(57)【要約】      （修正有）【課題】優れた耐蝕性と高温環境の応力因子に耐える能力を有する蒸気タービン用部品及び熱処理方法を提供する。【解決手段】約０．０４重量％未満の炭素、約０．０〜約０．２重量％のマンガン、約０．０〜約０．２５重量％のケイ素、約０．０〜約０．０１５重量％のリン、約０．０〜約０．０１５重量％のイオウ、約２０．０〜約２３．０重量％のクロム、約８．５〜約９．５重量％のモリブデン、約３．２５〜約４重量％のニオブ、約０．０〜約０．０５重量％のタンタル、約０．２〜約０．４重量％のチタン、約０．１５〜約０．３重量％のアルミニウム、約３．０〜約４．５重量％の鉄を含み、残部がニッケルである合金から製造した部品。合金はその後、約９８２℃未満の温度での約１時間未満の焼鈍、及び約５３８℃〜７６０℃の温度での最大約１００時間の時効処理のような熱処理に付すことができる。【選択図】図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
約０．０４重量％未満の炭素、約０．０〜約０．２重量％のマンガン、約０．０〜約０．２５重量％のケイ素、約０．０〜約０．０１５重量％のリン、約０．０〜約０．０１５重量％のイオウ、約２０．０〜約２３．０重量％のクロム、約８．５〜約９．５重量％のモリブデン、約３．２５〜約４重量％のニオブ、約０．０〜約０．０５重量％のタンタル、約０．２〜約０．４重量％のチタン、約０．１５〜約０．３重量％のアルミニウム、約３．０〜約４．５重量％の鉄を含み、残部がニッケルである合金を約９８２℃未満の温度で約１時間未満焼鈍し、合金を約５３８℃〜約７６０℃の温度で最大約１００時間時効処理するプロセスによって形成される部品。
【請求項２】
前記合金がさらに約０．０〜０．００５重量％のホウ素を含む、請求項１記載の部品。
【請求項３】
前記合金の時効処理が約６７７℃の温度で約５０時間である、請求項１記載の部品。
【請求項４】
前記合金が９０キロポンド力／平方インチ（ｋｓｉ）を超える室温降伏強さを有する、請求項１記載の部品。
【請求項５】
前記合金が三ニッケル−ニオブ（Ｎｉ3Ｎｂ）のγ″相析出物を含む、請求項１記載の部品。
【請求項６】
前記合金がδ相三ニッケル−ニオブＮｉ3Ｎｂ析出物を含まない、請求項１記載の部品。
【請求項７】
前記合金の焼鈍が約９５４℃未満の温度で行われる、請求項１記載の部品。
【請求項８】
前記合金の焼鈍が約８９９℃未満の温度で行われる、請求項７記載の部品。
【請求項９】
前記プロセスがさらに、焼鈍の後に合金を冷却することを含む、請求項８記載の部品。
【請求項１０】
約０．０４重量％未満の炭素、約０．０〜約０．２重量％のマンガン、約０．０〜約０．２５重量％のケイ素、約０．０〜約０．０１５重量％のリン、約０．０〜約０．０１５重量％のイオウ、約２０．０〜約２３．０重量％のクロム、約８．５〜約９．５重量％のモリブデン、約３．２５〜約４重量％のニオブ、約０．０〜約０．０５重量％のタンタル、約０．２〜約０．４重量％のチタン、約０．１５〜約０．３重量％のアルミニウム、約３．０〜約４．５重量％の鉄を含み、残部がニッケルである合金を約５３８℃〜約７６０℃の温度で約１００時間未満時効処理することを含む、合金の処理方法。
【請求項１１】
前記合金がさらに約０．０〜０．００５重量％のホウ素を含む、請求項１０記載の方法。
【請求項１２】
前記合金の時効処理が約６７７℃の温度で約５０時間である、請求項１０記載の方法。
【請求項１３】
さらに、前記時効処理の前に、合金を約９８２℃未満の温度で約１時間未満焼鈍することを含む、請求項１０記載の方法。
【請求項１４】
前記合金の焼鈍が約９５４℃未満の温度である、請求項１３記載の方法。
【請求項１５】
前記合金の焼鈍が約８９９℃未満の温度である、請求項１４記載の方法。
【請求項１６】
さらに、焼鈍の後に合金を冷却することを含む、請求項１０記載の方法。
【請求項１７】
前記合金の冷却が急冷又は空気冷却である、請求項１６記載の方法。
【請求項１８】
