(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．１３重量％から０．１７重量％の炭素（Ｃ）、８．０重量％から８．８０重量％のクロム（Ｃｒ）、９．００重量％から１１．００重量％のコバルト（Ｃｏ）、０．５０重量％から０．８０重量％のモリブデン（Ｍｏ）、９．５０重量％から１０．５０重量％のタングステン（Ｗ）、０．９０重量％から１．２０重量％のチタン（Ｔｉ）、５．３０重量％から５．７０重量％のアルミニウム（Ａｌ）、２．８０重量％から３．３０重量％のタンタル（Ｔａ）、１．２０重量％から１．６重量％のハフニウム（Ｈｆ）、０．２５重量％以下の鉄（Ｆｅ）、０．１０重量％以下のコロンビウム（Ｃｂ）を含有し、残部がニッケル（Ｎｉ）の組成からなるニッケル基合金において、
前記合金は、規則的に存在する複数の障壁となる、２μｍから２０μｍの間の粒子径を有している、ガンマプライム析出物と、
前記障壁となるガンマプライム析出物を取り囲んだ、０．３μｍから０．７μｍの間の粒子径を有している、立方体型ガンマプライム析出物連続層と、
から成る微細構造を有しており、
前記合金は、前記ニッケル基合金をそのガンマプライムソルバス温度よりも高い温度で加熱して、全体を溶解させないように全てのガンマ−ガンマプライム共晶島と、スクリプト型の炭化物とを溶解させ、
２１３５°Ｆ（１１６８℃）まで、０．１°Ｆ ／分（０．０６℃／分）と５°Ｆ ／分（２．８℃／分）の間の速度で冷却し、
１０００°Ｆ （５３８℃）未満にまで急速に真空中で冷却し、
細孔を除去するため高温等方加圧法（ＨＩＰ法）を施し、
１９７５°Ｆ（１０７９℃）±２５°Ｆ（１４℃）で４時間析出熱処理を行い、
室温にまで冷却し、
その後、エージングを行なう、
ことによって処理されることを特徴とする耐クラック伸長性が改善されたガンマプライム析出強化ニッケル基合金。
【請求項２】
前記合金は、さらに柱状粒子構造を有することを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項３】
前記合金は、さらに等方向的粒子構造を有していることを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項４】
前記障壁となるガンマプライム析出物は、＜１１１＞の結晶学的方向に沿って延びていることを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項５】
０．１３重量％から０．１７重量％の炭素（Ｃ）、８．０重量％から８．８０重量％のクロム（Ｃｒ）、９．００重量％から１１．００重量％のコバルト（Ｃｏ）、０．５０重量％から０．８０重量％のモリブデン（Ｍｏ）、９．５０重量％から１０．５０重量％のタングステン（Ｗ）、０．９０重量％から１．２０重量％のチタン（Ｔｉ）、５．３０重量％から５．７０重量％のアルミニウム（Ａｌ）、２．８０重量％から３．３０重量％のタンタル（Ｔａ）、１．２０重量％から１．６重量％のハフニウム（Ｈｆ）、０．２５重量％以下の鉄（Ｆｅ）、０．１０重量％以下のコロンビウム（Ｃｂ）を含有し、残部がニッケル（Ｎｉ）の組成からなるニッケル基合金であって、
前記合金は、規則的に存在する複数の障壁となる、２μｍから２０μｍの間の粒子径を有している、ガンマプライム析出物と、
前記障壁となるガンマプライム析出物を取り囲んだ、０．３μｍから０．７μｍの間の粒子径を有している、立方体型ガンマプライム析出物連続層と、
から成る微細構造を有しており、
前記合金は、前記ニッケル基合金をそのガンマプライムソルバス温度よりも高い温度で加熱して、全体を溶解させないように全てのガンマ−ガンマプライム共晶島と、スクリプト型の炭化物とを溶解させ、
２１３５°Ｆ（１１６８℃）まで、０．１°Ｆ ／分（０．０６℃／分）と５°Ｆ ／分（２．８℃／分）の間の速度で冷却し、
１０００°Ｆ （５３８℃）未満にまで急速に真空中で冷却し、
細孔を除去するため高温等方加圧法（ＨＩＰ法）を施し、
１９７５°Ｆ（１０７９℃）±２５°Ｆ（１４℃）で４時間析出熱処理を行い、
室温にまで冷却し、
その後、エージングを行なう、
