(57)【要約】  本発明は、Ｎｉをベースとした超合金から作製される部品のブランクを製造するための方法において、合金を製造し、熱処理を実施する方法であって、前記超合金が、少なくとも２．５％の合計量のＮｂおよびＴａを含み、粒子接合体上に相δを析出させるための少なくとも２０分間にわたる８５０から１０００℃の第１のステップと、第１のステップで得られた相δの部分的溶解を可能にする第１のステップの温度より高い温度の第２のステップと、第１のステップの温度より低い温度の第３のステップおよび場合により１つまたは複数の追加的ステップを含み、硬化相γ’およびγ”の析出を可能にするエージング処理とのいくつかのステップで熱処理を実施することを特徴とする方法に関する。本発明は、さらに、対応する部品に関する。
2012517524.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量百分率で少なくとも５０％のＮｉを含むＮｉベースの超合金の部品のブランクを製造するための方法において、前記超合金の合金を調製し、前記合金の熱処理を実施する方法であって、
−前記超合金が、重量百分率で少なくとも２．５％の合計量のＮｂおよびＴａを含み；
−＊前記合金を少なくとも２０分間にわたって８５０から１０００℃に保持して、δ相を粒界に析出させる第１のステップと、
＊前記合金を第１のステップの温度より高い温度に保持し、第１のステップで得られたδ相を部分的に溶解させる第２のステップと、
＊第１のステップの温度より低い温度で実施され、γ’および／またはγ”硬化相を析出させる第３のステップおよび場合により１つまたは複数の追加的ステップを含むエージング処理と、に分配される複数のステップを含む熱処理を前記合金に適用することを特徴とする方法。
【請求項２】
合金のＡｌ含有量が３％以下であることを特徴とする請求項１に記載の方法。
【請求項３】
合金の（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｔｉ）／Ａｌ比が３以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の方法。
【請求項４】
合金処理の終了時に得られる粒径が７から１３  ＡＳＴＭ、好ましくは８から１２  ＡＳＴＭ、最も好ましくは９から１１  ＡＳＴＭであることを特徴とする請求項１から３の何れか一項に記載の方法。
【請求項５】
エージング処理後のδ相の分布が粒界において均一であることを特徴とする請求項１から４の何れか一項に記載の方法。
【請求項６】
第２のステップの後に、２から４％、好ましくは２．５から３．５％の量のδ相が得られることを特徴とする請求項１から５の何れか一項に記載の方法。
【請求項７】
第１および第２のステップが中間冷却を行わずに実施されることを特徴とする請求項１から６の何れか一項に記載の方法。
【請求項８】
第１のステップから第２のステップへの切換が、４℃／分以下、好ましくは１から３℃／分の速度で実施されることを特徴とする請求項７に記載の方法。
【請求項９】
第１のステップが少なくとも３０分間にわたって９００から１０００℃で実施され、第２のステップが５から９０分間にわたって９４０から１０２０℃で実施され、２つのステップの温度差が少なくとも２０℃であることを特徴とする請求項１から８の何れか一項に記載の方法。
【請求項１０】
合金が、重量百分率で、
５０から５５％のニッケル、
１７から２１％のクロム
０．０８％未満の炭素、
０．３５％未満のマンガン、
０．３５％未満のケイ素、
１％未満のコバルト、
２．８から３．３％のモリブデン、
ニオブとタンタルの合計が４．７５％から５．５％になり、Ｔａが０．２％未満であるニオブ元素およびタンタル元素の少なくとも１つ、
０．６５から１．１５％のチタン、
０．２０から０．８０％のアルミニウム、
０．００６％未満のホウ素、
０．０１５％未満のリン、
残りの百分率の鉄、および処理に起因する不純物を含むことを特徴とする請求項１から９の何れか一項に記載の方法。
【請求項１１】
第１のステップが少なくとも３０分間にわたって９２０から９９０℃で実施され、第２のステップが５から４５分間にわたって９６０から１０１０℃の温度で実施されることを特徴とする請求項１０に記載の方法。
【請求項１２】
合金のＮｂとＴａの合計含有量が５．２から５．５％であり、第１のステップが４５分から２時間にわたって９６０から９９０℃で実施され、第２のステップが５から４５分間にわたって９９０から１０１０℃で実施されることを特徴とする請求項１１に記載の方法。
【請求項１３】
前記合金のＮｂとＴａの合計含有量が４．８から５．２％であり、第１のステップが４５分から２時間にわたって９２０から９６０℃で実施され、第２のステップが５から４５分間にわたって９６０から９９０℃で実施されることを特徴とする請求項１１に記載の方法。
【請求項１４】
合金が、重量百分率で、
５５から６１％のニッケル、
１９から２２．５％のクロム、
７から９．５％のモリブデン、
ニオブとタンタルの合計が２．７５から４％になり、Ｔａが０．２％未満であるニオブ元素およびタンタル元素の少なくとも１つ、
１から１．７％のチタン、
０．５５％未満のアルミニウム、
０．５％未満のコバルト、
０．０３％未満の炭素、
０．３５％未満のマンガン、
０．２％未満のケイ素、
０．００６％未満のホウ素、
０．０１５％未満のリン、
０．０１％未満の硫黄、
残りの百分率の鉄、および処理に起因する不純物を含むことを特徴とする請求項１から９の何れか一項に記載の方法。
【請求項１５】
合金が、重量百分率で、
１２から２０％のクロム、
２から４％のモリブデン、
ニオブとタンタルの合計が５から７％になり、Ｔａが０．２％未満であるニオブ元素およびタンタル元素の少なくとも１つ、
１から２％のタングステン、
５から１０％のコバルト、
０．４から１．４％のチタン、
０．６から２．６％のアルミニウム、
６から１４％の鉄、
０．１％未満の炭素、
０．０１５％未満のホウ素、
０．０３％未満のリン、
残りの百分率のニッケル、および処理に起因する不純物を含むことを特徴とする請求項１から９の何れか一項に記載の方法。
【請求項１６】
合金が、０．００７％を超える重量百分率のリン含有量を有することを特徴とする請求項１０、１４または１５の何れか一項に記載の方法。
【請求項１７】
第１のステップおよび第２のステップが合金のδ相のサブソルバス温度で実施され、第１のステップがδソルバス温度より５０℃低い温度とδソルバス温度より２０℃低い温度との間の温度で実施され、第２のステップがδソルバス温度より２０℃低い温度とδソルバス温度との間の温度で実施されることを特徴とする請求項１から１６の何れか一項に記載の方法。
【請求項１８】
高温加工ブランク部品の温度が、前記ステップの少なくとも１つの間一定に保持されることを特徴とする請求項１から１７の何れか一項に記載の方法。
【請求項１９】
前記第３のステップが４から１６時間にわたって７００から７５０℃で実施され、第４のステップが４から１６時間にわたって、６００から６５０℃で実施され、前記第３のステップと第４のステップとの間に５０℃／時から５０±１０℃／時の冷却が実施されることを特徴とする請求項１から１８の何れか一項に記載の方法。
【請求項２０】
第１のステップと第２のステップとの間で、高温加工合金が１時間以下にわたって、第１のステップの温度と第２のステップの温度との間の少なくとも１つの中間温度に保持されることを特徴とする請求項１から１９の何れか一項に記載の方法。
【請求項２１】
前記ブランク部品がインゴットの形で調製され、次いで高温加工されたことを特徴とする請求項１から２０の何れか一項に記載の方法。
【請求項２２】
前記ブランク部品が、粉末冶金法を使用して調製されたことを特徴とする請求項１から２０の何れか一項に記載の方法。
【請求項２３】
請求項１から２２の何れか一項に記載の方法を使用して製造されたブランク部品から得られることを特徴とするニッケルベースの超合金の部品。
【請求項２４】
航空または陸上ガスタービン部品であることを特徴とする請求項２３に記載の部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ニッケルベースの超合金に関し、より詳細には、特にそれらの耐クリープ性および引張強度を向上させるためにその一部に有利に適用することができる熱処理方法に関する。
【０００２】
「ニッケルベースの超合金」とは、Ｎｉが組成の少なくとも５０重量％を占める合金を指す（本書に示される百分率は、すべて重量百分率である）。
【０００３】
より詳細には、本発明は、ニオブおよびタンタルの含有量が合計で２．５％を超えるため、二重析出、すなわち
−８００から１０５０℃のδ相（Ｎｉ３Ｎｂ−δまたはＮｉ３Ｔａ−δ）の粒界析出；
−約６００から８００℃で実施されるエージング時におけるγ’（Ｎｉ３（Ａｌ−Ｔｉ）−γ’）および／またはγ”（Ｎｉ３Ｎｂ−γ”またはＮｉ３Ｔａ−γ”）型の硬化相の粒界析出を発生させることが可能である合金に適用可能な熱処理方法に関する。
