(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で１５．０ないし１９．０％のコバルト、１４．３５ないし１５．１５％のクロム、４．２５ないし５．２５％のモリブデン、１．３５ないし２．１５％のタンタル、３．４５ないし４．１５％のチタン、２．８５ないし３．１５％のアルミニウム、０．０１ないし０．０２５％の硼素、０．０１２ないし０．０３３％の炭素、０．０５ないし０．０７％のジルコニウム、１．０％までのハフニウム、１．０％までのレニウム、２．０％までのタングステン、１．０％までのイットリウム、０．１％までのバナジウム、１．０％までの鉄、０．２％までの珪素、０．１５％までのマンガン、残余のニッケルおよび付随的な不純物からなり、７２５℃の温度で５００ＭＰａの付加応力を加えたときの全塑性歪（ＴＰＳ）が０．１％に達するまでの時間が３５〜４５時間であるようなクリープ特性を有するニッケルベース合金。
【請求項２】
重量％で１８．５％のコバルト、１５％のクロム、５％のモリブデン、２％のタンタル、３．６％のチタン、３％のアルミニウム、０．７５％のハフニウム、０．０１５％の硼素、０．０６％のジルコニウム、０．０２７％の炭素、残余のニッケルおよび付随的な不純物からなる請求項１に記載の合金。
【請求項３】
重量％で１５％のコバルト、１４．５％のクロム、４．５％のモリブデン、１．５％のタンタル、４％のチタン、３％のアルミニウム、０．０１５％の硼素、０．０６％のジルコニウム、０．０２７％の炭素、残余のニッケルおよび付随的な不純物からなる請求項１に記載の合金。
【請求項４】
重量％で１５％のコバルト、１４．５％のクロム、４．５％のモリブデン、１．５％のタンタル、４％のチタン、３％のアルミニウム、０．７５％のハフニウム、０．０１５％の硼素、０．０６％のジルコニウム、０．０２７％の炭素、残余のニッケルおよび付随的な不純物からなる請求項１に記載の合金。
【請求項５】
ＴＣＰ相のソルバスがＭ23Ｃ6またはＭ6Ｃ相のソルバスよりも小さい請求項１〜４のいずれかに記載の合金。
【請求項６】
本質的に請求項１〜５のいずれかによる合金からなる鍛練、熱処理製品。
【請求項７】
タービンディスクである請求項６に記載の製品。
【請求項８】
粒径が６−４５μｍである請求項６または７に記載の製品。
【請求項９】
ＴＣＰ相の割合が７２５℃の温度で７．０重量％以下である請求項６〜８のいずれかに記載の製品。
【請求項１０】
Ｍ23Ｃ6またはＭ6Ｃ相が粒界に存在する請求項６〜９のいずれかに記載の製品。
【請求項１１】
７２５℃の温度でのγプライム重量分率が４５±２％である請求項６〜１０のいずれかに記載の製品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は新しいニッケルベース超合金と、それから作られる例えばコンプレッサーやタービンディスク等の鍛練、熱処理製品に関する。直径１ｍにも及ぶタービンディスクは、タービン等ガスタービンの致命的な部分である。操業中にそのような部品に欠陥が生じると、いつも取り返しがつかない状況となる。
【０００２】
【発明が解決しようとする課題】
３０年以上にわたって、タービンディスクのようなエンジン部品をより苛酷な条件で操業できるように改良された合金が絶えず求められてきた。ワスパロイ（ｗａｓｐａｌｏｙ）として知られるニッケルベース超合金は１９６７年に導入され、強度と使用最高温度に限界があるにもかかわらず、今日も依然として使用されている。改良された強度を有する合金ＵＤＩＭＥＴ７２０は、１９８６年に導入された（ＵＤＩＭＥＴはスペシャル・メタルズ・コーポレーションの登録商標である）。しかし、ＵＤＩＭＥＴ７２０は、不安定（有害な位相的密封（ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａｌｌｙ  ｃｌｏｓｅ  ｐａｃｋｅｄ）（ＴＣＰ）相形成の点で）であることがわかり、１９９０年にクロムと炭素と硼素の量を減らした合金、粉末加工のＵＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉ（隙間が少ない）に取って代わられた。鋳造鍛練（Ｃ＋Ｗ）加工の改良は、１９９４年にはＣ＋Ｗ  ＵＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉをもたらした。鋳造鍛練ＵＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉは、粉末ヴアリアントのものにほぼ匹敵する特性を示す。ＵＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉは十分な強度を有するが、疲労亀裂生長に対する抵抗はワスパロイよりいくぶん低く、その最高作業温度はおよそ６５０℃が限度である。