約０．０１５〜約０．０３５重量％の炭素、約０．０〜約０．２重量％のマンガン、約０．０〜約０．１５重量％のケイ素、約０．０〜約０．０１５重量％のリン、約０．０〜約０．０１５重量％のイオウ、約２０．０〜約２３．０重量％のクロム、約８．５〜約９．５重量％のモリブデン、約３．２５〜約４重量％のニオブ、約０．０〜約０．０５重量％のタンタル、約０．２〜約０．４重量％のチタン、約０．１５〜約０．３重量％のアルミニウム、約３．０〜約４．５重量％の鉄、約０．０〜約０．００５重量％のホウ素を含み、残部がニッケルである合金を準備し、
合金を約８９９℃の温度で約１時間焼鈍し、
合金を冷却し、
合金を約６７７℃の温度で約５０時間時効処理する
ことを含んでなる、合金の処理方法。
【請求項１９】
前記合金の冷却が急冷又は空気冷却である、請求項１８記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明の実施形態は、改良されたニッケル−クロム−モリブデン−ニオブ（ＮｉＣｒＭｏＮｂ）合金に関する。具体的には、本実施形態は、この改良されたＮｉＣｒＭｏＮｂ合金、並びに限定されることはないがバケット及びノズルを始めとする広範な最近式蒸気タービン部品へのその応用に関する。
【背景技術】
【０００２】
蒸気タービンアセンブリに使用される部品は、通例、ニッケル−クロム、マルテンサイト系、又はオーステナイト系合金で構築されている。これらの合金は有利な高強度及び耐食特性を保有しているため、産業用発電用途でポピュラーになっている。また、通例、高い最大引張、降伏、及びクリープ−破壊強度を保有しており、そのため長期間にわたるその継続的使用が可能になっている。
【０００３】
「合金６２５」は、産業用蒸気タービン用途にとって望ましい幾つかの性質を有するニッケル−クロム基合金の一例である。合金６２５の組成は多少代わることがあるが、１つの特定の製造業者の組成仕様は、重量％で、最小５８．０％のニッケル、２０．０〜２３．０％のクロム、最大５．０％の鉄、８．０〜１０．０％のモリブデン、約３．１５〜４．１５％のニオブ、最大０．１０％の炭素、最大０．５０％のマンガン、最大０．５０％のケイ素、最大０．０１５％のリン、最大０．０１５％のイオウ、最大０．４０％のアルミニウム、最大０．４０％のチタン、及び最大１．０％のコバルトである。
【０００４】
過去数年間で蒸気タービン技術の多くの進歩が達成され、１０５０°Ｆを超える入口温度を特徴とする次世代蒸気タービンアセンブリがもたらされた。蒸気タービンの初期段階のバケット及びノズル部品は特に最近式蒸気タービンアセンブリに関連する高温に起因する故障を起こし易い。また、複合サイクル脱塩プラントにおいて、タービン段は初期の含湿領域においては高い負荷で、また低い負荷で使用中は高温で作動する。これらのタービン湿度ライン条件下における点食、強度低下、及び応力腐食亀裂に対する優れた耐性の要望が明らかになってきている。この広範囲の困難な環境のため、蒸気タービン部品に現在使われている合金に対して独特の障害が生じてきている。
【０００５】
塩化ナトリウム、酸、及び苛性物質の付着に起因する劣化が蒸気タービンバケット用途に一般的に使われているマルテンサイト系ステンレス合金で重要な問題となってきている。また、現存のマルテンサイト系ステンレスブレード用合金は、温度が１０５０°Ｆを超える用途に使用するのに理想的ではない。Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖのような低温腐食耐性合金は、作動温度が１０００°Ｆに近付くと推奨されない。従って、タービン段の幾つかの部分に存在する条件に対処するために多くの合金を使用し得るが、それらの合金も最終的にはタービンアセンブリの他の領域で設計上妥協をする必要性があることがあり、その結果部品の信頼性に影響が出る可能性がある。
【０００６】