【０００４】
これは、特に、ＩＮＣＯＮＥＬ  ７１８（登録商標）として商業的に既知の合金ＮＣ１９ＦｅＮｂ、ならびにそれから誘導される合金またはそれと同等の合金、例えば、６２５、７１８Ｐｌｕｓおよび７２５について当てはまる。
【背景技術】
【０００５】
ニッケルベースの抵抗性合金が様々な用途を有する航空および陸上ガスタービン工業において、合金の疲労強度は、タービンディスクおよびシャフトのサイジングにとって最も重要な要因の１つであることが経験によって証明されている。
【０００６】
７１８合金はその組成にコバルトが存在しないことにより比較的低コストであるとともに、その製造および変換についてのノウハウが習得されているため、この合金は、６５０℃付近までの温度で使用される高度な特性の合金の中でも特別の格付けが与えられている。しかし、ターボ機械の収率および性能の向上は、燃焼室の出力の温度の上昇と解釈されるため、６５０度までの温度で長時間使用する可能性を高めるために７１８合金の耐クリープ性の向上が必要である。したがって、疲労強度を損なわないように微粒子微小構造（＞７  ＡＳＴＭ）を維持しながら７１８合金の耐クリープ性を向上させることは、産業上の大きな関心事である。粒径の評価の基準を定めるＡＳＴＭ規格は、粒子が細かいほど属するＡＳＴＭ番号が大きいことを規定していることが想起される。
【０００７】
２つの異なる熱機械処理方法が既知であり、７１８合金の疲労特性を向上させるために現在使用されている。
【０００８】
仏国特許出願第２０８９０６９号に記載されているような第１の選択肢によれば、Ｎｉ３Ｎｂ−δ相を粒界に析出させる熱機械処理を実施した後に、Ｎｉ３Ｎｂ−δ相の溶解温度未満の温度で合金の再結晶処理を実施し、粒界に析出したＮｉ３Ｎｂ−δ相を再結晶時に使用して粒子成長を防止することが選択された。この方法を用いると、ＡＳＴＭ  １０以上の非常に細かい粒径の再結晶構造を得ることが可能である。それらの疲労特性は向上するが、それらの耐クリープ性は不十分である。実際、斜方構造を有するＮｉ３Ｎｂ−δ相の存在は、それがニオブを固定することにより、準安定あり、中心平方構造を有するＮｉ３Ｎｂ−γ”硬化相の形成を制限するため好ましくないことが知られている。Ｎｉ３Ｎｂ−γ”硬化相は、結晶格子内の転位を緩慢化せせることによって、耐クリープ性を向上させる。
【０００９】
同様に、Ｎｉ３Ｔａ−δ相の存在は、それがタンタルを固定することにより、Ｎｉ３Ｔａ−γ”硬化相の形成を制限するため好ましくないことも知られている。
【００１０】
７１８の特性を向上させるための別の既知の解決策は、熱機械処理の直後に、すなわち熱機械処理とエージング処理との間に実施される９００から９８０℃の通常の溶液熱処理を実施することなくエージングを実施することからなる。この選択肢は、溶液熱処理時に析出し得るＮｉ３Ｎｂ−δ相の形成を制限し、引張特性および疲労特性の向上とともに細かい粒径を得ることを可能にするが、短所を有する。
【００１１】
粒径の大きな局部的ばらつき、および熱機械処理時に形成されるδ相の割合により、同一部分内に不均一な微小構造が得られることが判明した。
【００１２】
その結果、耐クリープ性が、前の方法と比較して、広い温度および応力範囲にわたって低下する。
【００１３】
欧州特許出願第１３９８３９３号の文献には、一方向凝固単結晶または合金の形のＮｉベースの超合金の処理が記載されている。合金が単結晶である場合は、粒界が存在しないため、明らかに粒界におけるδ相の析出がない。一方向凝固では、δ相の析出が不均一にしか起こり得ず、粒子成長を防止しない。処理の終了時に、粒子の粒径が大きくなりすぎる。加えて、好ましくはこの文献に記載されている合金組成物は、Ａｌ含有量が大きいためにδ相が安定しないため、Ｔｉ、Ｔａ、ＮｂおよびＡｌに関して、δ相の析出を可能にしない。
【００１４】
米国特許第４４５９１６０号の文献にも、粒界においてδ相の析出を観察することができない単結晶のＮｉベースの超合金が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】仏国特許出願第２０８９０６９号
【特許文献２】欧州特許出願第１３９８３９３号
【特許文献３】米国特許第４４５９１６０号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明の目的は、疲労特性を低下させることなく、前記先行技術の短所を回避しながら、ニオブおよび／またはタンタルの含有量が２．５％を超えるニッケルベースの超合金の耐クリープ性および引張強度を向上させることである。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
この目的のために、本発明の主題は、重量百分率として少なくとも５０％のＮｉを含むＮｉベースの超合金ブランクを製造する方法において、前記超合金の合金を製造し、前記合金に熱処理を施す方法であって、
−前記超合金が、重量百分率で、少なくとも２．５％の合計量までのＮｂおよびＴａを含み、
−＊前記合金を少なくとも２０分間にわたって８５０から１０００℃に保持して、δ相を粒界に析出させる第１の保持ステップと、
＊前記合金を第１の保持ステップの温度より高い温度に保持し、第１のステップで得られたδ相を部分的に溶解させる第２の保持ステップと、
＊第１のステップの温度より低い温度で実施され、硬化相γ’および／またはγ”を析出させる第３のステップおよび場合により１つまたは複数の追加的ステップを含むエージング処理とに分配される複数の保持ステップを含む熱処理を前記合金に施すことを特徴とする方法である。
【００１８】
好ましくは、合金のＡｌ含有量は、３％以下である。
【００１９】
好ましくは、合金の（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｔｉ）／Ａｌ比は、３以上である。
【００２０】
好ましくは、合金のエージング処理の終了時に得られる粒径は、７から１３  ＡＳＴＭ、より好ましくは８から１２  ＡＳＴＭ、さらに好ましくは９から１１  ＡＳＴＭの範囲である。
【００２１】
好ましくは、δ相の分布は、エージング処理の完了時に粒界において均一である。
【００２２】
第２の保持ステップの後に、好ましくは２から４％、最も好ましくは２．５から３．５％の量のδ相が得られる。
【００２３】
第１および第２の保持ステップは、好ましくは、中間冷却を行わずに実施される。
【００２４】
第１の保持ステップから第２の保持ステップへの切換は、４℃／分以下、好ましくは１から３℃／分の速度で起こり得る。
【００２５】
第１の保持ステップを少なくとも３０分間にわたって９００から１０００℃で実施し、第２の保持ステップを５から９０分間にわたって９４０から１０２０℃で実施することができ、２つの温度保持間の温度差は少なくとも２０℃である。
【００２６】
合金の重量含有量は、
５０から５５％のニッケル、
１７から２１％のクロム
０．０８％未満の炭素、
０．３５％未満のマンガン、
１％未満のコバルト、
０．３５％未満のケイ素、
２．８から３．３％のモリブデン、
ニオブとタンタルの合計が４．７５％から５．５％になり、Ｔａが０．２％未満であるニオブ元素およびタンタル元素の少なくとも１つ、
０．６５から１．１５％のチタン、
０．２０から０．８０％のアルミニウム、
０．００６％未満のホウ素、
０．０１５％未満のリン、
残りの百分率の鉄、および処理に起因する不純物であってもよい。
【００２７】
次いで、第１の保持ステップを少なくとも３０分間にわたって９２０から９９０℃で実施し、第２の保持ステップを５から４５分間にわたって９６０から１０１０℃の温度で実施することができる。
【００２８】
合金のＮｂとＴａの合計含有量は、５．２から５．５％であり、第１の保持ステップは、４５分から２時間にわたって９６０から９９０℃で実施され、第２の保持ステップは、５から４５分間にわたって９９０から１０１０℃で実施される。
【００２９】
合金のＮｂとＴａの合計含有量が４．８から５．２％である場合は、第１の保持ステップを４５分から２時間にわたって９２０から９６０℃で実施し、第２の保持ステップを５から４５分間にわたって９６０から９９０℃で実施することができる。
【００３０】
合金の重量含有量は、
５５から６１％のニッケル、
１９から２２．５％のクロム、
７から９．５％のモリブデン、
ニオブとタンタルの合計が２．７５から４％になり、Ｔａが０．２％未満であるニオブ元素およびタンタル元素の少なくとも１つ、
１から１．７％のチタン、
０．５５％未満のアルミニウム、
０．５％未満のコバルト、
０．０３％未満の炭素、
０．３５％未満のマンガン、
０．２％未満のケイ素、
０．００６％未満のホウ素、
０．０１５％未満のリン、
０．０１％未満の硫黄、
残りの百分率の鉄、および処理に起因する不純物であってもよい。
【００３１】
合金は、
１２から２０％のクロム、
２から４％のモリブデン、
