(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．２〜０．３重量% の硼素および／または１〜１．５重量% のハフニウムを添加したことを特徴とする、最高０．０２重量％の炭素、最高０．１０重量％の珪素、最高０．２０重量％のマンガン、最高０．００２重量％の硫黄、最高０．０１５重量％の燐、１５〜１８重量％のクロム、４０〜４３重量％のニッケル、０．１〜０．３重量％のアルミニウム、最高０．３０重量％のコバルト、１．５〜１．８重量％のチタン、最高０．３０重量％の銅、２．８〜３．２重量％のニオブおよび残量の鉄および不可避不純物よりなるＩＮ  ７０６タイプの耐熱性鉄−ニッケル超合金。
【請求項２】
硼素含有量が０．２重量% である請求項１に記載の超合金。
【請求項３】
ハフニウム含有量が１重量% である請求項１に記載の超合金。
【請求項４】
請求項１に記載の超合金から形成される出発物体から高温安定性の、大型ガスタービンのローター用の材料物体を製造する方法において、出発物体を９００℃〜１０００℃の温度で炉中で溶体化焼なましし、次いで第一段階で７００〜７６０℃の温度でそして第二段階で６００℃〜６５０℃の温度で析出硬化させることを特徴とする、上記方法。
【請求項５】
溶体化焼なまし済み出発物体を析出硬化させる前に空気で室温に冷却する請求項４に記載の方法。
【請求項６】
第一段階から第二段階への移行を炉中で冷却することによって実施する、請求項４または５に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、ＩＮ  ７０６タイプの鉄−ニッケル超合金に関する。また本発明は、この合金から生じる出発物体から高温耐久性材料物体を製造する方法にも関する。ＩＮ  ７０６タイプの鉄−ニッケル超合金は７００℃程度の温度で高い強度を示しそしてそれ故に、熱機関、例えば特にガスタービンにおいて使用するのが有利である。合金ＩＮ  ７０６の組成は以下の範囲内で変更し得る：
0003781494.tif 000002
【０００２】
【従来技術】
本発明は例えばＪ．Ｈ．Ｍｏｌｌ等の“Ｔｈｅ  Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ  ｏｆ  ７０６、ａ  Ｎｅｗ  Ｆｅ−Ｎｉ−Ｂａｓｅ  Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ”、Ｍｅｔ．Ｔｒａｎｓ．１９７１、第２巻、２１４３〜２１５１および“Ｈｅａｔ  Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ  ｏｆ  ７０６  Ａｌｌｏｙ  ｆｏｒ  Ｏｐｔｉｍｕｍ  １２００°Ｆ  Ｓｔｒｅｓｓ−Ｒｕｐｔｕｒｅ  Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ（最適な１２００°Ｆ応力−破壊特性のための７０６合金の熱処理）”、Ｍｅｔ．Ｔｒａｎｓ．、１９７１、第２巻、第２１５３〜２１６０頁に記載されている様なＩＮ  ７０６タイプの鉄−ニッケル超合金の従来技術に基づいている。
【０００３】
この従来技術にて、約６５０℃程度の温度でのＩＮ  ７０６合金の延性が比較的に小さいこと、および特定の熱処理法によってＩＮ  ７０６合金より成る鍛造部分の延性を高めることができることが実証されている。代表的な熱処理法は合金ＩＮ  ７０６から造られる出発物体のミクロ構造次第で以下の方法段階より成る：
９８０℃の温度で１時間の間の出発物体の溶体化焼なまし；
空気での溶体化焼なまし済み出発物体の冷却；
８４０℃の温度で３時間の析出硬化；
空気での冷却；
７２０℃の温度で８時間の析出硬化；
約５５℃／時の冷却速度で６２０℃に冷却；
６２０℃で８時間の析出硬化；および
空気での冷却；または
９００℃程で１時間の出発物質の溶体化焼なまし；
空気での冷却；
７２０℃の温度で８時間の析出硬化；
約５５℃／時の冷却速度で６２０℃に冷却；
６２０℃で８時間の析出硬化；および
空気での冷却。
【０００４】
更に、Ｄ．Ａ．Ｗｏｏｄｆｏｒｄの“Ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｔａｌ  Ｄａｍａｇｅ  ｏｆ  ａ  Ｃａｓｔ  Ｎｉｋｅｌ  Ｂａｓｅ  Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ”、Ｍｅｔ．Ｔｒａｎｓ．Ａ、１９８１年２月、第１２Ａ巻、第２９９〜３０７頁の記載から、ＩＮ  ７３８タイプのニッケルベース超合金に硼素およびハフニウムを添加することによって酸素の作用によって生じる損傷に対して敏感であることが公知である。これらの添加物によって不所望の金属脆性の低下を導く。
【０００５】
【発明の構成】
本発明は請求項１および４に記載した通り、高い耐熱性の他に大きい延性に特徴があるＩＮ  ７０６のタイプの鉄−ニッケル超合金および同時に、この合金から形成され材料物体の延性を追加的に改善できる方法を提供することである。