熱処理は、化合物の冶金学的性質を変更・改良するために使用される方法である。これらの方法は合金の特性を改変するのに使用されることが多い。これらの変更は焼鈍、析出硬化、時効、及び急冷のようなプロセスを通じて達成され、その最終結果は化合物の機械的性質の増強である。化合物をこれらの外的応力因子に付すことで、その微細組織が目的とする特定の設計特性に合致するように変わる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
次世代型蒸気タービンは蒸気タービンのバケット及びノズル用途に関連する困難な環境に対処するという特徴をもつので、アセンブリは熱処理したニッケル基合金を使用することで恩恵を得ることができる。従って、優れた耐食性と高温環境の応力因子に耐える能力とを組み合わせて有する熱処理した合金が望ましいであろう。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の実施形態は、約０．０４重量％未満の炭素、約０．０〜約０．２重量％のマンガン、約０．０〜約０．２５重量％のケイ素、約０．０〜約０．０１５重量％のリン、約０．０〜約０．０１５重量％のイオウ、約２０．０〜約２３．０重量％のクロム、約８．５〜約９．５重量％のモリブデン、約３．２５〜約４重量％のニオブ、約０．０〜約０．０５重量％のタンタル、約０．２〜約０．４重量％のチタン、約０．１５〜約０．３重量％のアルミニウム、約３．０〜約４．５重量％の鉄を含み、残部がニッケルである合金を約９８２℃未満の温度で約１時間未満焼鈍するプロセスによって形成される部品に関する。このプロセスはまた、合金を約５３８℃〜７６０℃の温度で最大約１００時間時効処理することも含む。
【０００９】
本発明の別の実施形態は、蒸気タービン部品に適用し得る合金の処理方法を包含し、この方法は、約０．０４重量％未満の炭素、約０．０〜約０．２重量％のマンガン、約０．０〜約０．２５重量％のケイ素、約０．０〜約０．０１５重量％のリン、約０．０〜約０．０１５重量％のイオウ、約２０．０〜約２３．０重量％のクロム、約８．５〜約９．５重量％のモリブデン、約３．２５〜約４重量％のニオブ、約０．０〜約０．０５重量％のタンタル、約０．２〜約０．４重量％のチタン、約０．１５〜約０．３重量％のアルミニウム、約３．０〜約４．５重量％の鉄を含み、残部がニッケルである合金を約５３８℃〜約７６０℃の温度で約１００時間未満時効処理することを含む。
【００１０】
また、本発明の実施形態は、蒸気タービン部品に適用し得る合金を処理する別の方法も包含し、この方法は、約０．０１５〜約０．０３５重量％の炭素、約０．０〜約０．２重量％のマンガン、約０．０〜約０．１５重量％のケイ素、約０．０〜約０．０１５重量％のリン、約０．０〜約０．０１５重量％のイオウ、約２０．０〜約２３．０重量％のクロム、約８．５〜約９．５重量％のモリブデン、約３．２５〜約４重量％のニオブ、約０．０〜約０．０５重量％のタンタル、約０．２〜約０．４重量％のチタン、約０．１５〜約０．３重量％のアルミニウム、約３．０〜約４．５重量％の鉄、約０．０〜約０．００５重量％のホウ素を含み、残部がニッケルである合金を準備することを含んでいる。この合金は次いで約８９９℃の温度で約１時間焼鈍し得る。この方法は、その後、合金を冷却し、約６７７℃の温度で約５０時間時効処理することを含む。
【００１１】
以下の詳細な説明により、上記及びその他の特徴を例示する。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】図１は、華氏単位の温度に対してキロポンド力毎平方インチ単位の最大引張強さをプロットしたグラフである。このグラフは、受領したままの合金と、一定の熱処理に付した後の同じ合金についてプロットしたものである。
【図２】図２は、華氏単位の温度に対してキロポンド力毎平方インチ単位の０．２％降伏強さをプロットしたグラフである。このグラフは、受領したままの合金と、一定の熱処理に付した後の同じ合金についてプロットしたものである。