【０００３】
将来の市民社会および軍用のタービンディスクの増大する需要を満たすように、合金組成、微細構造、熱処理、加工ルートの定義付けが絶えず求められている。本発明の目的はその要求を満たすことである。ニッケルベース超合金は、一般に合金成分がおよそ１０からなり非常に複雑であるため、合金組成の最適化は極めて難しい。本発明を発展させるにあたっては広く相ダイアグラム設計（ｍｏｄｅｌｌｉｎｇ）が、成分相とその割合を予測するため、採用されている。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、重量％で１５．０ないし１９．０％のコバルト、１４．３５ないし１５．１５％のクロム、４．２５ないし５．２５％のモリブデン、１．３５ないし２．１５％のタンタル、３．４５ないし４．１５％のチタン、２．８５ないし３．１５％のアルミニウム、０．０１ないし０．０２５％の硼素、０．０１２ないし０．０３３％の炭素、０．０５ないし０．０７％のジルコニウム、１．０％までのハフニウム、１．０％までのレニウム、２．０％までのタングステン、１．０％までのイットリウム、０．１％までのバナジウム、１．０％までの鉄、０．２％までの珪素、０．１５％までのマンガン、残余のニッケルおよび付随的な不純物からなり、７２５℃の温度で５００ＭＰａの付加応力を加えたときの全塑性歪（ＴＰＳ）が０．１％に達するまでの時間が３５〜４５時間であるようなクリープ特性を有するニッケルベース合金を提供する。
【０００５】
ある合金は重量％で１８．５％のコバルト、１５％のクロム、５％のモリブデン、２％のタンタル、３．６％のチタン、３％のアルミニウム、０．７５％のハフニウム、０．０１５％の硼素、０．０６％のジルコニウム、０．０２７％の炭素、残余のニッケルおよび付随的な不純物からなる。
【０００６】
またある合金は重量％で１５％のコバルト、１４．５％のクロム、４．５％のモリブデン、１．５％のタンタル、４％のチタン、３％のアルミニウム、０．０１５％の硼素、０．０６％のジルコニウム、０．０２７％の炭素、残余のニッケルおよび付随的な不純物からなる。
【０００７】
さらには、ある合金は重量％で１５％のコバルト、１４．５％のクロム、４．５％のモリブデン、１．５％のタンタル、４％のチタン、３％のアルミニウム、０．７５％のハフニウム、０．０１５％の硼素、０．０６％のジルコニウム、０．０２７％の炭素、残余のニッケルおよび付随的な不純物からなる。
【０００８】
ニッケルレベルはふつう４０ないし６０重量％である。
【０００９】
好ましい合金は下記の特性を有する。
【００１０】
・ワスパロイにほぼ匹敵する疲労亀裂生長抵抗性。この主要である特性は、総合特性バランスを失うことなく達成される。
【００１１】
・ワスパロイより高い引張強さ、特に、５５０℃の温度で少なくとも１４００ＭＰａの極限引張強さ（ＵＴＳ）。
【００１２】
・７２５℃の温度で５００ＭＰａの付加応力を４０時間加えたときの全塑性（ｐｌａｓｔｉｃ）歪（ＴＰＳ）０．１％以下のクリープ歪。
【００１３】
・７２５℃でγプライム相重量分率が４５±２％。（γプライム容積分率を増加すると、引張強さが改善される。γプライム重量分率をこのレベルまで制御すると、引張強さと疲労亀裂生長抵抗との均衡が保持される。）
【００１４】
・不安定度とＭ6Ｃおよび／またはＭ23Ｃ6タイプの粒界カーバイドを形成するポテンシャルの程度。（本発明に至るまでの我々の研究により、安定性に欠ける合金ほど大きな疲労亀裂生長抵抗を示すことがわかった。）
【００１５】
・位相的密封（ＴＣＰ）相の限定的形成。好ましくはＴＣＰ相の割合（鍛練熱処理製品において）は、７２５℃の温度で７．０重量％以下である。（シグマ及びムー相の過剰な析出は、これらの超合金のクリープ特性を低下させることがわかった。）
【００１６】
・ＴＣＰ相のソルバスは、Ｍ6ＣまたはＭ23Ｃ6相のソルバスよりも低く、好ましくは少なくとも４０℃低い。
【００１７】
・ワスパロイや、ＵＤＩＭＥＴ７２０一族の合金のいずれよりも高い作動温度。
【００１８】
下記表１は、本発明による３種の好ましい合金の組成を、従来技術による４種の合金の組成とともに示す。本発明による好ましい合金は、タンタルを含むことと、クロム、モリブデン、チタン、アルミニウムの組み合わせであることに特徴があることがわかる。
【００１９】