ことによって処理されることを特徴とする耐クラック伸長性が改善されたガンマプライム析出強化ニッケル基合金を有しているロケット用ターボポンプ。
【請求項６】
０．１３重量％から０．１７重量％の炭素（Ｃ）、８．０重量％から８．８０重量％のクロム（Ｃｒ）、９．００重量％から１１．００重量％のコバルト（Ｃｏ）、０．５０重量％から０．８０重量％のモリブデン（Ｍｏ）、９．５０重量％から１０．５０重量％のタングステン（Ｗ）、０．９０重量％から１．２０重量％のチタン（Ｔｉ）、５．３０重量％から５．７０重量％のアルミニウム（Ａｌ）、２．８０重量％から３．３０重量％のタンタル（Ｔａ）、１．２０重量％から１．６重量％のハフニウム（Ｈｆ）、０．２５重量％以下の鉄（Ｆｅ）、０．１０重量％以下のコロンビウム（Ｃｂ）を含有し、残部がニッケル（Ｎｉ）の組成からなるニッケル基合金であって、
前記合金は、規則的に存在する複数の障壁となる、２μｍから２０μｍの間の粒子径を有している、ガンマプライム析出物と、
前記障壁となるガンマプライム析出物を取り囲んだ、０．３μｍから０．７μｍの間の粒子径を有している、立方体型ガンマプライム析出物連続層と、
から成る微細構造を有しており、
前記合金は、前記ニッケル基合金をそのガンマプライムソルバス温度よりも高い温度で加熱して、全体を溶解させないように全てのガンマ−ガンマプライム共晶島と、スクリプト型の炭化物とを溶解させ、
２１３５°Ｆ（１１６８℃）まで、０．１°Ｆ ／分（０．０６℃／分）と５°Ｆ ／分（２．８℃／分）の間の速度で冷却し、
１０００°Ｆ （５３８℃）未満にまで急速に真空中で冷却し、
細孔を除去するため高温等方加圧法（ＨＩＰ法）を施し、
１９７５°Ｆ（１０７９℃）±２５°Ｆ（１４℃）で４時間析出熱処理を行い、
室温にまで冷却し、
その後、エージングを行なう、
ことによって処理されることを特徴とする耐クラック伸長性が改善されたガンマプライム析出強化ニッケル基合金を含んでなるガスタービンエンジン用部品。
【請求項７】
耐クラック伸長性が改善されたガンマプライム析出強化ニッケル基合金の製造方法であって、該製造方法は、
（１）０．００６重量％から０．１７重量％の炭素（Ｃ）、６．０重量％から２２．０重量％のクロム（Ｃｒ）、１５重量％以下のコバルト（Ｃｏ）、９．０重量％以下のモリブデン（Ｍｏ）、１２．５重量％以下のタングステン（Ｗ）、４．７５重量％以下のチタン（Ｔｉ）、６．０重量％以下のアルミニウム（Ａｌ）、４．３重量％以下のタンタル（Ｔａ）、１．６重量％以下のハフニウム（Ｈｆ）、１８．５重量％以下の鉄（Ｆｅ）、３．０重量％以下のレニウム（Ｒｅ）、１．０重量％以下のコロンビウム（Ｃｂ）を含有し、残部がニッケル（Ｎｉ）の組成からなるガンマプライム強化ニッケル基合金を供給するステップと、
（２）前記ニッケル基合金を鋳造するステップと、
（３）前記ニッケル基合金をそのガンマプライムソルバス温度よりも高い温度で加熱して、全体を溶解させないように全てのガンマ−ガンマプライム共晶島と、スクリプト型の炭化物とを溶解させ、２１３５°Ｆ（１１６８℃）まで、０．１°Ｆ ／分（０．０６℃／分）と５°Ｆ ／分（２．８℃／分）の間の速度で冷却し、さらに、１０００°Ｆ （５３８℃）未満にまで急速に真空中で冷却するステップと、
（４）  前記合金が、規則的に存在する複数の障壁となる、２μｍから２０μｍの間の粒子径を有している、ガンマプライム析出物と、
前記障壁となるガンマプライム析出物を取り囲んだ、０．３μｍから０．７μｍの間の粒子径を有している、立方体型ガンマプライム析出物連続層と、
から成る微細構造を有するように該合金を熱処理するステップと、を含んでなるニッケル基合金の製造方法。
【請求項８】
前記ステップ（４）が、細孔を除去するため前記合金に高温等方加圧法（ＨＩＰ法）を施すステップと、１９７５°Ｆ（１０７９℃）±２５°Ｆ（１４℃）で４時間析出熱処理を行った後に室温にまで冷却し、さらに、１４００°Ｆ（７６０℃）から１６００°Ｆ（８７１℃）で２０時間のエージングを行なった後、室温にまで冷却する析出熱処理と、を含んでなる請求項７に記載の方法。
【請求項９】
前記合金は、等方向的に製造されることを特徴とする請求項７に記載の方法。
【請求項１０】
前記合金は、柱状体を有していることを特徴とする請求項７記載の方法。
【請求項１１】