【図３】図３は、合金の処理方法を示す流れ図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明の実施形態は、改良された降伏強さ、クリープ及び応力緩和特性、並びに蒸気中での優れた耐食性を有する合金を提供する。この合金は蒸気タービンの一体連結バケット（Integrally coupled buckets；ＩＣＢ）、ノズル、又はその他あらゆる部品に使用することができる。
【００１４】
以下の定義は本明細書全体にあてはまる。用語「合金６２５」とは、本発明の実施形態と類似の化学的組成を有する普通に製造されたニッケル−クロム基合金をいう。用語「合金」は、本明細書に記載の組成規格に合う、熱処理の適用前のニッケル−クロム基合金を指す。用語「熱処理した合金」又は「ＨＴＡ」とは、本明細書に記載の組成規格に合う、熱処理の適用後のニッケル−クロム基合金をいう。
【００１５】
合金６２５は、産業用発電、航空宇宙、及び原子力分野のような幅広い用途で使用されるニッケル−クロム基合金である。合金６２５の多能性は、そのニッケル−クロムマトリックスに対するモリブデン及びニオブの強化効果に由来する。この合金は、他の入手可能な合金代替物と比べて高い強度と耐食性を保有する。しかし、最新式タービンアセンブリは当初予想されたよりもさらに厳しい条件を課している。従って、合金６２５は、特別な熱処理及びプロセス制御と併せて適用されたときに、現代の蒸気タービンアセンブリにより課せられる要件を満たす能力を有していることが判明した。
【００１６】
厳密な化学及び特定の熱処理プロセス手順により、変形した微細組織の重大な性状を保持し、ガンマダブルプライム（γ″）強化性析出物を生成する合金が得られることが判明した。これらのγ″析出物は合金内で秩序化されたニッケルニオブ相を構成する。
【００１７】
本発明の一実施形態に使用する合金の化学組成は、概略最大充填率０．０４重量％の炭素（Ｃ）、最大充填率０．２重量％のマンガン（Ｍｎ）、最大充填率０．２５重量％のケイ素（Ｓｉ）、最大充填率０．０１５重量％のリン（Ｐ）、最大充填率０．０１５重量％のイオウ（Ｓ）、約２０．０〜２３．０重量％のクロム（Ｃｒ）、約８．５〜９．５重量％のモリブデン（Ｍｏ）、約３．２５〜４．００重量％のコロンビウム（ニオブともいう）（Ｎｂ）、最大充填率０．０５重量％のタンタル（Ｔａ）、約０．０〜０．４０重量％のチタン（Ｔｉ）、約０．１５〜０．３０重量％のアルミニウム（Ａｌ）、最大充填率０．００５重量％のホウ素（Ｂ）、約３．０〜４．５重量％の鉄（Ｆｅ）（これらの間の全ての部分的な範囲を包含する）を有し、残部はニッケル（Ｎｉ）である。
【００１８】
本発明の別の実施形態で使用する合金の化学組成は、充填率約０．０１５〜０．０３５重量％の炭素（Ｃ）、最大充填率０．２重量％のマンガン（Ｍｎ）、最大充填率０．１５重量％のケイ素（Ｓｉ）、最大充填率０．０１重量％のリン（Ｐ）、最大充填率０．００２重量％のイオウ（Ｓ）、約２０．０〜２３．０重量％のクロム（Ｃｒ）、約８．５〜９．５重量％のモリブデン（Ｍｏ）、約３．２５〜４．００重量％のコロンビウム（ニオブともいう）（Ｎｂ）、最大充填率０．０５重量％のタンタル（Ｔａ）、約０．２０〜０．４０重量％のチタン（Ｔｉ）、約０．１５〜０．３０重量％のアルミニウム（Ａｌ）、最大充填率０．００５重量％のホウ素（Ｂ）、約３．０〜４．５重量％の鉄（Ｆｅ）（これらの間の全ての部分的な範囲を包含する）であり、残部はニッケル（Ｎｉ）である。
【００１９】
熱処理の一実施形態は、合金を焼鈍し、その後時効処理してγ″析出物を形成することを含み得る。この焼鈍熱処理は約９８２℃（１８００°Ｆ）未満の温度で約１時間未満とし得る。時効処理熱処理は約５３８℃（１０００°Ｆ）〜７６０℃（１４００°Ｆ）の温度で１００時間までの時間とし得る。
【００２０】
合金を５３８℃より低いか、又は７６０℃より高い温度で処理すると、低い温度では長い熱処理時間（１００時間を超える）又は高い温度では非常に短い熱処理時間（１０時間未満）が必要となり、例えばＩＣＢ用途に必要とされる９０ｋｓｉを超える降伏強さを達成するのは不確実になる。これらの熱処理プロセスに伴う問題は、高い温度（７６０℃超）ではγ″とδ（あまり望ましくない平衡相）の二相組織が創成され、低い時効処理温度（５３８℃未満）ではγ″が創成されないことである。５３８℃未満の温度では等価な強度を生成するのに長い時効処理時間が必要になり、一方７６０℃を超える温度ではδの生成のために複雑になる。
