スーパーソルバス熱処理ニッケル基超合金の最終結晶粒径を制御及び微細化する方法
【課題】γ′析出強化ニッケル基超合金から一層微細な結晶粒径を有する部品を製造する方法を提供する。
【解決手段】０．０６０重量％超の十分に高い炭素含有量を有するように超合金を処方すること、及び十分に高い局所歪速度で超合金を鍛造することを含む。その結果、スーパーソルバス熱処理後には、部品は微細で実質的に均一な結晶粒径分布（好ましくはＡＳＴＭ７より微細、さらに好ましくは約ＡＳＴＭ８〜１０の範囲内）によって特徴づけられる。
【解決手段】０．０６０重量％超の十分に高い炭素含有量を有するように超合金を処方すること、及び十分に高い局所歪速度で超合金を鍛造することを含む。その結果、スーパーソルバス熱処理後には、部品は微細で実質的に均一な結晶粒径分布（好ましくはＡＳＴＭ７より微細、さらに好ましくは約ＡＳＴＭ８〜１０の範囲内）によって特徴づけられる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、一般的にはニッケル基超合金の加工方法に関する。具体的には、本発明は、ニッケル基超合金から物品を鍛造する方法であって、炭素含有量の増加と組み合わせた局所歪速度の増加がスーパーソルバス熱処理時に結晶粒成長の抑制を促進する結果、一層微細な結晶粒径を有するミクロ組織で特徴づけられる物品が得られる方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
γ′析出強化ニッケル基超合金は、ニッケルと化合してγマトリックスを形成する主要元素としてクロム、タングステン、モリブデン、レニウム及び／又はコバルトを含むと共に、ニッケルと化合して望ましいγ′析出物（主にＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））の強化相を形成する主要元素としてアルミニウム、チタン、タンタル、ニオブ及び／又はバナジウムを含んでいる。γ′析出強化ニッケル基超合金（以後はγ′ニッケル基超合金）は、粉末冶金法（Ｐ／Ｍ）、通常の鋳造鍛錬法及びスプレー鋳造又は核生成鋳造成形法で製造したビレットから鍛造されるディスク及び他の重要ガスタービンエンジン部品として広く使用されている。粉末冶金法で成形したγ′ニッケル基超合金は、特に、タービンディスクのようなある種のガスタービンエンジン部品の性能要件を満足するようなクリープ特性、引張特性及び疲労亀裂成長特性を良好なバランスで与えることができる。典型的な粉末冶金法では、所望超合金の粉末が熱間静水圧圧縮成形法（ＨＩＰ）及び／又は押出固化成形法などによって固化成形される。次いで、得られたビレットは超塑性成形条件に近づけるため合金のγ′ソルバス温度を僅かに下回る温度で等温鍛造され、大きな冶金的歪の蓄積を伴わずに高い幾何学的歪の蓄積によって金型キャビティを充填できるようにする。これらの加工段階は、ビレット中に元来存在する微細な結晶粒径（例えば、ＡＳＴＭ１０〜１３又はさらに微細）を保持し、ニアネットシェイプ鍛造金型を充填するための高い塑性を達成し、鍛造時の破壊を回避し、かつ鍛造応力及び金型応力を比較的低く維持するように設計される。（本明細書を通してＡＳＴＭ結晶粒径は、ＡＳＴＭ規格Ｅ１２２に規定する基準による。）高温での疲労亀裂成長耐性及び機械的特性を向上させるため、次に合金をそれのγ′ソルバス温度を超える温度で熱処理（一般にスーパーソルバス熱処理と呼ばれる）して結晶粒の顕著で均一な粗大化を引き起こす。
【０００３】