前記障壁となるガンマプライム析出物は、＜１１１＞の結晶学的方向に沿っていることを特徴とする請求項７に記載の方法。
【請求項１２】
請求項７の方法により製造されたガスタービンエンジン部品。
【請求項１３】
請求項７の方法により製造されたロケット用ターボポンプ部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【技術分野】
本発明は、水素脆化が発生しがちな条件下におけるクラックの伸長に対して優れた耐久性を有する高強度ニッケル基超合金に関する。本発明はまた、上記合金の熱処理法にも関するものである。
【０００２】
（参照文献）
本発明は、米国特許出願番号第０８／２８４，７２７号「水素及び空気に対する特性の改善されたニッケル基超合金の柱状粒子及び等方性材料」において開示の発明に関するものである。また上記出願は、１９９３年６月１０日に出願され、本願譲受人による米国特許出願番号第０８／０７５，１５４（現在は放棄されている）の一部係属出願である。米国特許出願番号第０８／２８４，７２７号の記載は、本願においても参照することができる。
【０００３】
【従来の技術】
本発明は、高強度ニッケル基超合金の耐水素脆化を改善することを目的とする。本発明にいうところの高強度ニッケル基超合金としては、約５０体積％以上のガンマプライム強化相をガンママトリックス内において有し、かつ、その降伏強さが１０００°Ｆ（５３８℃）で約１００ｋｓｉ（６９０Ｍｐａ）であるようなニッケル基合金をいうものとする。上記ガンマプライム相、すなわちγ′相は、一般的には、上記ガンママトリックスにおいて、＜００１＞方向に配列した立方体型のモルフォロジを有しているものを指す。上記合金は、ガスタービンエンジンの分野において、広い用途が見いだされている。
【０００４】
ガスタービンエンジンでは、炭化水素燃料が燃焼し、そのため遊離した水素が、上記燃焼プロセス中におけるある点において存在する。しかしながら、存在する水素は比較的濃度が低いこと、上記エンジンの運転条件と、により上記ニッケル基超合金は著しい水素脆化を引き起こすことはなかった。
【０００５】
水素脆化は、ガスタービン工業以外の別の分野ではきわめて頻繁に見られるものである。例えば、水素脆化は、電気メッキにおいても発生し、これは、水素ガスがメッキされている部品の表面上で発生し、その一部が上記部品へと吸収されて、上記部品の延性を著しく低下させてしまうためである。熱腐食、特に油井に観測される熱腐食の要因ともなっているが、これは、特に上記ケーシングを通過する原油及び天然ガスのある種のものに含まれている硫化水素により、深く油井を掘った場合にそのケーシングで激しく水素脆化が生じるためである。米国特許第４，０９９，９２２号、第４，４２１，５７１号、第４，２４５，６９８号では、おおむね油井における水素脆化の問題を解決するための試みがなされている。
【０００６】
近年、スペースシャトルの主エンジンの開発において、水素脆化が潜在的な問題として認識されるようになっている。上記スペースシャトル主エンジンは、複数のロケットエンジンからなり、これらのエンジンは、液体水素と、液体酸素と、を混合、反応させて推進薬としている。これらの反応体は、水素と酸素との反応による燃焼生成物によって駆動されているターボポンプによって、主燃焼チャンバに送られる。上記ターボポンプの加熱される側は、上記水素／酸素反応の上記燃焼生成物に曝されることになるとともに、典型的には方向性凝固あるいは方向性固化されたＭａｒ−Ｍ２４６＋Ｈｆ合金でインベストメント鋳造された小さな複数のタービンブレードを有している。上記合金は、上述した高強度ニッケル基超合金の定義に適合しているものであり、５０体積％以上のガンマプライム相と、約１０００°Ｆ（５３８℃）において１００ｋｓｉ（６９０Ｍｐａ）以上の降伏強さと、を有している。 Ｍａｒ−Ｍ２４６＋Ｈｆ合金は、その公称組成が重量％として、９Ｃｒ，１０Ｃｏ，２．５Ｍｏ，１０Ｗ，１．５Ｔａ，５．５Ａｌ，１．５Ｔｉ、１．５Ｈｆその残りはＮｉである。上記したように水素に曝されるため、上記タービンブレードの水素脆化は、上記ターボポンプの他の物体とともに大きな問題である。
【０００７】
