(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
タイプＩＮ７０６の耐高温性鉄ニッケル超合金からなる材料体のための熱処理法において、以下の工程：９６５〜９９５℃で５〜２０時間の溶体化処理、空気を用いての毎分０．５℃から毎分１０℃の冷却速度での、またはオイルを用いての毎分２℃から毎分２０℃の冷却速度での、少なくとも３００℃までの冷却、７７５〜８３５℃で５〜１００時間の安定化焼き鈍し、空気中での毎分０．５℃から毎分１０℃の冷却速度での室温への冷却、並びに７１５〜７４５℃で１０〜５０時間の析出硬化および５９５〜６２５℃で１０〜５０時間の析出硬化を含むことを特徴とする、耐高温性鉄ニッケル超合金からなる材料体のための熱処理法。
【請求項２】
安定化焼き鈍しを１０〜２０時間行う、請求項１に記載の熱処理法。
【請求項３】
安定化焼き鈍しを８２０℃で行う、請求項１に記載の熱処理法。
【請求項４】
材料体を、７１５〜７４５℃での析出硬化と５９５〜６２５℃での析出硬化との間で、毎分０．５℃から毎分１０℃の冷却速度で少なくとも３００℃に冷却する、請求項１〜３までのいずれか１項に記載の熱処理法。
【請求項５】
タイプＩＮ７０６の耐高温性鉄ニッケル超合金からなる熱処理された材料体において、該材料体が、毎時０．０５ｍｍを下回る亀裂の成長を示しおよび／または６００℃の温度で毎時０．０５％の一定延び率で亀裂なしに２．５％の最低延伸率を示すことを特徴とする、タイプＩＮ７０６の耐高温性鉄ニッケル超合金からなる熱処理された材料体。
【請求項６】
毎時０．０１ｍｍを下回る亀裂の成長を示す、請求項５に記載の熱処理された材料体。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、請求項１の上位概念によるタイプＩＮ７０６の鉄ニッケル超合金からなる熱処理された材料体のための熱処理法に関する。同様に、本発明は、殊に熱処理装置のロータ中での使用のための、タイプＩＮ７０６の耐高温性鉄ニッケル超合金からなる熱処理された材料体に関する。
【０００２】
【従来の技術】
この場合、本発明は、例えばJ. H. Moll他“Heat Treatment of 706 Alloy for Optimum 1200 ゜F Stress-Rupture Properties” Met. Trans. 1971、第２巻、第２１５３〜２１６０頁に記載されているような公知技術水準に関連している。
【０００３】
前記の公知技術水準から、合金ＩＮ７０６の温度負荷された部材用の材料としての使用のために重要な性質、殊に耐熱性および延性が、適当に実施された熱処理法によって定められることは公知である。典型的な熱処理法には、合金ＩＮ７０６から鍛造された出発体の構造に応じて、例えば以下の処理工程が含まれている：
温度９８０℃で１時間に亘る出発体の溶体化処理、溶体化処理された出発体の空気を用いる冷却、温度８４０℃で３時間に亘る析出硬化、空気を用いる冷却、温度７２０℃で８時間に亘る析出硬化、毎時約５５℃の冷却速度での６２０℃への冷却、温度６２０℃で８時間に亘る析出硬化および空気を用いる冷却または例えば温度ほぼ９００℃で１時間に亘る出発体の溶体化処理、空気を用いる冷却、７２０℃で８時間に亘る析出硬化、毎時約５５℃の冷却速度での６２０℃への冷却、６２０℃で８時間に亘る析出硬化および空気を用いる冷却。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明には、簡単な方法で、十分に高い耐熱性、大きな延性およびできるだけ緩徐な亀裂の成長を示すようなタイプＩＮ７０６の合金から材料体を得ることができるような冒頭で挙げられた種類の熱処理法を記載するという課題が課されている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明によれば、前記課題は、請求項１の特徴部によって達成される。
【０００６】
また、本発明の中核は、ほぼ９６５〜９９５℃で５〜２０時間の溶体化処理、ほぼ７７５〜８３５℃で５〜１００時間の安定化焼き鈍し並びに７１５〜７４５℃で１０〜５０時間の析出硬化および５９５〜６２５℃で１０〜５０時間の析出硬化である。
【０００７】
本発明による方法は、就中、簡単に実施され、かつ脆弱になるよう作用する析出物の形成を回避するということによって顕著である。更に、極めて低い亀裂の成長が、こうして熱処理された材料体中で達成される。６００℃の温度で毎時０．０５％の一定速度で材料体に延伸を施した場合、亀裂なしに少なくとも２．５％の全延伸が達成される。更に、本発明方法により製造された材料体は、常用の化学組成の場合に、応力をかけた際の粒間酸化によって亀裂が生じないことによって顕著である。
【０００８】
従って、本発明方法により製造された材料体は、大きなガスタービンの熱的および機械的に大きな負荷をかけられたロータの仕上げの際に出発材料として特に好適である。
【０００９】
本発明の有利な実施例およびこれにより達成可能な他の利点は、以下に詳細に説明される。
【００１０】
更に、本発明の他の有利な実施態様は、従属請求項から明らかである。
【００１１】
図面中には、ＩＮ７０６からなる材料体が記載されている。
【００１２】
【発明の実施の形態】
