してきたが、当業者には、他の形態を採用することもできることは明らかである。例えば、構成部品の物理的構成は、図示のものと異なる可能性があり、述べたもの以外の材料および試験方法を使用することもできる。それゆえ、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】
【００２９】
１０  タービンディスク
１２  外側リム
１４  ボア
１６  ウェブ
１８  ボア孔
【図１】
2015507701.tif 000008
【図２】
2015507701.tif 000009
【図３】
2015507701.tif 000010
【手続補正書】
【提出日】平成26年8月18日(2014.8.18)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
合金で形成された構成部品を熱処理するプロセスであって、
等価多軸応力状態を判定するために、三軸度係数を用いて、前記合金の一軸歪み試験データを操作するステップと、
前記構成部品に対する冷却経路を識別するために、前記多軸応力状態に条件を適用するステップであって、前記冷却経路が、前記合金内において所定の応力もしくは歪みを超えずおよび／または所定の残留応力パターンを回避する熱処理温度および冷却速度に対する境界値を含む、前記適用するステップと、
その後、前記構成部品を熱処理温度まで加熱し、前記適用するステップで識別された前記冷却経路により前記構成部品を急冷するステップと、
を含むプロセス。
【請求項２】
前記合金が析出強化合金である、請求項１に記載のプロセス。
【請求項３】
前記析出強化合金が、ガンマプライム析出物を含むニッケル基合金である、請求項２に記載のプロセス。
【請求項４】
前記操作するステップ前に、前記一軸歪み試験データを取得するために、前記合金に対して一軸歪み試験を行うステップを更に含む、請求項２に記載のプロセス。
【請求項５】
前記加熱するステップの前記温度が、前記析出強化合金のスーパーソルバス温度である、請求項２に記載のプロセス。
【請求項６】
前記析出強化合金は、約１１５０℃よりも高いソルバス温度で、ガンマプライム体積率が約４９％以上である、請求項２に記載のプロセス。
【請求項７】
前記構成部品の一部が、前記加熱するステップ後に異なる平均粒径を有する、請求項１に記載のプロセス。
【請求項８】
前記操作するステップ前に前記一軸歪み試験データを下記式：
【数１】
2015507701.tif 000011
（ここで、ＦTは三軸度係数であり、σ1、σ2、およびσ3は主応力である。）
に入力することにより、前記析出強化合金に対する三軸度係数を算出するステップを更に含む、請求項１に記載のプロセス。
【請求項９】
前記操作するステップが、前記一軸歪み試験データおよび前記三軸度係数を下記式：
【数２】
2015507701.tif 000012
（ここで、ＦTは三軸度係数であり、εuは一軸荷重に対する破壊歪みであり、εfは多軸荷重に対する破壊時の相当歪みである。）
に入力することにより、多軸荷重に対する破壊時の相当歪みを算出するステップを含む、請求項１に記載のプロセス。
【請求項１０】
前記構成部品が、ガスタービンエンジンの回転構成部品である、請求項１に記載のプロセス。
【請求項１１】
前記回転構成部品がタービンディスク（１０）である、請求項１０に記載のプロセス。
【請求項１２】
前記構成部品がタービンディスク（１０）であり、
前記合金が析出強化合金であり、
前記タービンディスク（１０）が前記析出強化合金で形成される
請求項１に記載のプロセス。
【請求項１３】
前記析出強化合金が、ガンマプライム析出物を含むニッケル基合金である、請求項１２に記載のプロセス。
【請求項１４】
前記析出強化合金は、約１１５０℃よりも高いソルバス温度で、ガンマプライム体積率が約４９％以上である、請求項１２に記載のプロセス。
【請求項１５】
前記操作するステップ前に、前記一軸歪み試験データを取得するために、前記合金に対して一軸歪み試験を行うステップを更に含む、請求項１２に記載のプロセス。
【国際調査報告】
2015507701.tif 000013
2015507701.tif 000014