水素脆化は、上記環境又はそれ以外の環境においても生じる場合があり、また、その正確なメカニズムは依然として推測の域を出るものではないが、その問題の存在については、多くの報告がなされている。水素脆化の始まりは、上記構造の不連続部位、例えばポア、硬い粒状体、手書きしたような形の、すなわち、スクリプト型の炭化物類とガンマ−ガンマプライム共晶島といった凝縮相とマトリックス相の界面等において、ニッケル基超合金内にクラックが生じることによることが見いだされている。特に、疲労試験中における疲労によるクラックの開始は、通常処理したＰＷＡ１４８９の類似のサイトにおいても観測されている。このＰＷＡ１４８９は、高強度等方向的超合金であり、その公称組成は、８．４Ｃｒ，１０Ｃｏ，０．６５Ｍｏ，５．５Ａｌ，３．１Ｔａ，１０Ｗ，１．４Ｈｆ，１．１Ｔｉ，０．０１５Ｂ，０．０５Ｚｒ、その残りはＮｉであり、また、上記の値は、全て重量％として示してある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上記ガンママトリックスと上記ガンマプライム粒子との界面及びガンマ−ガンマプライム共晶島において界面剥離が生じていることに対しては強い証拠がある。上記した特性が、水素環境下における上記クラスの合金の疲労クラック発生サイトとして同定されている。従って、これらのクラック発生サイトにおけるクラックの初期発生を低減させることに多くの努力を払う必要がある。また、クラックを大きくしてしまうクラック伸長又はクラック成長を低下させることについて多くの努力を払う必要がある。
【０００９】
従って、これまで巨視的には水素脆化に対して高い耐久性を有し、より詳細には耐クラック伸長性を有する高強度ニッケル基超合金が必要とされてきた。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明の上記目的は、０．００６重量％から０．１７重量％の炭素（Ｃ）、６．０重量％から２２．０重量％のクロム（Ｃｒ）、１５重量％以下のコバルト（Ｃｏ）、９．０重量％以下のモリブデン（Ｍｏ）、１２．５重量％以下のタングステン（Ｗ）、４．７５重量％以下のチタン（Ｔｉ）、６．０重量％以下のアルミニウム（Ａｌ）、４．３重量％以下のタンタル（Ｔａ）、１．６重量％以下のハフニウム（Ｈｆ）、１８．５重量％以下の鉄（Ｆｅ）、３．０重量％以下のレニウム（Ｒｅ）、１．０重量％以下のコロンビウム（Ｃｂ）を含有でき、その残りがニッケル（Ｎｉ）の組成からなるニッケル基合金において、
この合金は、実質的にスクリプト型の炭化物と、ガンマ−ガンマプライム共晶島と、細孔と、を有さない微細構造を有しており、
さらにこの微細構造は、実質的に規則的に存在する複数の大きく、かつ、障壁となるガンマプライム析出物と、
上記大きく、かつ、障壁となるガンマプライム析出物を取り囲んだ微細な立方体型ガンマプライム析出物連続層と、
を有していることを特徴とする耐水素脆化、特に耐クラック伸長性が改善されたガンマプライム析出強化ニッケル基合金によって達成することができる。
【００１１】
本発明によれば、この超合金は水素脆化に対して高い耐久性を有しており、また、特に耐クラック伸長性に対して耐久性がある改良された高強度ニッケル基超合金が開示される。本発明によればまた、ガスタービンエンジンといったより通常の用途における耐疲労性と耐クラック伸長性との双方を著しく向上させることができる。
【００１２】
炭化物、窒化物、ホウ化物といった上高硬度粒子が存在することは、疲労クラック開始点となるので、本明細書中で開示する熱処理プロセスは、上記高硬度粒子全てを本質的には溶解させることにあるが、等方的合金での粒子成長を制御して上記粒子を、上記粒界には残しておくようにするものである。
【００１３】
水素の存在下では、上記共晶島は、上記ガンマ／ガンマプライムラメラの界面が剥離するので、クラック開始サイトとなる。従って、上記共晶島を排除することは、水素の存在下におけるクラック性に対して著しく効果を有する。スクリプト型の炭化物は、また、疲労クラック開始サイトとなるので、それらのサイズと存在の程度を低下させることによって疲労寿命はまた改善されることを見いだした。
【００１４】