種々の成分は、合金の化学的／機械的特性関係に特別な効果をもたらすことが確認された。
【００２０】
・コバルト（１５ないし１８．５重量％の範囲内）は、合金の引張あるいはクリープ強さにはなんら有意義の効果をもたらさない。１５重量％のコバルトが存在すると、最小の堆積欠陥エネルギー（ＳＦＥ）が生じ、平面変形（ｐｌａｎｅｒ  ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ）と潜在的に改善された疲労亀裂生長抵抗を促進する。
【００２１】
・クロムレベルは、ＴＣＰ相の過剰形成なしに疲労亀裂生長抵抗を改善するために上げられた。
【００２２】
・モリブデンは高温で引張強さと延性に有益な効果をもたらすが、ＴＣＰ相形成の点で高クロムとの均衡を保つために、レベルが制限されている。
【００２３】
・タンタルは引張強さを増加するが、分離して非常に安定したタンタルカーバイド（ＭＣカーバイド）を形成する。タンタル濃度はこのＭＣカーバイドが分解し、粒界カーバイドの形成を促進するよう制限される。
【００２４】
・チタンはアルミニウムとともにγプライム重量分率を制御し、γプライムソルバスに最大の効果をもたらす。チタン含量は、γプライム重量分率とＴＣＰ相形成を制御しながら、引張強さを維持するために減らされるタンタルレベルとの均衡を保つように増加させた。
【００２５】
・アルミニウムは、γプライム重量分率を制御するために、チタンとの均衡をとった。アルミニウム濃度も、ＴＣＰ相形成傾向を減じるために制限した。
【００２６】
・硼素は、クリープ、疲労亀裂生長抵抗性および引張強さに有利であるようレベルを減らした。
【００２７】
・炭素は、高温延性と高温クリープ抵抗を促進するレベルに維持した。
【００２８】
・ジルコニウムは、応力破断とクリープ抵抗に有利な効果をもたらすので、
０．０６重量％まで増加させた。
【００２９】
・ハフニウムは（３種の合金中２種において）０．７５重量％の割合で含有させた。ハフニウムを添加すると、すべての特性が改善される。
【００３０】
・レニウムは、クリープ抵抗に強力な有益な効果をもたらすので、含有させると有効である。
【００３１】
【表１】
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【００３２】
本発明の新しい合金の可能性を利用するためには、下記の加工段階をとることが製品製造、つまり、粉末冶金あるいは鋳造鍛練技術を利用してのビレット製造にとって望ましい。すなわち、等温（ｉｓｏｔｈｅｒｍａｌ）あるいはホットダイルートによるビレット加工、ついで部分的あるいは全体的の溶解処理、制御された冷却、そして熟成である。
【００３３】
１．ビレット
ビレットは粉末または鋳造鍛練ルートで製造できる。
ａ）粉末ビレットは、ＨＩＰプラス押出またはＨＩＰプラスｃｏｇなどのようなルートによる固結（ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｉｏｎ）を含む標準的な粉末技術を利用して製造される。固結は、合金のγプライムソルバス以下の温度で起こる。
【００３４】
ｂ）鋳造鍛練ビレットは、十分に均質な製品を生み出すための転換ルートを伴う３重溶融法により製造される。
【００３５】
段階１（ａ）は大きな鍛造物に望ましく、小さな物には鋳造鍛練がより適している。
【００３６】
γプライムソルバスマイナス１００℃までの温度で２ないし２４時間ソークすることにより、鍛造に先だってビレットをあらかじめ調整するというオプションが可能である。
【００３７】
２．鍛造（Ｆｏｒｇｉｎｇ）
等温あるいはホットダイ条件で形作るためにビレットを鍛造。例えば、γプライムソルバスマイナス６０℃までのビレット温度で、１×１０-4ないし１×１０-2ｓ-1のストレイン率、あるいはγプライムソルバスマイナス１２０℃までの温度で、１×１０-2ないし５×１０-1ｓ-1のストレイン率で。
【００３８】
３．熱処理
γプライムソルバスマイナス４０℃からγプライムソルバスプラス２０℃までの温度範囲で、０．５ないし８時間、製品を部分的あるいは全体的に溶解処理すること。合金の引張応答を、例えば、０．２から１０℃／ｓの間に維持しながら、亀裂を防止するのに適当な割合で溶解温度から冷却。最後に、６５０から９００℃の間の温度で１０ないし３０時間熟成。
【００３９】
比較的粗い粒度は、優れた疲労亀裂生長抵抗に関連する。本発明の総合加工条件の目的は、したがって、鍛練熱処理製品において、好ましくは６ないし４５μｍというかなり粗い粒度を達成することである。２５ないし３５μｍの範囲の均一な粒度が特に好ましいが、２重構造を含む非均一粒度でも十分である。