ニオブとタンタルの合計が５から７％になり、Ｔａが０．２％未満であるニオブ元素およびタンタル元素の少なくとも１つ、
１から２％のタングステン、
５から１０％のコバルト、
０．４から１．４％のチタン、
０．６から２．６％のアルミニウム、
６から１４％の鉄、
０．１％未満の炭素、
０．０１５％未満のホウ素、
０．０３％未満のリン、
残りの百分率のニッケル、および処理に起因する不純物の重量含有量を有することができる。
【００３２】
好ましくは、前記合金は、重量百分率で、０．００７％を超えるリン含有量を有する。
【００３３】
概して、第１および第２の保持ステップを合金のδ相サブソルバス温度で実施し、第１の保持ステップをδソルバス温度より５０℃低い温度とδソルバス温度より２０℃低い温度との間の温度で実施し、第２の保持ステップをδソルバス温度より２０℃低い温度とδソルバス温度との間の温度で実施することができる。
【００３４】
高温成形ブランクの温度を、それらのステップの少なくとも１つを通じて一定に保持することができる。
【００３５】
前記第３のステップを４から１６時間にわたって７００から７５０℃で実施することができ、次いで第４のステップを４から１６時間にわたって、６００から６５０℃で実施し、前記第３のステップと第４のステップとの間に５０℃／時から５０±１０℃／時の冷却を実施する。
【００３６】
第１のステップと第２のステップとの間で、高温成形合金を最大１時間にわたって、第１のステップの温度と第２のステップの温度との間の中間温度に保持することが可能である。
【００３７】
前記ブランクは、インゴットの形で製造され、次いで高温加工されていてもよい。
【００３８】
前記ブランクは、粉末冶金法を使用して製造されていてもよい。
【００３９】
本発明のさらなる主題は、上記方法により製造されたブランクから得られたことを特徴とするニッケルベースの超合金の部品である。
【００４０】
これは、航空または陸上ガスタービンのための部品のブランクであってもよい。
【００４１】
理解されるように、本発明は、Ｎｂおよび／またはＴａを含むＮｉベースの合金に、構造硬化をガンマ’（Ｎｉ３Ｔｉ−γ’）および／またはガンマ”（Ｎｉ３Ｎｂ−γ”および／またはＮｉ３Ｔａ−γ”）硬化相の析出によって得る熱処理を施し、これらの相が、それぞれチタンおよびニオブおよび／またはタンタルを含むことからなる。熱処理は、時系列的に以下のステップである少なくとも３つの保持ステップを含む。
−デルタ相Ｎｉ３Ｎｂ−δおよび／またはＮｉ３Ｔａ−δを、粒界におけるこの相の分布が実質的に均一になるように粒界に析出させ、物質の微小構造を均一化することを目的とする、８５０〜１０００℃で実施される第１の保持ステップ。部分再結晶微小構造に関しても、それは、再結晶を完了させ、δ相を新しい再結晶粒子の粒界に析出させる。
−第１のステップの温度より高い温度で実施され、第１のステップの後で得られた実質的に均一な分布を維持し、粒子の拡大を回避しながら、前記デルタ相Ｎｉ３Ｎｂ−δおよび／またはＮｉ３Ｔａ−δを部分的に溶解させることを目的とする第２の保持ステップ。第２のステップは、油冷または空冷によって完了される。
−第３のステップおよび任意の場合による後続ステップは、第１のステップの温度より低い温度で実施され、ガンマ’（Ｎｉ３（Ａｌ−Ｔｉ）−γ’）および／またはガンマ”（Ｎｉ３Ｎｂ−γ”またはＮｉ３Ｔａ−γ”）硬化相を析出させる熱エージングステップである。
【００４２】
１つまたは複数の中間冷却操作が各ステップ間で可能であるが、必須ではない。
【００４３】
本発明の方法は、同じ組成を有する先行技術の部品と比較して、重荷重下の降伏強度と、高疲労強度と、長い耐クリープ性寿命との妥協性がより良好な部品を製造することを可能にする。
【００４４】
本発明は、以下の添付の図面を参照しながら、提示される以下の説明を読むとより深く理解されるであろう。
【図面の簡単な説明】
【００４５】
【図１】本発明による２つの第１の熱処理ステップの例を図式化した図であり、Ｙ軸上の温度は、δ相ソルバス温度に関連して参照される。
【図２】本発明による２つの第１の熱処理ステップの例を図式化した図であり、第１のステップと第２のステップとの間の中間ステップをも示し、Ｙ軸上の温度は、δ相ソルバス温度に関連して参照される。
【図３】本発明による２つの第１の熱処理ステップの例を図式化した図であり、Ｙ軸上の温度は、δ相ソルバス温度に関連して参照される。
【図４】基準熱処理が施された合金の顕微鏡写真を示す図である。
【図５】基準熱処理が施された合金の顕微鏡写真を示す図である。
【図６】基準熱処理が施された合金の顕微鏡写真を示す図である。
【図７】基準熱処理が施された合金の顕微鏡写真を示す図である。
【図８】本発明による合金の顕微鏡写真を示す図である。
【図９】本発明による合金の顕微鏡写真を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００４６】
本発明によるＮｉ超合金の部品を製造するための方法を、二重溶解法（ＶＩＭ真空誘導溶解−ＶＡＲ真空アーク再溶解）または三重溶解（ＶＩＭ−ＥＳＲ（エレクトロスラグ再溶解）−ＶＡＲ）などの従来の方法を使用して前記超合金のインゴットを調製および鋳造することによって開始することができる。しかし、本発明の方法を、粉末冶金によって製造されるブランクに適用することもできる。本書の残りの箇所において、記載される用途の例は、出発製品が「インゴット冶金」と呼ばれる従来の経路によって得られる例であるが、それが粉末冶金に置き換えられることは、当業者にとって明らかである。本発明の特徴である高温加工後に続く処理は、両方の場合において同一である。
【００４７】
本発明に典型的な処理の前の（「製品」という用語が部品の半製品またはブランクを指すことを理解した上での）製品の初期微小構造は、上流で実施される変形熱機械処理、例えば、鍛造、打抜きまたは熱間圧延に関連して異なり得る。
−冶金状態１（または「状態１」）：デルタ相Ｎｉ３Ｎｂ−δおよび／またはＮｉ３Ｔａ−δは、粒界に存在し得るが、δ相ソルバス温度より低い温度で実施される変形後の粒子間に均一に分布し得ない。
−冶金状態２（または「状態２」）：デルタ相Ｎｉ３Ｎｂ−δおよび／またはＮｉ３Ｔａ−δは、例えば、δ相ソルバスより高い温度で実施される変形後の微小構造に不在であり得るか、または実質的に不在（＜１％）であり得る。
【００４８】
第１の事例、すなわち冶金状態１から出発する事例において、本発明による第１の処理ステップは、δ相の分布を微小構造内で均一化させ、変形後の多少の温度変動による、熱機械処理後に存在するδ相の分率の局部的ばらつきを軽減することを可能にする。当業者は、必要であれば、このδ相分布の均一化を最適化するために、通常の試験を通じて、第１のステップを実施するためのパラメータを容易に調整することが可能である。
【００４９】
第２の事例、すなわち冶金状態２から出発する事例において、本発明による第１の処理ステップは、熱機械処理後にδ相を欠いた粒界にδ相を（実質的に）均一に析出させる。当業者は、通常の試験を通じて、必要であればこのδ相分布の均一化を最適化するように第１のステップを実施するためのパラメータを調整することもできる。
【００５０】
第１の事例であるか、または第２の事例であるかにかかわらず、第１のステップは、また、再結晶が熱機械処理時に完了しなかった領域における再結晶を完了させることによって、合金の全体的な構造を均一化する。
【００５１】
δ相ソルバスに近い温度で実施される本発明による処理の第２のステップにおいて、デルタ相Ｎｉ３Ｎｂ−δおよび／またはＮｉ３Ｔａ−δが部分的に溶解する。
【００５２】
第２のステップにおいて、δ相の溶解は、実質的に均一な形で生じる。所謂残留δ相、すなわち非溶解δ相は、第１のステップの後に得られた分布と同じ分布を維持する。このために、残留δ相は、粒子のまわりに実質的に均一に分布して、第１のステップの温度より高い温度で実施される第２のステップにおいてすべての粒子の成長を緩慢化させ、大きな粒子の発生を制限、さらには回避させる。粒界におけるδ相の均一な分布は、処理の終了時の合金の微小構造の粒径の均一化を促進する。
【００５３】
したがって、第２のステップは、粒子の拡大を回避しながら、第１のステップの後に得られたδ相の量を、最適には４％未満、さらには３．５％未満の残留量まで減少させる。
【００５４】
微粒子均一微小構造へのδ相の溶解性が大きくなると、第３のステップ、および合金のエージング処理を構成するさらに他の後続ステップ中のガンマ’および／またはガンマ”硬化相の析出のためにより多くのニオブを放出することが可能になる。
【００５５】
意外にも、発明者らは、第１の処理ステップが存在しなければ、熱機械処理後の初期微小構造にかかわらず、これらの効果を得ることが可能でないことを見いだした。
【００５６】
明らかに、δ相を欠いた初期微小構造（状態２）では、第１のステップが存在しなければ、物質の全体構造を均一化し、粒界にδ相を析出させて、第２のステップを通じての後の粒子の成長を制限することが可能でなくなる。