本発明のプロセスは、ガンマ−ガンマプライム共晶島と、スクリプト型の炭化物とを、初めから完全に溶解してはいないが、これを本質的には溶解させうるニッケル基超合金に対して好適に用いることができる。本発明によれば、上記合金は、ガンマプライム強化ニッケル基合金であり、この合金は、本質的には表１に示す組成を有している。なお、この数字は、ほぼ概略的な数字であり、重量％で示してある。
【００１５】
【表１】
0003779778.tif 000002
【００１６】
上記表中、コロンビウム（Ｃｂ）とは、ニオブ（Ｎｂ）元素の別名である。好適な態様においては、上記ガンマプライム強化ニッケル基合金は、本質的に表２で示す組成を有している。なお、この数字も概略的数字であり、重量％で示してある。
【００１７】
【表２】
0003779778.tif 000003
【００１８】
当業者によれば、種々の痕跡程度の他の元素、例えば、マンガン、シリコン、リン、イオウ、ホウ素、ジルコニウム、ビスマス、鉛、セレン、テルル、タリウム、銅などを微量に含有していてもよいことは理解されようが、もとよりこれらの元素に限定されるものではない。また、上記表中、コロンビウム（Ｃｂ）は、ニオブ（Ｎｂ）元素を指す。
【００１９】
本発明の上記合金は、上述したニッケル基合金を溶融するステップと、等方的形態又は柱状粒子形態のいずれかとして鋳造するステップと、上記合金を熱処理するステップと、により形成される。上記合金は、好ましくは真空中での熱処理により、ステップ的に昇温させるサイクルを用いて熱処理され、次いで、上記ガンマプライムソルバス温度(gamma prime solvus temperature)、よりも約５０°Ｆ（２８℃）高い温度（その温度よりも下ではガンマプライム相が存在する）で、すなわち、この相を溶解させることが可能な温度で保持して、上記ガンマ−ガンマプライム共晶島と、上記スクリプト型の炭化物と、を溶解させるものである。特に、上記昇温サイクルは、下記ステップを有している。
【００２０】
まず、上記超合金を室温から約２０００°Ｆ（１０９３℃）まで、約１０°Ｆ／分（５．５℃／分）で加熱するステップと、約２０００°Ｆ（１０９３℃）から約２２４０°Ｆ（１２２７℃）まで約２°Ｆ／分（１．１℃／分）で昇温させるステップと、約２２７５°Ｆ（１２４６℃）から約２２８５°Ｆ（１２５２℃）まで約０．１°Ｆ／分（０．０６℃／分）で昇温するステップと、約２２８５°Ｆ（１２５２℃）で約３時間から約６時間、好ましくは４時間保持するステップと、を有するものである。
【００２１】
上記合金材料を、その後上記温度から真空中で急速に冷却すれば、発生するガンマプライム析出物は微細になり、空気中と同様、上記材料の水素中での耐疲労性をも著しく向上させることができる。
【００２２】
上記プロセスは、著しく効果を有するが、上記材料内で発生するいかなるクラックの成長又は伸長も阻害させることが好ましい。すなわちこのようにすることによって、上記超合金材料から製造される部品／物体の使用寿命をさらに延ばすことができるためである。そこで我々は、鋭意検討の結果、上記微細構造中に大きく、かつ障壁となるガンマプライム析出物を存在させると、これらがクラック防止機能として作用し、このことによりクラック伸長を防止できることを見いだした。上記した大きく、かつ、障壁として作用するガンマプライム析出物は、上記超合金材料を約２３５０°Ｆ（１２８８℃）から約２０００°Ｆ（１０９３℃）にまで約０．１°Ｆ ／分（０．０６℃／分）から５°Ｆ（２．８℃／分）で徐冷することによって析出させることができ、最も好ましくは、約２２８５°Ｆ（１２５２℃）から２１３５°Ｆ（１１６８℃）にまで約０．５°Ｆ／分（０．２８℃／分）で徐冷することで析出させる方法である。上記材料は、その後、真空中で室温まで急速に冷却し、上記ソルバス温度未満の温度で約１時間にわたってＨＩＰped、すなわち、高温で当方的に加圧する方法を施して、全ての細孔、空洞、ボイドを無くする。上記材料には、その後、通常の低温熱処理を施し、耐クラック伸長性がある他にも、耐クラック開始性を有した超合金材料が製造される。
【００２３】