本発明の合金は、添加物のないＩＮ  ７０６タイプの鉄−ニッケル超合金に比較して耐熱性が僅かだけ低下しているが、延性は二倍の長い時間を示すことに特徴がある。硼素および／またはハフニウムを適当な量で添加することで、応力によって促進される合金のミクロ構造の粒子境界の酸化反応が低減される。不所望の材料疲労現象、例えば切り欠き脆性および応力亀裂の成長が非常に顕著に低減される。それ故にこの合金は大型ガスタービンのローターの材料として特に適している。この合金は十分に高度の耐熱性を有している。局所的に温度勾配が発生した場合には、合金の高い延性のために、不所望の応力はミクロ構造に僅かな影響しか及ぼしだけである。本発明の合金の延性は、溶体化焼なまし、冷却および析出硬化よりなる適当な熱処理段階によって更に改善できる。
【０００６】
本発明の特に有利な実施例およびそれらで達成できる別の長所を以下に詳細に説明する。
【０００７】
【実施の形態】
ＩＮ  ７０６合金の３つの鉄−ニッケル超合金を真空炉で溶融する。これらの合金の組成を以下の表に総括掲載する：
0003781494.tif 000003
これらの合金を９８０℃で１時間、溶体化焼なましし、次いで空気で室温に冷却しそして次に、７３０℃での１０時間の熱処理、炉中で６２０℃への冷却および最後に６２０℃で１６時間の熱処理より成る析出硬化に付す。この場合に生じる材料物体Ａ’、Ｂ’、Ｃ’を空気で室温に冷却する。これらの材料物体から引張試験のために回転対称の試験体を得る。これらの試験体は、それらの両端にそれぞれ、試験用機械中に固定することのできるネジ山を有しており、二つの測定マークの間に５ｍｍの直径、約２４．４８ｍｍの長さの丸棒状部分を有する。７０５℃の温度で試験体を７．０９×１０-5〔ｓ-1〕および７．０９×１０-7〔ｓ-1〕の延伸速度で破断点まで延伸する。その際に測定される引張強度および破断点伸び率の値を以下の表に総括掲載する。
0003781494.tif 000004
こ測定値から、７０５℃の温度および遅い延伸の場合に破断点伸び率が本発明の合金で製造された材料物体Ｂ’およびＣ’の場合には、従来技術の合金から製造された材料物質Ａ’の破断点伸び率よりも約５０〜８０% 高いことが判る。相応して７０５℃の温度および急速延伸の場合には、本発明の合金で製造された材料物体Ｂ’およびＣ’の場合の引張強度は従来技術に従って得た材料物体Ａ’の場合の引張強度と少なくとも同等に良好である。
【０００８】
遅い延伸速度の場合には材料を十分に緩和する十分な時間がある。それ故にこの速度で測定される強度値は高速延伸速度の場合に測定されるのと同様な程に有効ではない。これに対して、遅い延伸速度では雰囲気に含まれる酸素が、脆弱化の影響を及ぼす粒子界面作用を引き起こすのに十分な時間を有している。それ故に遅い延伸速度の場合に測定される破断点伸び率は高速延伸速度の場合に測定されるのより有効である。それ故に本発明の合金で製造された材料物体Ｂ’およびＣ’は、合金から従来技術に従って製造された材料物体Ａ’よりも延性に関して７０５℃において遙かに優れており、その耐熱性に関しては少なくとも同等である。本発明の合金で製造される材料物体は、十分に高い耐熱性を有しそして材料の高い延性のために、不可避の局所的な温度傾斜によって局所的な僅かな応力が生じるだけですむので、大型ガスタービンのローターとして使用するのが非常に有利である。
【０００９】
上記の性質は、硼素の割合が０．０２〜０．３重量% でそしてハフニウムのそれが０．０５〜１．５重量% である場合に、本発明の合金にて達成される。硼素あるいはハフニウムの割合がより少ない場合には、合金の粒子界面はもはや作用効果を享受することができず、脆弱化が生じる。硼素あるいはハフニウムの割合が過多な場合には、合金の熱間成形性が悪化する。
【００１０】
９００℃〜１０００℃の温度および７００〜７６０℃の温度での第一段階および６００〜６５０℃の温度での第二段階の析出硬化を実施する場合には、多くの使用例にとって十分に良好な材料物体が達成される。
適当に冷却することによって本発明の合金の延性は更に十分に改善され得る。この場合には、溶体化焼なましの際の焼き鈍し温度から析出硬化のための所定の温度に冷却するために０．５〜２０〔℃／分〕の冷却速度が特に有利である。析出硬化の場合の第一段階から第二段階への移行も炉内で冷却することによって実施するのが有利である。
【００１１】
溶体化焼なましは出発物体の大きさ次第で最高１５時間にわたって９００〜１０００℃の温度で実施する。
特定の温度に保持することによって行う析出硬化は特に好ましくは、少なくとも１０時間、最高７０時間にわたって実施するのが特に有利である。析出硬化する場合、溶体化焼なまし済み出発物体を第一段階で少なくとも１０時間、最高５０時間にわたってそして第二段階では少なくとも５時間、最高２０時間にわたって温度を維持する。