【００５７】
第１のステップが存在しなければ、δ相析出をもたらすサブソルバス変形から初期微小構造が生成するとき（状態１）に、δ相の分布が不均一になる（図４および５参照）。したがって、いくつかの粒子は、粒界に大量のδ相を含むか、または粒界にδ相をほとんどもしくは全く含まないか、またはさらには粒界にδ相の不均一な分布を含み得る。
【００５８】
第１のステップの温度に温度保持することなく、第２のステップの温度でそのまま熱処理を実施することによって、δ相で囲まれていない粒子、または粒界にδ相をほとんど有さない、もしくは不均一に分布されたδ相を有する粒子は、恐らくはＡＳＴＭ約５〜６を超える粒径まで制御不能に拡大することになる。ＡＳＴＭ  ５〜６の粒子の存在は、大いに局在化した存在であっても（図６および７参照）、ＡＳＴＭ粒径１０の粒子を有する均一微小構造と比較して、疲労寿命を１０分の１に減少させる。したがって、本発明による第１のステップと第２のステップとの組合せ（図８および９参照）は、高疲労特性の保証の妨げになるこれらの大きなＡＳＴＭ  ５〜６粒子の存在を回避しながら、δ相の均一な形での部分的溶解を可能にする。
【００５９】
したがって、δ相を含む初期微小構造（状態１）では、第１のステップが存在しなければ、所望の微小構造、すなわち残留均一δ相含有量が好ましくは４％未満であり、均一かつ許容し得る粒径を有する微小構造を得ることができない。
【００６０】
本発明の方法から誘導される製品の好適な粒径は、それらの粒径の要件に関して矛盾する特性間の良好な妥協性を達成する要望から導かれる。疲労強度および引張強度は、実質的に、小さな粒径の恩恵を受けるのに対して、耐クリープ性および亀裂抵抗性は、粗い粒径の恩恵を受ける。この点において、好適な粒径は、ＡＳＴＭ  ７から１３、好ましくはＡＳＴＭ  ８から１２、最も好ましくはＡＳＴＭ  ９から１１である。
【００６１】
第１のステップを実施した後に第２のステップが存在しないことは、本発明が適用される超合金製品に対して実施され、それらが満足できるものでないことが以上で認識された通常のタイプの処理に対応する。
【００６２】
加えて、δ相を欠いた初期微小構造（状態２）については、本発明が必要とする２つの第１のステップがいずれも実施されないため、δ相スーパーソルバス温度においてその高温加工の後に熱エージング処理がそのまま合金に施される（所謂「直接エージング」処理が施される）（状態２）場合は、最終的な構造において、δ相が全く得られないため望ましくない。
【００６３】
意外にも、発明者らは、実際に、２から４％、最適には２．５から３．５％のδ相の存在が、物質を弱化させることなく物質の特性を向上させることを明らかにすることができなかった。
【００６４】
他方で、δ相を欠いた微小構造は、概して、高温延性を著しく低下させ、切欠き効果に対する合金の感受性（例えば、切欠き点における早発的なクリープ破壊）を大いに増大させる粒間弱化をより被りやすい。したがって、熱機械処理後にδ相が存在しないときも、粒界に均一に分布した最小限の量のδ相を生成し、物質の全体構造を均一化するために第１のステップが必要である。
【００６５】
第１のステップの温度での合金の保持時間は、２０分以上である。δ相を析出させるための第１のステップの温度は、８５０から１０００℃である。温度および保持時間は、変形後の微小構造の不均一性に関して、かつ高温延性に必要とされる最小限の量より大きい第２のステップ後のδ相の量を維持するために調整される。
【００６６】
したがって、第１のステップより高温で実施される第２のステップは、物質の高温延性に向けて、粒子のまわりに均一に分布したδ相の形の十分な量のＮｂおよび／またはＴａを維持しながら、γ’相および／またはγ”相の析出に必要なＮｂおよび／またはＴａを放出するために、δ相の量を溶解によって所望の量、好ましくは２から４％、最適には２．５から３．５％の含有量まで減少させるために必要である。
【００６７】
第２のステップの温度および持続時間は、粒子の拡大を回避しながらδ相の所望の残留分率を得るために、第１のステップの後で得られるδ相の分率に関して調整される。第２のステップの持続時間は、このステップに対して決定される温度にも関連する。概して、第２のステップの持続時間が短いほど、その温度が高くなる。
【００６８】
本発明の好適な別形によれば、２つの第１の処理ステップは、連続的なステップである（図１および２）。
【００６９】
「連続的な処理ステップ」とは、第１の処理ステップから第２の処理ステップへの切換が、温度を徐々に上昇させて、第１のステップの温度より低い中間温度を介さずに、第１のステップから第２のステップに移行することによって生じることを意味する。
【００７０】
第１のステップの温度より低い温度まで、例えば周囲温度まで下げずに、２つの第１のステップを連続的に実施すると、処理サンプル内部の大きな温度勾配の回避、およびいくつかの領域において粒子の拡大を引き起こし得るδ相の不均一溶解の回避が可能になる。したがって、温度が第２のステップを通じて処理サンプル内で均一に維持されるように、ステップ間で十分に低い温度上昇率（＜４℃／分）を採用することが好ましい。温度が、第１のステップから２℃／分の温度上昇率の後に１０００ｃｍ３の円筒形サンプル内で５分後に均一になることが第２のステップで確認された。したがって、第１のステップより低い温度での２つのステップ間の切換は、第２の段階におけるサンプル内の温度の均一化に必要な時間を増大させる危険性があり、δ相の不均一な溶解を促進させる危険性がある。しかしながら、特に処理部品の大きさに関して、第２のステップのパラメータが、以上に言及した見込まれる短所を回避するように中間ステップを場合により追加することによって調整される場合は、第１のステップの温度より低い温度への前記切換は、本発明により除外されない（図３）。
【００７１】
好ましくは、第１の処理ステップは、少なくとも３０分間にわたって約９００から１０００℃の温度で実施され、第２の処理ステップは、５から９０分間の時間にわたって９４０から１０２０℃の第１のステップの温度より高い温度で実施される。したがって、２つのステップの間の温度差は、少なくとも２０℃でなければならない。そのようにして得られた温度範囲および持続時間は、十分な粒径、すなわちＡＳＴＭ  ７から１３、好ましくはＡＳＴＭ  ８から１２、最も好ましくはＡＳＴＭ  ９から１１、および２％から４％の残留δ相分率を有する均一な微小構造を得ることを可能にする。
【００７２】
理解されるように、本発明は、第１に、２つの第１のステップ間の相乗効果に基づいており、これらの２つの第１のステップの釣合の最適化によって、本発明により設定された目的を十分に満たすことが可能になる。
【００７３】
δ相ソルバス温度は、合金のニオブ＋タンタル含有量に直接左右される。したがって、合金の組成に存在するニオブおよび／またはタンタルの量は、各ステップの温度および持続時間に直接的な影響を与える。
【００７４】
（その標準化された組成が以下に詳述される）タイプ７１８の合金が使用される場合は、少なくとも３０分間にわたる９２０から９９０℃の第１の温度保持を実施し、５から４５分間にわたる９６０から１０１０℃の第２の温度保持を実施することが指摘される。処理の最適な持続時間は、処理すべき部品の質量にも左右され、当業者によって通常使用される模型または実験を用いて決定され得る。
【００７５】
７１８合金のＮｂおよびＴａの合計含有量が５．２から５．５％（Ｔａが０．２％未満）であれば、第１のステップは、好ましくは約４５分から２時間の時間にわたって約９６０℃から９９０℃の温度で実施され、第２のステップは、好ましくは、約５から４５分間の時間にわたって約９９０℃から１０１０℃の温度で実施される。
【００７６】
７１８合金のＮｂ＋Ｔａ含有量が約４．８から５．２％（Ｔａが０．２％未満）であれば、第１のステップは、好ましくは約４５分から２時間の時間にわたって約９２０℃から９６０℃の温度で実施され、第２のステップは、好ましくは、約５から４５分間の時間にわたって約９６０℃から９９０℃の温度で実施される。処理の持続時間は、処理すべき部品の質量にも左右される。
【００７７】
処理ステップの温度は、全般的に、温度保持の持続時間を通じて実質的に一定に保持される。
【００７８】
第１のステップと第２のステップとの間の温度上昇率は、特に、処理される部品が大形の部品である場合に、温度勾配が大きくなりすぎるのを回避するために、好ましくは４℃／分未満である。
【００７９】
第１のステップから第２のステップへの温度上昇率は、好ましくは１℃／分から３℃／分である。
【００８０】
したがって、本発明は、少なくとも５０％のＮｉを含み、Ｎｂ＋Ｔａの合計が２．５重量％を超えるニッケルベースの超合金に適用される。
【００８１】
１つの特定の事例において、合金は、
５０から５５％のニッケル、
１７から２１％のクロム
０．０８％未満の炭素、
０．３５％未満のマンガン、