本発明の効果は、特に耐クラック伸長性に優れたガンマプライム強化ニッケル基超合金を提供できることにある。この超合金の微細構造は、粒子間にガンマ−ガンマプライム相共晶島が存在しないこと、大量のスクリプト型の炭化物が存在しないこと、又はその存在量が低いこと、又は、粒子間に延びた直線状の炭化物の存在しないこと、又はその存在量が低いこと、によって特徴づけられる。上記微細構造は、また、規則的に存在する複数の大きく、かつ、障壁となる一群となった＜１１１＞結晶学的方向（全部で８つの＜１１１＞ベクトルが存在する）に延びたガンマプライム析出物を有しているとともに、微細な立方体型ガンマプライム析出物の連続相が、上記した大きく、かつ、障壁となるガンマプライム析出物を覆っている。
【００２４】
本発明の別の効果としては、上記合金の耐水素脆化、特に耐疲労クラック性及び耐クラック伸長性を向上させることにある。
【００２５】
上記した特徴及び効果、及びそれ以外の特徴及び効果については、後述する詳細な説明において、図面をもって詳細に説明を行う。
【００２６】
【発明の実施の形態】
多結晶ニッケル基超合金の水素雰囲気中での上記疲労クラックは、上記ガンマ−ガンマプライム共晶島内での上記ガンマ相と上記ガンマプライムラメラとの間の界面において疲労クラックが発生すること及び上記スクリプト型の炭化物においてクラックが発生することに起因している。
【００２７】
ＰＷＡ１４８９は、本来高い耐熱的衝撃性と、低温から高温まで高い強度を必要とされる部材に使用されている等方向的ニッケル基超合金である。従来の用途では、上記超合金は真空中で溶解され、鋳造され、ＨＩＰpedされ、溶体化熱処理が行われていた。図１は、従来法で処理したガンマ−ガンマプライム共晶島を示している。図２は、従来法によって処理したＰＷＡ−１４８９に存在するスクリプト型の炭化物を示している。図３は、それに対応するガンマプライム相のモルフォロジーを示している。図１から図３までに示す上記超合金は、次に示すパラメータ条件の下で処理されている。
【００２８】
ＨＩＰを２５ｋｓｉ（１７２Ｍｐａ）で４時間、２１６５°Ｆ（１１８５℃）において行い、溶体化を２１６５°Ｆ（１１８５℃）で２時間行い、１０００°Ｆ（５３８℃）以下にまで急冷し、析出熱処理を１９７５°Ｆ（１０７９℃）で４時間行い、室温へ空冷させ、さらに、１６００°Ｆ（８７１℃）で２０時間エージングし、再度室温にまで冷却するという処理である。
【００２９】
ＰＷＡ１４８９の様な合金内のスクリプト型の炭化物とガンマ−ガンマプライム共晶島は、上記高温ガスタービン用途にとっては許容可能だが、水素環境下では、試験を行ったエンジン部品ではクラックが本質的な設計限界となるため望ましくない。熱処理による上記スクリプト型の炭化物及び共晶島を無くせば、上記スペースシャトル主エンジンに使用される上記合金から製造される部品に対し、その特性を改善するとともに、設計マージンをより広くすることができる。
【００３０】
上記微細構造を完全に排除するには、上記合金を、上記ガンマプライムソルバス温度よりもある程度高い温度で溶解することが必要であり、かつ、この構造は、凝固中に生じる上記微細構造の化学的不均一性のために、最初に溶解する。
【００３１】
従って、昇温溶解サイクルは、上記ガンマソルバス(gamma solvus)温度よりも約５０゜Ｆ（２８℃）程度高くなるようにして行われる。このようにすることによって、ガンマプライム相を十分に溶解させることができ、上記した全てのスクリプト型の炭化物及び共晶島を実質的に排除できる。特に、昇温サイクルは、次のステップを有している。すなわち、上記超合金物体を室温から約２０００゜Ｆ（１０９３℃）にまで約１０゜Ｆ ／分（５．５℃／分）で加熱するステップと、約２０００゜Ｆ（１０９３℃）から約２２４０゜Ｆ（１２２７℃）にまで約２゜Ｆ ／分（１．１℃／分）で昇温するステップと、約２２７５゜Ｆ（１２４６℃）から約２２８５゜Ｆ（１２５２℃）まで約０．１゜Ｆ／分（０．０６℃／分）で昇温するステップと、約２２８５゜Ｆ（１２５２℃）で約３時間から約６時間、好ましくは４時間保持するステップと、を有している。
【００３２】