合金ＩＮ７０６からなる多数の市販により入手可能な鍛造された出発体を、それぞれ炉の中に入れ、かつ種々の熱処理法Ｅ、Ｆ、ＧおよびＨを施した。出発体は、それぞれ、同じ構造および同じ化学組成を有しており、この場合、出発体の組成は、以下の限界範囲内で変動することができる。
【００１３】
炭素            最大  ０．０２５
珪素            最大  ０．１２
マンガン        最大  ０．３５
硫黄            最大  ０．００２
燐              最大  ０．０１５
クロム                １５    〜  １８
ニッケル              ４０    〜  ４３
アルミニウム          ０．１  〜  ０．３
タンタル        最大  ０．１
チタン                １．５  〜  １．８
銅              最大  ０．３０
ニオブ                ２．８  〜  ３．２
ホウ素          最大  ０．０１
鉄                    残量
出発体の熱処理法Ｅ、Ｆ、ＧおよびＨは、以下に表で記載されている。
【００１４】
【表１】
0004106113.tif 000002
【００１５】
析出硬化の第一工程を、溶体化処理された出発体が種々の温度で硬化するようなもう１つの安定化作用する熱処理工程の前に接続した。
【００１６】
この場合、熱処理法Ｈは、専ら比較例として用い、前記方法の場合に、安定化焼き鈍しを省略した。
【００１７】
この場合、出発体Ｅ、ＦおよびＧの室温への冷却は、該出発体を室温または少なくとも３００℃を下回るよう冷却したことを意味する。この場合、空気中での冷却速度は、出発体の大きさに応じて、７００℃を上回る温度範囲内で、毎分約０．５℃から毎分１０℃およびオイルを用いて毎分２℃から毎分２０℃である。
【００１８】
この場合、停止時間は、上記の範囲内で変動することができ、この場合、停止時間および冷却速度は、本質的に、処理すべき材料の大きさによって影響を及ぼされる。このことは、より大きな材料の場合、材料に完全に透熱させることができるようにするためには、停止時間は長くされなければならないことを意味する。７３０℃および６１０℃での２つの硬化灼熱工程の間での室温への冷却は、不要にすることができる。
【００１９】
熱処理法によって結果として生じる材料体Ｅ′、Ｆ′、Ｇ′およびＨ′から、以下に記載される試験のための試験体を製造し、その材料データは、以下に表で記載されている。
【００２０】
【表２】
0004106113.tif 000003
【００２１】
材料体Ｅ′については、６００℃での引張り強さは確かに若干低いが、しかし、６００℃での破断時の伸びは明らかに大きいことが明らかである。更に、材料体Ｅ′は、毎時０．０５ｍｍを下回る極めて少ない亀裂拡大速度を示しており、これは、前記材料種については並外れて良好な値であり、かつ前記材料は、特に熱処理装置のロータの場合の使用に特に適している。
【００２２】
更に、この材料体には、いわゆるＣＳＲ試験（英語で：constant strain rate）を施した。この場合、材料を、６００℃の温度で、毎時０．０５％の一定延び率で延伸させる。材料体に、亀裂なしに少なくとも２．５％の延伸を施すことができる条件を、材料体Ｅ′およびＦ′が充足した。
【００２３】
図１および２中には、安定化焼き鈍しをしないの材料体の破断面画像中に、例えばＨ′は、材料体に応力が負荷された場合に生じるいわゆるＳＡＧＢＯ亀裂（英語で；stress accelerated grain boundary oxidation）を認めることができる。
【００２４】
図３によれば、８４５℃で５時間の安定化焼き鈍しの場合に、材料Ｇ′に相応して、望ましくない針状の相が生じている。より長い停止時間またはより高い温度の場合、前記の針状の相は、なおはっきりと存在している。切り裂きエネルギー端、前記の針状の相によって明らかに減少している。
【００２５】
図４によれば、８２０℃で１０時間の安定化焼き鈍しの場合に、材料Ｅ′に相応して、望ましくない針状の相はもはや生じておらず、また、停止時間を増大させ、かつ温度を低下させる場合、例えば７８０℃で１００時間の安定化焼き鈍しの場合であっても生じていない。
【００２６】
従って、組成が上記の限界範囲内で変動し、かつ溶体化処理の後および析出硬化の前に７７５〜８３５℃、殊に８２０℃で５〜１００時間、有利に１０〜２０時間の安定化焼き鈍しを施された出発体は、極めて低い亀裂の成長、ＣＳＲ試験の際に亀裂なしに２．５％の最小延び率を示し、ＳＡＧＢＯ亀裂を示さず、かつ室温で以下の性質を示している。
【００２７】
【表３】
0004106113.tif 000004
【００２８】
勿論、本発明は、図示されかつ記載された実施例に制限されるものではない。
【図面の簡単な説明】
【図１】安定化焼き鈍しをせずに、負荷によって促進された粒間酸化による材料体の亀裂を示す１００倍に拡大した走査電子顕微鏡写真。
【図２】図１からの亀裂の表面を示す３００倍に拡大した走査電子顕微鏡写真。
【図３】８４５℃で５時間、安定化焼き鈍しを施した材料体の構造の５００倍に拡大した微小写真。
【図４】８２０℃で１０時間、安定化焼き鈍しを施した材料体の５００倍に拡大した微小写真。
【図１】
0004106113.tif 000005
【図２】
0004106113.tif 000006
【図３】
0004106113.tif 000007
【図４】
0004106113.tif 000008