０．３５％未満のケイ素、
１％未満のコバルト、
２．８から３．３％のモリブデン、
ニオブとタンタルの合計が４．７５から５．５％になり、Ｔａが０．２％未満であるニオブ元素およびタンタル元素の少なくとも１つ、
０．６５から１．１５％のチタン、
０．２０から０．８０％のアルミニウム、
０．００６％未満のホウ素、
０．０１５％未満のリン、
残りの百分率の鉄、および処理に起因する不純物の重量含有量を有する、ＮＣ１９ＦｅＮｂ（ＡＦＮＯＲ標準）とも呼ばれる７１８タイプのニッケルベースの合金である。
【００８２】
最小含有量が示されていない元素は、痕跡の形、換言すればゼロであり得る含有量で存在し、いずれの場合も冶金効果を有さないほど十分に低量であり得る（これは、記載する組成について当てはまる）。
【００８３】
有利には、リンを添加すると、特にクリープおよび切欠きクリープなどの応力に対する粒界強度を強化することが可能になる。リン含有量が０．００７％より大きく、０．０１５％より小さい前記合金への本発明の適用は、得られるクリープゲインが明らかに大きくなるため特に興味深い。したがって、同じ粒径を維持しながらクリープ寿命を容易に４倍に向上させることが可能になる。このリンの存在を、同じ理由により、以下に示す合金の他の例に対しても推奨することができる。
【００８４】
別の特定の事例において、合金は、
５５から６１％のニッケル、
１９から２２．５％のクロム、
７から９．５％のモリブデン、
ニオブとタンタルの合計が２．７５から４％になり、Ｔａが０．２％未満であるニオブ元素およびタンタル元素の少なくとも１つ、
１から１．７％のチタン、
０．５５％未満のアルミニウム、
０．５％未満のコバルト、
０．０３％未満の炭素、
０．３５％未満のマンガン、
０．２％未満のケイ素、
０．００６％未満のホウ素、
０．０１５％未満のリン、
０．０１％未満の硫黄、
残りの百分率の鉄、および処理に起因する不純物の重量含有量を有する７２５タイプのニッケルベースの超合金である。
【００８５】
別の特定の事例において、合金は、
１２から２０％のクロム、
２から４％のモリブデン、
ニオブとタンタルの合計が５から７％になり、Ｔａが０．２％未満であるニオブ元素およびタンタル元素の少なくとも１つ、
１から２％のタングステン、
５から１０％のコバルト、
０．４から１．４％のチタン、
０．６から２．６％のアルミニウム、
６から１４％の鉄、
０．１％未満の炭素、
０．０１５％未満のホウ素、
０．０３％未満のリン、
残りの百分率のニッケル、および処理に起因する不純物の重量含有量を有する７１８ＰＬＵＳタイプのニッケルベースの超合金である。
【００８６】
概して、合金は、ニオブ＋タンタルの含有量が２．５％より大きく、８００℃から１０５０℃のＮｉ３Ｎｂ−Ｔａタイプの粒間相（δ相）が存在し、６００から８００℃のＮｉ３（Ａｌ−Ｔｉ）−（γ’）タイプおよび／またはＮｉ３Ｎｂ−Ｔａ（γ”）タイプの粒間相が存在することを特徴とするニッケルベースの超合金である。２．５％を超えるニオブおよび／またはタンタルを含み、ニオブおよび／またはタンタルを含み、かつＮｉ３Ｎｂ−Ｔａタイプの粒間相が存在することを特徴とするニッケルベースの超合金では、γ”硬化相Ｎｉ３Ｎｂ−Ｔａが存在しなくても本発明の効果が見いだされる。したがって、デルタＮｉ３Ｎｂ−Ｔａタイプの粒間相の溶解性が大きくなると、固体溶液でγ’硬化相−  Ｎｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）に挿入されて該相を硬化させるニオブ（γ’生成元素）が放出される。
【００８７】
本発明の処理は、第３のステップの温度より低い温度におけるガンマ”（Ｎｉ３Ｎｂ−Ｔａ−γ”）および／またはガンマ’（Ｎｉ３（Ａｌ−Ｔｉ）−γ’）硬化相の析出の完了を可能にする第４のステップを含むことができる。
【００８８】
例えば、４から１６時間にわたる７００から７５０℃の第３のステップの後に、４から１６時間にわたって保持される６００℃から６５０℃の第４のステップの温度まで５０℃／時±１０℃／時で冷却することができる。
【００８９】
本発明の処理は、２つの第１のステップの間における温度上昇時の大形の部品内の温度の均一化を促進するために、第１のステップと第２のステップとの間に短い持続時間の少なくとも１つの中間ステップ（１時間以内；図２参照）を含むこともできる。
【００９０】
本発明によれば、合金の（Ｔａ＋Ｎｂ）含有量が少なくとも２．５％の場合において、粒界におけるγ’相の析出を生じさせないように、Ａｌ含有率が３％以下であることが推奨される。Ａｌが３％以上になると、γ’相は、δ相を損なうほどに安定する傾向があり、Ｎｂがγ’相に挿入されるようになる。
【００９１】
また、粒界におけるδ相の析出を優先させるために、（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｔｉ）／Ａｌ比が３以上であることが好ましい。
【００９２】
次に、非限定的に示される本発明による熱処理の実施形態のいくつかの例によって本発明を説明する。
【００９３】
本発明による方法の実施形態の第１の例は、ＶＩＭ＋ＶＡＲ＋鍛造の従来の経路を介して得られるが、粉末冶金によっても同様に得ることが可能である合金の熱機械処理後に得られ、典型的には航空タービンディスクの製造を目的とする７１８合金の物品に適用される。
【００９４】
実験レベルで、ＶＩＭ法を使用し、次いでＶＡＲ法を使用して７１８合金の再溶解インゴットを調製し、次いでＴａｂｌｅ  ２（表２）において１から３に番号付けされた熱機械処理の３つの異なるスケジュール（ＴＴＭ、Ｔａｂｌｅ  ２（表２）参照）に従ってそれらを高温加工した。熱機械処理後に得られた製品をサンプル（Ｔａｂｌｅ  １（表１）においてＡからＰで表される）に切り出した。次いで、それらのサンプルに、異なる事例に応じて２から４つのステップを含む異なる熱処理（ＴＴＨ）を施した（Ｔａｂｌｅ  ２（表２）参照）。
【００９５】
熱機械処理Ｎ°１に対するスケジュールは、合金のδ相ソルバス温度より高い温度にて異なるパスで実施される圧延を含んでいた。熱機械処理スケジュールＮ°１により形成される製品は、その冶金構造がデルタ相を欠く棒である（冶金状態２）。Ｔａｂｌｅ  ２（表２）において、サンプルＦ、Ｋ、Ｌ、Ｎは、この第１の熱機械処理スケジュールにより得られた棒から製造された。
【００９６】
熱機械処理スケジュールＮ°２は、合金のδ相ソルバス温度より低い温度（「サブソルバス温度」）における再熱（「熱」とは、炉で保持した後に変形させることを指し、したがって「再熱」とは、それぞれ炉における保持によって先行される２つの変形ステップを指す）を含む従来の鍛造スケジュールであった。このスケジュールは、合金におけるδ相の析出を可能にする。熱機械処理スケジュールＮ°２により形成された製品は、その冶金構造が粒界に不均一に分布したいくらかのδ相（冶金状態１、図４および５参照）を含む所謂パンケーキ（全体的に、鍛造による変形に起因するフラットディスクの粗い形状の製品）である。Ｔａｂｌｅ  ２（表２）において、サンプルＣ、ＥおよびＨは、この第２の熱機械処理スケジュールにより得られたパンケーキから製造された。
【００９７】
熱機械処理範囲Ｎ°３は、合金のδ相ソルバスより低い温度の単一熱ステップによる従来の打抜きスケジュールであった。熱機械処理スケジュールＮ°３により形成された製品は、その冶金構造が粒界に極めて不均一に分布したいくらかのδ相（冶金状態１、図４および５参照）を含むディスクのブランクである。Ｔａｂｌｅ  ２（表２）において、サンプルＡ、Ｂ、Ｄ、Ｇ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、ＯおよびＰは、この第３の熱機械処理スケジュールにより得られたタービンディスクのブランクから製造された。
【００９８】
次いで、サンプルＡからＰに、各事例について２から４つのステップを含む、ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅで表される５つの異なるスケジュールの熱処理（「ＴＴＨ」）を施した（Ｔａｂｌｅ  ２（表２）のＴＴＨ欄）。
【００９９】
タイプ「ａ」または「ｂ」の熱処理スケジュールは、先端技術を示す基準熱処理スケジュールである。
【０１００】
タイプ「ａ」の熱処理スケジュールは、所謂等温溶液処理の１つのステップおよび２つのエージングステップを含む。これらのスケジュールでは、サンプルＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＦおよびＰに対する溶液熱処理は、合金を４０から９０分間にわたって９５５から１０１０℃の一定温度に保持することからなっていた。２つのエージングステップは、８時間にわたって７２０℃で１回保持した後に、８時間にわたって６２０℃の保持温度まで５０℃／時で制御冷却することからなっていた。
【０１０１】