我々は、鋭意検討の結果、溶解後冷却サイクルを、大きく、かつ、障壁となるガンマプライム析出物を析出させるように改善したのである。すなわち、我々は、上記したようなゆっくりとした冷却サイクルを用いることにより、クラック防止体として作用する大きなガンマプライム析出物を得ることができることを見いだし、本発明に至ったものである。このようなクラック防止体は、クラックを生じさせることになるクラック伸長を、効果的に防ぐことができる。特に、上記超合金物体をその後、約２２８５゜Ｆ（１２５２℃）から約２１３５°Ｆ（１１６８℃）まで約０．５゜Ｆ／分（０．２８℃／分）で冷却し、かつ、約２１３５゜Ｆ（１１６８℃）から約１０００゜Ｆ（５３８℃）未満まで急速に真空中で冷却する。このゆっくりとした冷却により、クラック伸長性に対して著しく耐久性のある微細構造が製造できることを見いだした。また、我々はこのように改善を行うことによって、超合金物体の使用可能寿命を増加させることを見い出したのである。
【００３３】
上記ゆっくりとした冷却ステップを用いることによって、上記超合金物体は、その冷却ステップ高温等方加圧法（ＨＩＰped）により、約２５ｋｓｉ（１７２ＭＰａ）、約２１６５゜Ｆ（１１８５℃）±約２５゜Ｆ（１４℃）において４時間から８時間、好ましくは４時間処理する。析出熱処理は約１９７５゜Ｆ（１０７９℃）±約２５゜Ｆ（１４℃）で４時間から８時間、好ましくは４時間行い、室温にまで冷却される。上記物体は、その後、約１４００゜Ｆ（７６０℃）から、約１６００℃（８７１℃）、好ましくは約１６００゜Ｆ（８７１℃）±２５゜Ｆ（１４℃）で約８時間から約３２時間、好ましくは２０時間エージングし、その後空気中で室温まで冷却される。
【００３４】
上記熱処理の温度は、 ＰＷＡ１４８９といった上記特定合金の上記ガンマプライムソルバス温度を考慮して選択し、かつ、材料へ所定の熱量を与えた場合のグラジエント(gradient)加熱処理についての検討に基づいて選択することが重要である。上記溶解サイクルは、昇温速度が順次下げられて行くいくつかの昇温ステップを有しており、この各昇温ステップは、一定の昇温速度であっても、その昇温速度が変化するようにされていてもよく、さらには、上記最高溶解温度が得られるまで徐々に昇温速度が減少して行くような昇温曲線とされていてもよい。
【００３５】
本発明により処理された材料の微細構造を、図４から図６に示す。図４から図６までに示した超合金材料は、次のパラメータの熱処理によって得られたものである。２２８５゜Ｆ（１２５２℃）で４時間溶解し、２１３５゜Ｆ（１１６８℃）にまで０．５゜Ｆ／分（０．２８℃／分）で冷却し、約２１３５゜Ｆ（１１６８℃）から１０００゜Ｆ（５３８℃）未満にまで急速に真空中で冷却し、２１６５゜Ｆ（１１８５℃）で４時間２５ｋｓｉ（１７２Ｍｐａ）の下でＨＩＰを行い、１９７５゜Ｆ（１０７９℃）で４時間析出熱処理を行い、１６００゜Ｆ（８７１℃）で２０時間エージングを行い、その後に室温にまで冷却するといった熱処理である。
【００３６】
本発明の効果をそれぞれの図に示した。特に図４では、共晶島が存在していないことが示されている。図５は、また、スクリプト型炭化物が存在していないことが示されている。最も特徴となる、大きく、かつ、障壁となるガンマプライム析出物は、図６に示してある。これらの大きく、かつ、障壁となるガンマプライム析出物は、特に耐クラック伸長性を改善する。
【００３７】
本発明の微細構造は、約９０μｍ（９ｘ１０-5ｍ）から約１８０μｍ（１．８ｘ１０-4ｍ）の平均的な粒子径を有する。上記大きなガンマプライム析出物は、約２μｍ（２ｘ１０-6ｍ）から約２０μｍ（２ｘ１０-5ｍ）の間の粒子径を有している。また、上記大きく、かつ、障壁となる上記ガンマプライム析出物を取り囲んでいる微細な立方体型のガンマプライム析出物は、約０．３μｍ（３ｘ１０-7ｍ）から約０．７μｍ（７ｘ１０-7ｍ）となっていることを特徴としている。上記粒子径は、用いる鋳造工程によって任意に設定できる。
【００３８】
次いで、本発明をさらに実施例をもって説明するが、これらの実施例は、本発明を例示するものであり、また、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００３９】
（実施例）