【００４０】
下記の表２は、本発明の合金におけるγプライムおよびシグマ相に関する情報を提供するが、従来の合金ＵＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉも比較のために含まれている。合金２と３におけるシグマ相の重量％とソルバスが、ＵＤＩＭＥＴ７２０Ｌｉのレベル以下に減少していることがわかる。
【００４１】
【表２】
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【００４２】
下記の表３は、本発明の合金の機械的性質と、クリープおよび極限引張強さを、既知の合金と比較して報告している。
【００４３】
【表３】
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【００４４】
付随する図１，２，３を参照されたい。それぞれが合金２の相ダイアグラムモデルの予測である。
【００４５】
図１は、温度に対する０ないし１００重量％の相質量（ｐｈａｓｅ  ｍａｓｓ）を示す。
【００４６】
図２は図１の部分拡大図で、温度に対する０ないし２重量％の相質量を示す。
【００４７】
図３は図１，２の部分拡大図で、０ないし１重量％の相質量と、１０００ないし１２００Ｋの温度を示す。
【００４８】
図中の記号は次のとおりである。
１．γプライム
２．ＭＢ2
３．γ（ニッケル）
４．ＭＣカーバイド
５．Ｍ3Ｂ2
６．Ｍ23Ｃ6
７．シグマ
【００４９】
シグマ相（７）は、１１００Ｋ（８２７℃）でソルバスを有する。Ｍ23Ｃ6相（６）は、１１７０Ｋ（８９７℃）付近でソルバスを有する。この温度間（すなわち、適用可能な熱処理の窓）での熟成熱処理は、好ましいＭ23Ｃ6相の形成を促す。
【００５０】
合金１には熱処理「窓」がないことに注目されたい。この合金は、Ｍ23Ｃ6ソルバス以上のシグマソルバス温度を示す。
【００５１】
これらの合金には０．５％以下のニオブが添加されていることが好ましく、さらにこれらの合金には、ニオブがまったく添加されないことが好ましい。
【００５２】
ニッケルベース超合金の大半の疲労亀裂生長抵抗とクリープ抵抗は、粒度を増大することにより改善されることはよく知られている。ニッケルベース超合金は、２つの主要相であるγマトリックスと、規則補強（ｏｒｄｅｒｅｄ  ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ）γプライム相（Ｎｉ3Ａｌ／Ｔｉ）からなる。合金のγプライムソルバス温度では、γプライム相は完全にγマトリックス中に溶解される。γプライム相は、ふたつの主要サイズである第一γプライムと、第二γプライムとして存在する。第一γプライムの方が大きく、粒境界に存在する。第一γプライムは、粒境界の移動を防ぎ、それにより粒度を制御するために、製造工程中を通して保持される。第一γプライム体積分率が減少すると、粒度はγプライムソルバス温度以下の温度でも増大する。第二γプライムは、熱処理工程の冷却中、γマトリックス全体に均一に析出する。
【００５３】
γプライムソルバス温度以上の温度での熱処理、スーパーソルバス熱処理は、ふつう非均一の粒成長をもたらし、したがってスーパーソルバス熱処理を使用して再現性のある構造を生じることは難しい。γプライムソルバス温度に近いがそれ以下の温度での熱処理は、制御された再現性のある均一な粒成長を起こすために採用できる。
【００５４】
本発明の合金は、微細粒の微細構造／サイズを有しており、生来優れた疲労亀裂生長抵抗を有することがわかった。本発明の合金のクリープ抵抗と疲労亀裂生長抵抗は、粒度を増大させることにより改善できる。このように本発明の合金は、優れた疲労亀裂生長抵抗を得るために、より粗い粒微細構造を生じるためのスーパーソルバス熱処理や他の熱処理を必要としない。このように本発明の合金は、高価なスーパーソルバスや他の熱処理なしですませることが可能であることがわかった。微細粒はふつう６−１２μｍであり、中間の粒は１２−３０μｍであり、粗粒は３０μｍより大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】合金２の相ダイアグラムモデルを示すもので、温度対相質量（０〜１００重量％）を示す。
【図２】図１の部分拡大図。
【図３】図２のさらなる部分拡大図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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