「直接エージング」として既知のタイプ「ｂ」熱処理スケジュールは、溶液熱処理を含まず、タイプ「ａ」処理に従う２つのエージングステップのみからなる。サンプルＥのみにタイプ「ｂ」スケジュールを施した。
【０１０２】
タイプ「ｃ」熱処理スケジュールは、本発明に従っており、それぞれ第１のステップおよび第２のステップと呼ばれる２つの所謂溶液熱処理ステップ、ならびにそれぞれ第３のステップおよび第４のステップと呼ばれる１つまたは２つのエージングステップを含む。
【０１０３】
サンプルＧ、Ｈ、Ｊ、Ｋ、ＭおよびＮに関係したこれらのスケジュールでは、第１の溶液熱処理ステップは、合金を約５０から６０分間にわたって９４０℃から９８０℃の一定温度に保持することからなっていた。第２の溶液処理ステップは、合金を約１５から４０分間にわたって９８０℃から１００５℃の一定温度に保持することからなっていた。第１の温度保持から第２の温度保持への切換を、約２℃／分の速度の制御再加熱によって実施した。第３および第４のエージングステップは、サンプルＨおよびＪを除いて、タイプ「ａ」基準スケジュールの対応するエージングステップに従った。
【０１０４】
サンプルＨに関しては、第３のエージング処理ステップの温度を、他のサンプルに使用される７２０℃の代わりに７５０℃にした。この差によって、本発明の範囲が、エージングステップの限定的な温度条件および持続時間に限定されず、対照的にニッケルベースの超合金の分野に使用されるものなどのエージングステップの温度および持続時間に対しても本発明を適用できることを証明することが可能であった。
【０１０５】
サンプルＪについては、このサンプルに、１０時間にわたる７２０℃の１つのエージングステップのみを施した。サンプルＪに適用されたエージング処理は、合金に単一のエージング処理ステップのみを施す場合にも本発明を適用できることを示している。
【０１０６】
熱処理のタイプ「ｄ」スケジュールは、２つの溶液熱処理ステップおよび２つのエージングステップを含んでいた。サンプルＩおよびＬをこれらのスケジュールに従って処理した。しかし、これらの処理は、第２のステップが高すぎる温度で、または長すぎる持続時間にわたって実施されるため本発明に従わない。第２のステップの条件は、実際に、δ相のあまりにも大量の溶解を引き起こし、粒子成長が制御されなくなって、サンプルＩおよびＬに対する第２のステップを通じて大きな無制御の粒子拡大を招く。
【０１０７】
タイプ「ｅ」熱処理スケジュールは、１５分間にわたる１００５℃の単一溶液熱処理ステップ、および２つのエージングステップを含んでいた。以下に説明するように、本発明の従わないこの熱処理スケジュールによりサンプルＯのみが得られた。
【０１０８】
サンプルＡからＬおよびＯは、５．３％のＮｂおよび４０ｐｐｍのＰを含むタイプ７１８の合金であった。サンプルＮは、５．０％のＮｂおよび４０ｐｐｍのＰを含むタイプ７１８の合金であった。サンプルＭおよびＰは、５．３％のＮｂおよび８０ｐｐｍのＰを含むタイプ７１８の合金であった。
【０１０９】
【表１】
2012517524.tif 000003
【０１１０】
Ｔａｂｌｅ  ２（表２）は、異なるサンプルに対する処理条件、ならびに顕微鏡写真で見ることができる表面δ相のＡＳＴＭ粒径および割合の概要を示す。
【０１１１】
Ｔａｂｌｅ  ３（表３）は、これらのサンプルのいくつかの主な機械特性、すなわち
−２０℃における引張試験時の降伏強度（ＹＳ）；
−２０℃における引張試験時の極限引張強度（ＵＴＳ）；
−正弦サイクルおよび１０５０ＭＰａの最大応力とともに、１０Ｈｚの周波数および０．０５の負荷率Ｒを含む、４５０℃における疲労試験時の破壊前のサイクル数；
−５５０ＭＰａの応力下および６９０ＭＰａの応力下での６５０℃におけるクリープ試験時の寿命の概要を示す。
【０１１２】
粒径は、ＡＳＴＭ規格に従って定められ、粒径が比較的不均一である場合は、最大粒径（ＡＬＡ）も指定される。
【０１１３】
【表２】
2012517524.tif 000004
【０１１４】
したがって、７１８合金の製品Ｆ、Ｋ、Ｌ、Ｎは、δ相析出を可能にしない熱機械スケジュールｎ°１に従って変換された。
【０１１５】
製品Ｆは、熱機械処理スケジュールｎ°１の後に、合金７１８の標準タイプ「ａ」熱機械処理（δ相サブソルバスの単一溶液熱処理ステップを含む処理）を使用して処理された基準サンプルである。
【０１１６】
製品Ｌは、２ステップ溶液熱処理で処理されたが、第２のステップがあまりにも高温で、かつあまりにも長い持続時間にわたって実施され、合金７１８に対する本発明の範囲外であった。
【０１１７】
製品ＫおよびＮは、同じニオブ含有量を有さないが、どちらも本発明によるタイプ「ｃ」の熱処理スケジュールが施された。
【０１１８】
Ｃ、ＥおよびＨとして特定される７１８合金の製品は、δ相の不均一析出を可能にする熱機械スケジュールｎ°２により変換された。
【０１１９】
製品Ｃは、熱機械スケジュールｎ°２の後に、合金７１８の標準「ａ」タイプ熱処理（サブソルバス温度の１つの溶液熱処理のみを含む処理）により処理された基準サンプルである。
【０１２０】
製品Ｅも、熱機械スケジュールｎ°２の後に、タイプ「ｂ」熱処理スケジュールにより処理されたため、鍛造後にそのままエージングされ、エージング前に溶液熱処理が施されなかった基準サンプルである。
【０１２１】
製品Ｈは、本発明の範囲内の２ステップ溶液熱処理を含む本発明による熱処理（タイプ「ｃ」）が施された。
【０１２２】
Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｇ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、ＯおよびＰとして特定される７１８合金の製品は、δ相の高度に不均一な析出を可能にする熱機械スケジュールｎ°３により変換された。
【０１２３】
熱機械処理ｎ°３の後に、製品Ａ、ＢおよびＰは、合金７１８に対する標準処理（単一サブソルバス溶液熱処理を含むタイプ「ａ」の処理）により処理された。
【０１２４】
製品Ｄは、１つの溶液熱処理ステップのみを含むが、製品Ａ、ＢおよびＰの場合より高い温度、すなわちδ相ソルバスに近い温度の処理により処理された。
【０１２５】
熱機械処理後に、製品Ｉは、その第２のステップの持続時間が、温度に関して長すぎる２ステップ溶液熱処理が施された。したがって、製品Ｉに適用された熱処理は、本発明の範囲外である。
【０１２６】
熱機械処理ｎ°３の後に、製品Ｇは、本発明の範囲内の２ステップ溶液熱処理（熱処理「ｃ」）により処理された。
【０１２７】
製品Ｊも本発明の範囲内の２ステップ溶液熱処理により処理されたが、第４のステップで処理されなかった。
【０１２８】
製品Ｍは、本発明の範囲内の２ステップ溶液熱処理により処理されたが、製品Ａ〜ＬおよびＮ〜Ｏの２倍の０．００８％のリン含有量を有する。
【０１２９】
製品Ｏは、１ステップ溶液熱処理による「ｅ」熱処理が施された、この処理は、本発明の範囲外である。
【０１３０】
製品Ｐは、０．００８％のリン含有量を有する基準サンプルである。それは、合金７１８に対する標準処理スケジュール（サブソルバス温度の１つの溶液熱処理のみを含む「ａ」タイプの処理）を使用して処理された。
【０１３１】
標準サブソルバス熱処理（スケジュールタイプ「ａ」）により処理された製品Ａ、Ｂ、Ｃは、微粒子微小構造（＞９  ＡＳＴＭ）を有するが、好ましくは本発明による所望のδ相分率を超える分率（＞４．５％）のδ相を含む。これらの製品について得られた機械特性は、熱機械スケジュール（ＴＴＭ）２および３で得られた引張特性、疲労特性およびクリープ特性の評価のための基準を構成する。
【０１３２】
【表３】
2012517524.tif 000005
【０１３３】
製品Ｄは、製品Ａ、ＢおよびＣより高い温度で処理され、ＡＳＴＭ  ５の粒径の粒子、および好ましくは本発明による所望のδ相より少ない、不均一に分布したδ相（＜２．５％）を含む。この処理は、微粒子微小構造（少なくともＡＳＴＭ  ７、好ましくは少なくともＡＳＴＭ  ８、最も好ましくはＡＳＴＭ  ９）も、製品Ａ、Ｂおよびｃに対して見いだされた満足な疲労特性も維持することを可能にしなかったことが確認されている。疲労寿命の著しい低下は、疲労開始領域を形成する大きな粒径のＡＳＴＭ  ５粒子の存在に帰することができる。
【０１３４】
熱機械処理Ｎ°２の後にそのままエージングされた製品Ｅは、非常に不均一な粒径（ＡＳＴＭ  １０から１４）を有し、δ相の量が大きく変動し、この量は部品の領域の大部分（特にクリープを被りやすい領域）に見いだされ、δ相の所望の分率より大きい。製品Ｅの引張特性および疲労特性は、製品Ａ、Ｂ、Ｃの当該特性より高いが、製品Ｅについて得られたクリープ寿命は、製品Ａ、Ｂ、Ｃのクリープ寿命より短いことが確認されている。
【０１３５】
溶液熱処理が存在しないと、微小構造の均一化が可能でなく、非常に細かい粒子（＞１２  ＡＳＴＭ）、およびこのクリープ特性の低下の原因である、大きすぎるδ相分率の存在の原因になる。
【０１３６】