鍛造ガスタービンエンジン部品は、多くの場合、約ＡＳＴＭ９及びそれより粗い粒径（例えば、ＡＳＴＭ２〜９）を有する結晶粒を含むが、それよりはるかに狭い範囲（例えば、２〜３ＡＳＴＭ単位の限定された範囲内の結晶粒径）が通例好ましい。かかる限定された範囲は均一と見なすことができ、以後は不均一な臨界結晶粒成長が実質的に存在しないことを特徴とする結晶粒径及び結晶粒成長に対して使用される。本明細書中で使用する臨界結晶粒成長（ＣＧＧ）とは、典型的な均一結晶粒径分布の範囲外に、合金から形成された物品の低サイクル疲労（ＬＣＦ）特性に悪影響を及ぼす程度に合金の平均結晶粒径を超える粒径をもった結晶粒（例えば、ＡＳＴＭ６〜１０の視野中においてＡＳＴＭ００ほど粗い領域）の形成をもたらす合金中の局所的な過大結晶粒成長をいい、これはＣＧＧ領域中における初期優先亀裂核生成として現れる。臨界結晶粒成長はまた、引張強さのような他の機械的性質に悪影響を及ぼすこともある。臨界結晶粒成長は、広範囲の局所歪及び歪速度が材料中に導入される熱間鍛造作業後のスーパーソルバス熱処理時に起こる。特定の理論に固執することは望まないが、臨界結晶粒成長は加工品内での過度の蓄積エネルギーによって推進されると考えられ、個々の結晶粒として、小さい領域内における複数の個々の結晶粒として、或いは隣接結晶粒の大きな領域として現れることがある。影響を受けた結晶粒の粒径は、多くの場合、所望の結晶粒径より実質的に粗い。粉末冶金法及び押出固化法で製造したビレットから鍛造したディスク及び他の重要ガスタービンエンジン部品は、通常の鋳造鍛錬法又はスプレー鋳造成形法で製造したビレットから鍛造した場合よりも臨界結晶粒成長の傾向は低いように思われている。しかし、かかる部品は依然としてスーパーソルバス熱処理時に臨界結晶粒成長を起こしやすい。
【０００４】
本願出願人に譲渡されたＫｒｕｅｇｅｒらの米国特許第４９５７５６７号には、熱間鍛造作業中に経験する局所歪速度を制御することにより、微細結晶粒のγ′ニッケル基超合金部品での臨界（異常）結晶粒成長を排除する方法が教示されている。歪速度は、幾何学的歪の経時変化の瞬間速度として定義される。Ｋｒｕｅｇｅｒらは、続くスーパーソルバス熱処理時の有害な臨界結晶粒成長を回避するため、局所歪速度を一般に臨界値（εｃ）未満に保たなければならないと教示している。Ｋｒｕｅｇｅｒらによれば、最大歪速度は組成、ミクロ組織及び温度に依存し、所定の超合金については、様々な歪速度条件下で試験試料を変形させ、次いで適当なスーパーソルバス熱処理を実施することによって決定できる。その場合、最大（臨界）歪速度は、超合金の変形及び加工時に十分な量の全歪を伴ってその歪速度を超えると、スーパーソルバス熱処理後に臨界結晶粒成長をもたらす歪速度として定義される。
【０００５】
例えば３０〜４６体積％及びそれ以上のγ′含有量を有するニッケル基超合金における臨界結晶粒成長を回避するものとしてＫｒｕｅｇｅｒらにより確認されたもう１つの加工上の制約は、鍛造時にビレットの超塑性変形を確実にすることである。この目的のため、ビレットは、鍛造温度範囲内で超合金に関して約０．３以上の最小歪速度感受性（ｍ）を達成する微細結晶粒ミクロ組織を有するように加工される。当技術分野で公知の通り、微細結晶粒ビレットが超塑性変形する能力は歪速度感受性に依存し、超塑性材料は次の式で表される低い流動応力を示す。
【０００６】
σ＝Ｋε′ｍ
式中、σは流動応力であり、Ｋは定数であり、ε′は歪速度であり、ｍは歪速度感受性である。ｍの値が高いことは、超塑性が大きいことに相当する。
【０００７】
本願出願人に譲渡されたＹｏｏｎらの米国特許第５５２９６４３号及びＲａｙｍｏｎｄらの米国特許第５５８４９４７号の教示によれば、最終結晶粒径を制御するための追加の改善がなされている。Ｒａｙｍｏｎｄらは、鍛造時における超塑性の要件（換言すれば、高いｍ値を維持すること）に加え、化学的制御（特に、６５体積％以下のγ′含有量を有する合金において粒界ピン止めを達成するための合金の炭素及び／又はイットリウム含有量）と共同した最大歪速度の重要性を教示している。特定の例では、Ｒａｙｍｏｎｄらは、アロイＤとして特定されかつ商業的にはＲｅｎｅ ８８ＤＴとして知られるγ′ニッケル基超合金（Ｒ８８ＤＴ、米国特許第４９５７５６７号）に関して約０．０３２／秒（ｓ−１）未満の上限歪速度を記載している。高いｍ値を維持することに加え、Ｙｏｏｎらもまた、特にＹｏｏｎらがアロイＡとして特定した合金（これもＲ８８ＤＴである）の鍛造に関して約０．０３２ｓ−１以下の最大歪速度を規定している。Ｙｏｏｎらはさらに、鍛造時の最大歪速度勾配に上限を設けると共に、スーパーソルバス熱処理の実施に先立って蓄積歪エネルギーを除去するためにスーパーソルバス温度での鍛造品の長時間アニールを要求している。最後に、Ｙｏｏｎらは、約ＡＳＴＭ１２より微細な結晶粒径を有するようにビレットを形成し、かつ鍛造温度範囲内でｍ＝約０．３の最小歪速度感受性を達成するようにビレットのミクロ組織を維持することで最適超塑性を達成している。