公称組成８．４Ｃｒ，１０Ｃｏ，０．６５Ｍｏ，５．５Ａｌ，３．１Ｔａ，１０Ｗ，１．４Ｈｆ，１．１Ｔｉ，０．０１５Ｂ，０．０５Ｚｒ，残りがＮｉの第２段ベーンリングセグメントを、本発明により処理し、水素環境中で１６００゜Ｆ（８７１℃）、５０００ｐｓｉ（３４Ｍｐａ）において約５０００秒の試験時間を用いて試験を行った。なお。上記組成は、全て重量％をもって表してある。試験においては、同一組成を持つ通常処理されたいくつかのベーンセグメントを、比較例としテ用いた。上記試験後、上記それぞれのセグメントを蛍光探傷検査法により検査した。 本発明により処理した上記セグメントは、通常処理された上記ベーンセグメントに比較して疲労していなかった。これら通常処理されたベーンセグメントには、翼後縁にクラックが生じていた。
【００４０】
本発明の効果についてさらに、図７と、図８に示す。これらの図は、上記した新たな微細構造を有するＰＷＡ１４８９に比較した場合の、従来の微細構造を有するＰＷＡ１４８９のクラック伸長速度を示したものである。図７は、１２００°Ｆ（６４９℃）における疲労クラック成長速度（ｄａ／ｄＮ）を両対数プロットしたグラフである。加える応力（ΔＫ）として、それぞれ５０００ｐｓｉｇ（３５Ｍｐａ）が、通常処理のＰＷＡ１４８９と、改良ＰＷＡ１４８９（本発明によって処理したもの）と、に加えられている。図８は、４００°Ｆ（２０４℃）と８０°Ｆ （２７℃）とを組み合わせて試験を行った場合における疲労クラック成長速度（ｄａ／ｄＮ）を両対数プロットしたグラフであり、応力（ΔＫ）として５０００ｐｓｉｇ（３５Ｍｐａ）が、それぞれ通常処理のＰＷＡ１４８９と、改良ＰＷＡ１４８９（本発明によって処理したもの）と、に加えられている。特に、図７と図８とに示した図のそれぞれの軸は、応力強さに伴ってクラック伸長速度（ｄａ／ｄＮ）がどのように変化するかを示している。図７の矢印は、通常処理のＰＷＡ１４８９（符号１で示す）のクラックが、本発明により改善されたＰＷＡ１４８９（符号２で表示される）のクラックよりも数百倍早く成長しているのを示している。図８の矢印は、通常処理のＰＷＡ１４８９（符号１で示す）のクラックが、本発明によって改善されたＰＷＡ１４８９（符号２で示す）におけるクラックよりも数十倍も早く成長することを示している。上記試験は、ロケットにおける環境を再現した高い水素圧下での試験を行い、これらを比較した結果である。試験は、保持時間をゼロとして４５サイクル／分で行った。
【００４１】
本発明は、その詳細な実施例を持って説明を行ってきたが、当業者によれば、本発明の趣旨及び請求項に記載の発明の範囲において、その形態及び詳細にわたって種々の変更、除外、付加を行うことが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、従来のＰＷＡ１４８９の微細構造を示した顕微鏡写真であり、ガンマーガンマプライム共晶島が矢印で示されている。
【図２】図２は、従来のＰＷＡ１４８９の微細構造を示した顕微鏡写真であり、典型的な炭化物モルフォロジーを示している（スクリプト型の炭化物は、矢印で示されている）顕微鏡写真である。
【図３】図３は、従来のＰＷＡ１４８９の微細構造を示した顕微鏡写真であり、典型的なガンマプライム相のモルフォロジーを示している顕微鏡写真である。
【図４】図４は、本発明により改良したＰＷＡ１４８９の微細構造を示した顕微鏡写真であり、ガンマ−ガンマプライム共晶島が存在していないことを示している顕微鏡写真である。
【図５】図５は、本発明により改良したＰＷＡ１４８９の微細構造を示した顕微鏡写真であり、典型的な炭化物モルフォロジー（スクリプト型の炭化物）が存在していないことを示した顕微鏡写真である。
【図６】図４は、本発明により改良したＰＷＡ１４８９の微細構造を示した顕微鏡写真であり、ガンマ−ガンマプライムモルフォロジー（大きく、かつ、障壁となるガンマプライム析出物となっている）を示した顕微鏡写真である。
【図７】図７は、１２００°Ｆ（６４９℃）における疲労クラック成長速度（ｄａ／ｄＮ）を両対数プロットしたグラフを示した図である。
【図８】図８は、４００°Ｆ（２０４℃）と８０°Ｆ （２７℃）とを組み合わせて試験を行った場合における疲労クラック成長速度（ｄａ／ｄＮ）を両対数プロットしたグラフを示した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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