また、製品Ｅに対する溶液熱処理が存在しないと、鍛造後の残余の加工硬化の維持を可能にし、それは、引張特性にとって有益であるが、低応力部分における耐クリープ性にとって有害である。
【０１３７】
製品Ｇ、Ｈ、Ｍは、本発明の範囲内で処理され、微粒子微小構造（＞９  ＡＳＴＭ）、およびδ相分率の所望の範囲、すなわち４％以下で少なくとも２．５％に含まれるδ相分率（２．９％および３．５％）を有する。引張特性は、製品Ａ、Ｂ、Ｃの引張特性より明らかに高く、製品Ｅの引張特性と同じレベルであることが確認されている。製品Ｇ、Ｈ、Ｍのクリープ特性は、製品Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｅのクリープ特性より明らかに良好であるのに対して、粒径はこれらの製品内で類似していることも確認されている。製品Ｇ、Ｈ、Ｍの微粒子微小構造は、製品Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｅについて得られた疲労特性の維持を可能にし、製品Ｇ、Ｈ、Ｍのより小さいδ相分率は、耐クリープ性を向上させる。
【０１３８】
サンプルＢとＰを比較すると、基準処理（ａ）が施された７１８合金のリン含有量の増加は、耐クリープ性を実質的に向上させないことがわかる。
【０１３９】
意外にも、より高いリン含有量（８０ｐｐｍ）を有する製品Ｍに対して本発明による処理を適用すると、製品Ａ、Ｂ、Ｃと比較しても、そのリン含有量が製品Ｍのリン含有量と同等であるが、本発明による処理が施されなかった製品Ｐと比較しても、４倍までのクリープ寿命の著しい向上が可能であった。
【０１４０】
したがって、リンの添加と本発明の処理との組合せは、得られる合金のクリープ特性に対して肯定的な相乗効果を有する。
【０１４１】
本発明は、高温で満足な延性を維持することを可能にする残留δ相分率（好ましくは２．５％より高い）を維持することを目標とする。δ相の含有量が低すぎると、これは、損傷、および高温における引張試験下（１０−５ｓ−１の歪み速度で６５０℃）での延性に影響を及ぼす。そのδ相含有量が２％に近い製品Ｄは、そのδ相分率が３％に近い製品Ｇの延性（２７％の破断伸度）よりはるかに低い延性（７％の破断伸度）を有することが実際に確認されている。この製品Ｄの低い延性は、δ相の分率が小さすぎ、不均一に分布していることによって引き起こされる粒間損傷に起因する。
【０１４２】
次に、微小構造に対する本発明の処理の影響について詳述する。
【０１４３】
７１８合金であり、熱機械スケジュールＮ°２またはｎ°３を使用して変換されたサンプルＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、ＯおよびＰの調査を行った。
【０１４４】
図４から９は、
−熱機械処理後のそれらの初期状態のサンプルＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、ＯおよびＰ（図４および５）、
−１つの溶液熱処理ステップのみを含む熱処理が施された後のサンプルＤおよびＯ（図６および７）、
−本発明による熱処理が施された後のサンプルＧ、ＨおよびＭ（図８および９）の微小構造を示す顕微鏡写真である。
【０１４５】
図４および５は、サブソルバス熱機械変形（熱機械スケジュール２または３）が施された後のサンプルＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、ＯおよびＰの微小構造（冶金状態１）を示す。これは、粒界にデルタ相Ｎｉ３Ｎｂ−δおよび／またはＮｉ３Ｔａ−δを示すが、それらが粒子間に均一に分布していない微小構造である。
【０１４６】
図４は、サンプルがＡＳＴＭ約１１の粒径の微粒子を有し、δ相が不均一に分布している（粒界における暗影）ことを示す。熱機械変形スケジュール後、δ相の割合は２．８から６％になり、粒径は、ＡＳＴＭ  １０から１３になる。これは、これらの２つの観点から非常に不均一な微小構造を与える。
【０１４７】
図５は、より大きく拡大したサンプルの微小構造を示し、その粒界がδ相をほぼ完全に欠いた粒子を示す（この相は、この顕微鏡写真では白色で示されている）。
【０１４８】
約６０分間にわたる９７０℃の１つの溶液熱処理ステップのみを含む処理がサンプル（サンプルＢ）に適用されると、得られるδ相の割合は４．７から５．５％になり、粒径がＡＳＴＭ  １１から１２になる。したがって、サンプルの均一性は向上するが、耐クリープ性にとって大いに不利であることが知られている（Ｔａｂｌｅ  １（表１）およびＴａｂｌｅ  ２（表２）、サンプルＢ参照）大きなδ相の分率が維持される。
【０１４９】
サンプル（例えばＴａｂｌｅ  １（表１）のサンプルＯ参照）に適用される熱処理が、本発明の「第２のステップ」に対応する、約１５分間にわたる１００５℃の１つの溶液熱処理ステップのみを含む処理である場合は、得られるδ相の割合（図６および７参照）は１．１から３．５％になり、粒径はＡＳＴＭ  ５から９になる。したがって、δ相の量が減少し、それは耐クリープ性にとって好ましい方向であるが、粒径の不均一な分布が観察される。これは、初期微小構造から受け継がれたδ相の不均一な分布に起因するこのステップを通じての不均一な粒子成長によって説明され得る。
【０１５０】
実際、既に説明したように、初期微小構造は、サブソルバス変形から生じ（状態１）、初期微小構造におけるδ相の分布は不均一である。その結果、いくつかの粒子は、初期構造における粒界に大量のδ相を含み得るのに対して、他の粒子は、粒界にδ相をほとんどまたは全く有さないのみである（図５参照）。
【０１５１】
本発明による第１のステップの温度の中間的な温度保持を介さずに、第２のステップの温度でそのまま熱処理を実施することによって、δ相で囲まれていない粒子、または粒界にδ相をほとんど有さない粒子は、ＡＳＴＭ約５から６を超え得る粒径まで制御不能に拡大するのに対して、δ相によって囲まれた他の粒子の成長が妨げられ、ＡＳＴＭ  ９に近い粒径をもたらすことになる。粒径の不均一性を図６および７の顕微鏡写真に明確に見ることができる。ＡＳＴＭ  ５〜６の粒子の存在は、大いに局在化した存在であっても疲労寿命を著しく低下させる。
【０１５２】
他方で、いくつかのサンプル（サンプルＧ、ＨおよびＭ）に本発明による熱処理が施される場合、すなわち、６０分間にわたる９８０℃の第１のステップが施され、その直後に１５分間にわたる１００５℃の第２の温度保持まで２℃／分の勾配で加熱される場合は、ＡＳＴＭ  １０から１２の粒径で２．９から３．５％のδ相が得られる。
【０１５３】
図８および９の顕微鏡写真は、サンプルの初期状態と比較して、
−粒径がより均一で非常に細かく維持され；
−ここではδ相が粒界に規則的に分布され、その成長が効率的に防止されることを示している。
【０１５４】
ＮｂおよびＴａ原子を溶解した形で使用可能にするδ相析出物の小規模な形成、粒径の低減、粒界におけるδ相の均一な分布、および十分に調整されたこのδ相の存在量により、耐クリープ性および引張強度が向上する。それは、特に、
−大きな粒子における早発的な亀裂開始を回避し、炭化ニオブにおける亀裂開始を優先させる強い疲労特性；
−より大きな分率の硬化相によって生成されるより広範な硬化による降伏強度の向上；
−十分なリン含有量を有する合金（サンプルＭ）の耐クリープ性の明確な、さらには著しい向上である本発明の目的を達成することを可能にするδ相の制御溶解に関連する細かい粒径である。
【０１５５】
本発明により合金を処理すると、先行技術において通常の仕上げ操作を進めて最終部品を得ることができる。
【０１５６】
加えて、発明者らは、タイプ７１８Ｐｌｕｓおよび７２５の合金のサンプルに対する追加的な試験を実施し、本発明が、２．５％を超えるニオブおよび／またはタンタル含有量を有する他のニッケルベースの超合金に適用されると、それらの耐クリープ性および引張強度の顕著な向上を可能にすることを確認することができた。
【図１】
2012517524.tif 000006
【図２】
2012517524.tif 000007
【図３】
2012517524.tif 000008
【図４】
2012517524.tif 000009
【図５】
2012517524.tif 000010
【図６】
2012517524.tif 000011
【図７】
2012517524.tif 000012
【図８】
2012517524.tif 000013
【図９】
2012517524.tif 000014
【手続補正書】
【提出日】平成23年10月6日(2011.10.6)
【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】
重量百分率で少なくとも５０％のＮｉを含むＮｉベースの超合金の部品のブランクを製造するための方法において、前記超合金の合金を調製し、前記合金の熱処理を実施する方法であって、
−前記超合金が、重量百分率で少なくとも２．５％の合計量のＮｂおよびＴａを含み；