【００２１】
熱処理プロセス手順の１つの代表的な実施形態は、あらゆる金属生成プロセスの後に使用し得るが、棒、板、シート又は鍛造品に特有である。必要な部品形状への熱機械加工処理の後、ＨＴＡを生成するための時効熱処理を行うことにより、合金に低温焼鈍（９５４℃（１７５０°Ｆ）未満で１時間未満）の後又は焼鈍なしで、５３８℃（１０００°Ｆ）〜７６０℃（１４００°Ｆ）の範囲で１００時間までの時間の熱処理を行う。丸棒の特定の場合、熱処理順序は以下の工程を含むことができる。すなわち、棒を形成した後、９５４℃（１７５０°Ｆ）で３０分のミル焼鈍し、若しくは９８２℃（１８００°Ｆ）未満での任意の適切な時間と温度の熱処理、又はミル焼鈍なしで、６７７℃（１２５０°Ｆ）で５０時間熱処理する。
【００２２】
別の代表的な実施形態は、合金の焼鈍、冷却、及び時効処理を含み得る。焼鈍は約８９９℃（１６５０°Ｆ）の温度で約１時間未満とし得る。次に合金を、限定されることはないが、急冷又は空気冷却を始めとする種々の手段により冷却し得る。合金は水又はその他あらゆる適切な媒体で急冷し得る。最後に、時効処理を、約６７７℃の温度で約５０時間とし得る。
【００２３】
これらの合金の熱処理を使用して、（部品形成操作を通した）転位下部組織の保持及びγ″析出の発達により二次的強度を付与する。合金の組成はＡＭＳ５６６６Ｆ（ＳＡＥ  Ｓｔａｎｄａｒｄｓ）に規定されている化学と類似であるが、より厳密である。このより厳密に定められた化学ウィンドウにより、合金の製造における均一性が得られる。
【００２４】
ＡＭＳ５６６６Ｆは、この合金の化学の限界を規定するための緩い枠組みを提供する。この合金に対して上で特定された好ましい化学により、限定されることはないが高圧／中間圧（ＨＰ／ＩＰ）バケット、低圧（ＬＰ）バケット、及び統合造水・発電プラント（Integrated Water and Power Plant，ＩＷＰＰ）最終段バケットを含めて多くの用途にこの合金を使用することが可能になる。本発明の実施形態は蒸気用途に適しており、機械的変形加工処理中に生成した転位下部組織（substructure）の保持及びγ″強化性析出物のため、ＨＴＡは追加の降伏強さ及び応力緩和能力を保有する。
【００２５】
γ″強化性析出物を最大化するために、炭素レベルは０．０４重量％未満でなければならない。一方、ＡＭＳ５６６６Ｆの最大炭素限度は０．１重量％である。０．０４重量％を超える炭素レベルは、マトリックスに由来する溶質、主としてＮｂ（ニオブ）を使用して炭化物を形成することによりγ″生成を妨害する。加えて、Ｎｂはγ″（すなわち、γＮｉマトリックスとコヒーレントな秩序化された対心正方結晶構造を有するＮｉ3Ｎｂ）を形成するのに充分でなければならず、またＡｌとＴｉ（すなわち、０．３５〜０．７０重量％：Ａｌ＋Ｔｉ）はいずれもγ″析出物格子内のＮｂと置き換わることができるので充分な量で存在しなければならない。
【００２６】
時効熱処理は、バケット又はノズル部品の製造前に降伏強さを増大させるため、蒸気タービン操作に先立ってマトリックス内にγ″を生成させるために使用される。合金６２５は本質的に時効硬化可能な合金ではないので、γ″を生成するのに使用される熱処理温度は、核を形成させγ″を成長させるのに利用できる充分な時間があり、同時に平衡δ相（これもＮｉ3Ｎｂであるが、斜方晶系結晶構造を有する）を生成しないようにしなければならない。さらに、γ″生成の時間と温度は、転位下部組織に悪影響を及ぼす（すなわち、γＮｉマトリックス内の遊離の転位の低減）ほどに高過ぎてはならず、すなわち７６０℃（１４００°Ｆ）未満であり、又は１００時間を越えるほど長過ぎてはならない。６４９℃（１２００°Ｆ）未満の作動温度の場合、γ″は時効熱処理によって一旦形成されると、この相は長時間比較的安定であり、作動中にあまり望ましくないδ相に戻ることはない。従って、強度は製造プロセスの当初から高く、この高いレベルにずっととどまる。