【０００８】
Ｋｒｕｅｇｅｒら、Ｙｏｏｎら及びＲａｙｍｏｎｄらの教示は臨界結晶粒成長を制御するのに概ね有効であったが、これらの教示を実現するには、鍛造プレスヘッドの非常に遅いラム速度制御（一般に単純な線形減衰対ストローク制御方式による）と連動して、プレスヘッド変形速度を温度、鍛造用素材の構造特性データ、金型形状及び金型又は素材潤滑の関数として実際の歪速度に変換するシミュレーションモデリングを使用することが一般に必要とされる。
【０００９】
結晶粒径分布の制御を改善してできるだけ狭い分布及びできるだけ微細な平均結晶粒径を達成することは、臨界結晶粒成長が存在しないことに加えて、さらに微細結晶粒ニッケル基超合金から鍛造される部品の機械的特性にも利益をもたらす。このような可能性は、ガスタービンディスクにとっての所望の均一結晶粒径が一般にＡＳＴＭ６より粗くないＲ８８ＤＴのような高温高γ′含有量（例えば、約３０体積％以上）超合金に関して特に有益である。上述したタイプの従来の鍛造方法ではＡＳＴＭ５〜８の範囲内の結晶粒径が達成されたものの、依然として最適とは言えない機械的性質が得られることがある。例えば、低サイクル疲労耐性は、たとえ均一であっても平均結晶粒径が粗くなるほど低下することが知られている。スーパーソルバス熱処理Ｐ／Ｍ超合金に対する低サイクル疲労特性の影響は、例えば約４００〜約７５０°Ｆ（約２００〜約４００℃）の範囲内の低温ないし中温で最も明らかとなる。Ｐ／Ｍ合金が提供する総合温度性能及び特性バランスは非常に魅力的であり、最新の現行エンジン用途はそれに頼っているが、低温ないし中温での低サイクル疲労特性が改善できれば、これらの合金からさらに一段と多くの利益が得られるであろう。
【特許文献１】米国特許第４９５７５６７号明細書
【特許文献２】米国特許第５５２９６４３号明細書
【特許文献３】米国特許第５５８４９４７号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
以上の点を考慮すれば、ガスタービンエンジン鍛造品において局在する臨界結晶粒成長を回避すると共に一層の結晶粒径微細化（さらに微細な平均結晶粒径）が達成できれば望ましいであろう。製造性及びコスト上の制約の実用範囲内にあるパラメータを有するプロセスを用いてこれらの目標が共に達成できれば特に望ましいでうあろう。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明は、γ′ニッケル基超合金から部品を製造する方法を提供する。本方法では、十分に高い炭素含有量を有するようにかかる超合金を処方し、かつ十分に高い局所歪速度で超合金を鍛造する結果、スーパーソルバス熱処理後には、部品は微細で実質的に均一な結晶粒径分布、好ましくはＡＳＴＭ７より微細な平均結晶粒径、さらに好ましくは約ＡＳＴＭ８〜１０の範囲内の平均結晶粒径で特徴づけられる。本発明はさらに、部品中の平均結晶粒径より５ＡＳＴＭ単位（好ましくは３ＡＳＴＭ単位）を超えて粗い結晶粒径を有する個々の結晶粒又はかかる結晶粒の小さい領域、或いは結晶粒径は均一であるが約２ＡＳＴＭ単位の所望結晶粒径範囲を超えて粗い結晶粒径を有する大きい領域を生じる臨界結晶粒成長を回避できる。
【００１２】