−＊前記合金を少なくとも２０分間にわたって８５０から１０００℃に保持して、δ相を粒界に析出させる第１のステップと、
＊前記合金を第１のステップの温度より高い温度に保持し、第１のステップで得られたδ相を部分的に溶解させ、第２のステップの後に２から４％、好ましくは２．５から３．５％の量のδ相を得るために、第１および第２のステップを、中間冷却を行わずに実施する第２のステップと、
＊第１のステップの温度より低い温度で実施され、γ’および／またはγ”硬化相を析出させる第３のステップおよび場合により１つまたは複数の追加的ステップを含むエージング処理と、に区分され、
＊第１のステップが少なくとも３０分間にわたって９００から１０００℃で実施され、第２のステップが５から９０分間にわたって９４０から１０２０℃で実施され、２つのステップの間の温度差が少なくとも２０℃である複数のステップを含む熱処理を前記合金に適用することを特徴とする方法。
【請求項２】
合金のＡｌ含有量が３％以下であることを特徴とする請求項１に記載の方法。
【請求項３】
合金の（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｔｉ）／Ａｌ比が３以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の方法。
【請求項４】
合金処理の終了時に得られる粒径が７から１３  ＡＳＴＭ、好ましくは８から１２  ＡＳＴＭ、最も好ましくは９から１１  ＡＳＴＭであることを特徴とする請求項１から３の何れか一項に記載の方法。
【請求項５】
エージング処理後のδ相の分布が粒界において均一であることを特徴とする請求項１から４の何れか一項に記載の方法。
【請求項６】
第１のステップから第２のステップへの切換が、４℃／分以下、好ましくは１から３℃／分の速度で実施されることを特徴とする請求項１から５の何れか一項に記載の方法。
【請求項７】
合金が、重量百分率で、
５０から５５％のニッケル、
１７から２１％のクロム
０．０８％未満の炭素、
０．３５％未満のマンガン、
０．３５％未満のケイ素、
１％未満のコバルト、
２．８から３．３％のモリブデン、
ニオブとタンタルの合計が４．７５％から５．５％になり、Ｔａが０．２％未満であるニオブ元素およびタンタル元素の少なくとも１つ、
０．６５から１．１５％のチタン、
０．２０から０．８０％のアルミニウム、
０．００６％未満のホウ素、
０．０１５％未満のリン、
残りの百分率の鉄、および処理に起因する不純物を含むことを特徴とする請求項１から６の何れか一項に記載の方法。
【請求項８】
第１のステップが少なくとも３０分間にわたって９２０から９９０℃で実施され、第２のステップが５から４５分間にわたって９６０から１０１０℃の温度で実施されることを特徴とする請求項７に記載の方法。
【請求項９】
合金のＮｂとＴａの合計含有量が５．２から５．５％であり、第１のステップが４５分から２時間にわたって９６０から９９０℃で実施され、第２のステップが５から４５分間にわたって９９０から１０１０℃で実施されることを特徴とする請求項８に記載の方法。
【請求項１０】
前記合金のＮｂとＴａの合計含有量が４．８から５．２％であり、第１のステップが４５分から２時間にわたって９２０から９６０℃で実施され、第２のステップが５から４５分間にわたって９６０から９９０℃で実施されることを特徴とする請求項８に記載の方法。
【請求項１１】
合金が、重量百分率で、
５５から６１％のニッケル、
１９から２２．５％のクロム、
７から９．５％のモリブデン、
ニオブとタンタルの合計が２．７５から４％になり、Ｔａが０．２％未満であるニオブ元素およびタンタル元素の少なくとも１つ、
１から１．７％のチタン、
０．５５％未満のアルミニウム、
０．５％未満のコバルト、
０．０３％未満の炭素、
０．３５％未満のマンガン、
０．２％未満のケイ素、
０．００６％未満のホウ素、
０．０１５％未満のリン、
０．０１％未満の硫黄、
残りの百分率の鉄、および処理に起因する不純物を含むことを特徴とする請求項１から６の何れか一項に記載の方法。
【請求項１２】
合金が、重量百分率で、
１２から２０％のクロム、
２から４％のモリブデン、
ニオブとタンタルの合計が５から７％になり、Ｔａが０．２％未満であるニオブ元素およびタンタル元素の少なくとも１つ、
１から２％のタングステン、
５から１０％のコバルト、
０．４から１．４％のチタン、
０．６から２．６％のアルミニウム、
６から１４％の鉄、
０．１％未満の炭素、
０．０１５％未満のホウ素、
０．０３％未満のリン、
残りの百分率のニッケル、および処理に起因する不純物を含むことを特徴とする請求項１から６の何れか一項に記載の方法。
【請求項１３】
合金が、０．００７％を超える重量百分率のリン含有量を有することを特徴とする請求項７、１１または１２の何れか一項に記載の方法。
【請求項１４】
第１のステップおよび第２のステップが合金のδ相のサブソルバス温度で実施され、第１のステップがδソルバス温度より５０℃低い温度とδソルバス温度より２０℃低い温度との間の温度で実施され、第２のステップがδソルバス温度より２０℃低い温度とδソルバス温度との間の温度で実施されることを特徴とする請求項１から１３の何れか一項に記載の方法。
【請求項１５】
高温加工ブランク部品の温度が、前記ステップの少なくとも１つの間一定に保持されることを特徴とする請求項１から１４の何れか一項に記載の方法。
【請求項１６】
前記第３のステップが４から１６時間にわたって７００から７５０℃で実施され、第４のステップが４から１６時間にわたって、６００から６５０℃で実施され、前記第３のステップと第４のステップとの間に５０℃／時から５０±１０℃／時の冷却が実施されることを特徴とする請求項１から１５の何れか一項に記載の方法。
【請求項１７】
第１のステップと第２のステップとの間で、高温加工合金が１時間以下にわたって、第１のステップの温度と第２のステップの温度との間の少なくとも１つの中間温度に保持されることを特徴とする請求項１から１６の何れか一項に記載の方法。
【請求項１８】
前記ブランク部品がインゴットの形で調製され、次いで高温加工されたことを特徴とする請求項１から１７の何れか一項に記載の方法。
【請求項１９】
前記ブランク部品が、粉末冶金法を使用して調製されたことを特徴とする請求項１から１８の何れか一項に記載の方法。
【請求項２０】
請求項１から１９の何れか一項に記載の方法を使用して製造されたブランク部品から得られることを特徴とするニッケルベースの超合金の部品。
【請求項２１】
航空または陸上ガスタービン部品であることを特徴とする請求項２０に記載の部品。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００８】
仏国特許出願第２０８９０６９号に記載されているような第１の選択肢によれば、Ｎｉ３Ｎｂ−δ相を粒界に析出させる熱機械処理を実施した後に、Ｎｉ３Ｎｂ−δ相の溶解温度未満の温度で合金の再結晶処理を実施し、粒界に析出したＮｉ３Ｎｂ−δ相を再結晶時に使用して粒子成長を防止することが選択された。この方法を用いると、ＡＳＴＭ１０以上の非常に細かい粒径の再結晶構造を得ることが可能である。それらの疲労特性は向上するが、それらの耐クリープ性は不十分である。実際、斜方構造を有するＮｉ３Ｎｂ−δ相の存在は、それがニオブを固定することにより、準安定あり、中心平方構造を有するＮｉ３Ｎｂ−γ”硬化相の形成を制限するため好ましくないことが知られている。Ｎｉ３Ｎｂ−γ”硬化相は、結晶格子内の転位を緩慢化せせることによって、耐クリープ性を向上させる。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００９】
同様に、Ｎｉ３Ｔａ−δ相の存在は、それがタンタルを固定することにより、Ｎｉ３Ｔａ−γ”硬化相の形成を制限するため好ましくないことも知られている。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００６３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００６３】
意外にも、発明者らは、実際に、２から４％、最適には２．５から３．５％のδ相の存在が、物質を弱化させることなく物質の特性を向上させることを明らかにすることができた。
【国際調査報告】
2012517524.tif 000015
2012517524.tif 000016
2012517524.tif 000017
2012517524.tif 000018
2012517524.tif 000019
2012517524.tif 000020
2012517524.tif 000021
2012517524.tif 000022
2012517524.tif 000023
2012517524.tif 000024
2012517524.tif 000025
2012517524.tif 000026