【００２７】
本発明の実施形態は特定の蒸気タービン部品に関するものではないが、一体型カバーバケット（ＩＣＢ）に本発明の実施形態を利用するには、合金特性に関する特別な要件を考慮する必要性が生ずる。（接触点における）列内のバケット間の接触する力は作動中これらを正しい一に保持する力であるので、ＩＣＢの設計に使用される合金の応力−緩和は極めて重大である。あらゆるＩＣＢ用途で、使用寿命の間バケットを互いに接触させて保つには一定のレベルの応力が必要である。１０Ｃｒ鋼のようなある種の合金は優れた降伏強さと良好なクリープ耐性をもっているが、応力−緩和に関して試験すると、その強度は急速に落ち、バケットの作動寿命の初期の効率的なバケット−バケット接触のための限界応力レベルより低下する。１０Ｃｒ鋼はＩＣＢの正常な作動条件でその強度を極めて急速に失う。
【００２８】
受領したままの合金６２５、ＨＴＡ、及び１０Ｃｒ鋼に対して試験を行った。要約すると、１０Ｃｒ鋼は標準の作動条件でＩＣＢバケット用途に対してあまりにも急速に緩和する。合金６２５は、１０Ｃｒ鋼と比べて改良された性能を提供するが、目的のＩＣＢ寿命時間を満足するには不充分である。熱処理した合金は目的とする特定の設計要件を満足する。
【００２９】
理論に縛られることは望まないが、ＨＴＡは、目的のＩＣＢ寿命時間を満足できないという問題を、先の生成操作の間に達成された転位下部組織の保持、及びγ″の析出によって軽減すると考えられる。γ″の析出及び製造プロセスに由来する高い転位密度の保持により、製造時のバケット挿入に対する適当な降伏強さ及び蒸気タービン作動中の応力−緩和能力が確保されて、ＩＣＢ部品の設計要件が満たされる。
【００３０】
熱処理した合金により、ＩＣＢバケットを、全タービン効率の付随する改良を伴って、高温（５８２〜６４９℃の蒸気温度）及び低温（応力−緩和能力に加えての耐食性）蒸気タービンの両方に使用することが可能になる。熱処理した合金は、これらの蒸気タービンにおける通常の作動条件下でのＩＣＢ部品の所望の作動寿命を提供する。また、ＩＣＢバケットを、蒸気タービンのＨＰ／ＩＰの最初の２〜３バケット列で５８２℃を超える温度で延長された作動時間の間、また統合造水・発電施設（Integrated Water and Power Product）における低圧列で使用することも可能になる。
【００３１】
γ″の生成及び転位の保持は本発明にとって重要である。化学は、ＡＭＳ５６６６Ｆの公称範囲内ではあるが、強度のために充分なγ″が確実に得られるように、重大な元素Ｃ、Ｎｂ、Ａｌ及びＴｉに関して厳密である。熱処理ウィンドウによって、転位の低減に起因する強度の損失を同時に伴うことなくγ″を生成する自由度が得られる。
【実施例】
【００３２】
５つの異なる供給元から得られた試料を用いて合金６２５の熱処理を実施した。表１に、４つの試料Ａ〜Ｄの組成を、本発明の一実施形態のＨＴＡにおける元素の最小と最大の概略量と共に示す。表２には、５つの試料Ａ〜Ｅの組成を、本発明の別の実施形態のＨＴＡにおける元素の最小と最大の概略量と共に示す。
【００３３】
【表１】
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【００３４】
【表２】
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受領したままの（すなわち、ミル焼鈍した、熱処理前の）合金と、６７７℃で５０時間の特定の熱処理（以後ＨＴ２という）を受けた材料に対して、引張及びクリープ強度並びに応力−緩和を測定した。受領したままの合金に適用した別の熱処理（以後ＨＴ１という）では、合金を８９９℃（１６５０°Ｆ）で１時間焼鈍し、この合金を水で急冷し、この合金を６７７℃（１２５０°Ｆ）で５０時間時効処理した。受領したままの合金に適用したもう１つ別の熱処理（以後ＨＴ４という）では、合金を８９９℃（１６５０°Ｆ）で１時間焼鈍し、この合金を空気冷却し、この合金を６７７℃（１２５０°Ｆ）で５０時間時効処理した。
【００３５】
各々の熱処理した合金６２５に対して、降伏強さ、クリープ寿命及び応力−緩和応答を評価した。熱処理にかけた受領したままの合金（表１の試料Ａ〜Ｄ）の室温降伏強さ（平均）は少なくとも９９ｋｓｉであり、低溶体化焼鈍した合金６２５の公称最小６０ｋｓｉより十分高かった。１０００ＭＷ蒸気タービンの作動温度（６００℃）において、４つの試料の０．２５％歪みにおける応力緩和はＩＣＢに対する１０００００時間の寿命を提供するのに充分であった。熱処理していない試料は６００℃で０．２５％歪みにおいて充分な寿命を提供しなかった。ＨＴＡのクリープ強度は熱処理していない合金６２５より改良されていた。
【００３６】
試験した試料で主たる化学的差違は表１の加熱Ｄの炭素レベルであり、０．０４重量％の最大限界を超えている。炭素レベルは０．０４重量％以下、好ましくは０．０３％以下であることが要求される。０．０３％を超えるレベルで、実際０．０４％を超えるレベルで炭素は、強化性析出物中に使用されるように利用され得るのでなく、溶質元素と炭化物を形成する傾向がある。また、表２に明確に示されている本発明の実施形態は狭まったケイ素重量％範囲を含む。ケイ素の重量％範囲は二次的な有害相であるラバ（lava）相の生成を最小化するために狭まっていた。
【００３７】
合金の最大引張強さに対するＨＴ１、２、及び４の効果を図１に示す。受領したままの合金に対する熱処理した合金の最大引張強さの顕著な改良が明らかである。最も顕著な改良を生じた熱処理はＨＴ１であった。ＨＴ１では、約３０ｋｓｉの改良された室温ＵＴＳと、約２０ｋｓｉの改良された作動条件温度ＵＴＳが生じた。
【００３８】
合金の０．２％降伏強さに対するＨＴ１、２、及び４の効果を図２に示す。ここでも、受領したままの合金に対する熱処理した合金の降伏強さの顕著な改良が明らかである。ＨＴ１では、約４０ｋｓｉの改良された室温降伏強さと、約６０ｋｓｉの改良された作動条件温度降伏強さが生成した。
【００３９】
図３は、本発明の一実施形態に係る合金の処理方法を示す流れ図である。
【００４０】
本明細書で用語「第１」、「第２」などは、いかなる順序、量、又は重要さを意味することはなく、１つの要素を別の要素から区別するために使われており、また本明細書で単数形の用語は量の限定を意味するものではなく、言及されているものが少なくとも１つ存在することを意味している。量に関連して使用される修飾語「約」は、表示されている値を含み、状況により示される意味を有する（例えば、特定の量の測定に伴う程度の誤差を含む）。本明細書で使用されている「（複数を含む）」という用語はそれが修飾している用語の単数と複数の両方を含むことを意味し、そのためその用語の１以上を含む（例えば、金属（複数を含む）とは１以上の金属を含む）。本明細書に開示されている範囲は包括的であり、独立して組み合わせ可能である（例えば、「約又は約２５重量％以下、又はより具体的には約又は約５重量％〜約又は約２０重量％」の範囲は、「約５重量％〜約２５重量％」などの範囲の終点及び全ての中間の値並びにその間の部分的な範囲を含む）。
【００４１】
本明細書には様々な実施形態を記載したが、本明細書から分かるように、それらの要素の様々な組合せ、変化又は改良が当業者によってなされ得、本発明の範囲内に入る。さらに、特定の状況又は材料を本発明の教示に適合させるために本発明の本質的な範囲から逸脱することなく多くの修正をなし得る。従って、本発明は、本発明を実施するために考えられる最良の態様として開示された特定の実施形態に限定されることはなく、本発明は特許請求の範囲内に入るあらゆる実施形態を包含するものである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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