本方法は、高温及び動的荷重にさらされる鍛造多結晶質物品（その顕著な例はガスタービンエンジンのタービンディスクである）を製造するために適した組成を有するように超合金を処方することを含んでいる。かかる合金の典型例は上述のγ′析出強化ニッケル基超合金Ｒ８８ＤＴであるが、本発明の教示はタービンディスクにとって極めて重要なＲ８８ＤＴの機械的性質（例えば、低サイクル疲労寿命）に近似した他のγ′ニッケル基超合金にも拡張可能であることが予知できる。Ｒ８８ＤＴとは対照的に、本発明の方法で使用する超合金は、０．０４５重量％以上、好ましくはＲ８８ＤＴ中の炭素に関する通常の上限である０．０６０重量％を超える炭素含有量を有するように処方される。超合金からビレットを形成し、超合金のγ′ソルバス温度未満の未満の温度で加工することで加工品が形成される。特にビレットは、平均結晶粒径を制御するためにできるだけ高いが、臨界結晶粒成長を回避するために上限歪速度未満である歪速度を維持しながら加工される。本発明の一態様に従えば、ビレットは超塑性的に加工する必要がなく、即ち、加工（例えば、鍛造）温度で０．３未満の歪速度感受性（ｍ）を有するすることができる。実際、最も微細な結晶粒径を達成するためにはビレットを非超塑性的に加工することが好ましい。次に加工品は、加工品の結晶粒を均一に粗大化するのに十分な時間にわたり、超合金のγ′ソルバス温度を超える温度で熱処理される。その後、加工品は加工品中にγ′相を再析出させるのに十分な速度で冷却される。冷却された加工品は、ＡＳＴＭ６より粗くなく、好ましくはＡＳＴＭ７より粗くない平均結晶粒径、例えば約ＡＳＴＭ８〜１０の範囲内の平均結晶粒径を有する。
【００１３】
本発明の大きな利点は、臨界結晶粒成長が回避されかつ超塑性的に鍛造する必要性能が回避されることに加えて、ビレットを加工するためのプロセスウィンドウの上限歪速度が、部品の平均結晶粒径の顕著な制御を達成すると共に、従前達成することができたものより顕著に微細な所望の狭い範囲内で均一な結晶粒径分布を達成することが証明された点である。このようにして、低サイクル疲労及び引張強さをはじめとする部品の機械的性質を向上させることができる。特定の理論に固執することは望まないが、Ｒ８８ＤＴのような超合金について炭素レベルをそれの通常の上限（０．０６０重量％）より高くするように処方することは、Ｒ８８ＤＴに通例関連する０．０１０／秒（ｓ−１）の上限歪速度を超え、さらにはＲ８８ＤＴに関してＹｏｏｎら及びＲａｙｍｏｎｄらにより以前に許容された０．０３２ｓ−１の上限歪速度さえ超える歪速度の使用を可能にし、その結果として一層微細化した平均結晶粒径を示すことができかつ臨界結晶粒成長を実質的に含まない部品を生じ、このことが一緒になって部品の低サイクル疲労寿命を向上させると考えられる。低サイクル疲労寿命は、０．０６０重量％以下の通常の炭素含有量を有するＲ８８ＤＴに比べ、約４００〜約７５０°Ｆ（約２００〜約４００℃）の温度範囲内で特に向上する。
【００１４】
低サイクル疲労寿命の向上が可能となるのに伴い、Ｒ８８ＤＴのような粉末冶金合金に関して達成される高温特性がさらに高まるという追加の利益も得られると考えられる。本発明で達成される一層微細な平均結晶粒径がもたらす他の利益には、低い音波ノイズによる音波検査性の向上、及び微細な結晶粒径に伴う降伏強さの向上による実用時の降伏挙動の向上がある。
【００１５】
本発明のその他の目的及び利点は、以下の詳細な説明から明らかとなろう。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
本発明は、特にγ′析出強化ニッケル基超合金を鍛造することで形成される部品に関する。特定の例はガスタービンエンジンの高圧タービンディスクであって、これらは通例、大きな冶金的歪の蓄積を伴わずに高い幾何学的歪の蓄積によって鍛造金型キャビティを充填できるようにするため、合金の再結晶温度又はその近傍であるが合金のγ′ソルバス温度より低い温度でかつ超塑性成形条件下で微細結晶粒ビレットを等温鍛造することで形成される。鍛造後、スーパーソルバス熱処理が実施されるが、その間に結晶粒成長が起こる。従来、かかるスーパーソルバス熱処理は通例、許容できるが完全に最適ではない約ＡＳＴＭ２〜９の結晶粒径範囲を生じていた。本願出願人に譲渡されたＫｒｕｅｇｅｒらの米国特許第４９５７５６７号、Ｙｏｏｎらの米国特許第５５２９６４３号及びＲａｙｍｏｎｄらの米国特許第５５８４９４７号（歪速度、歪速度勾配及び超塑性に関するこれらの教示内容は援用によって本明細書の内容の一部をなす）に従えば、鍛造の際に歪速度の上限（臨界歪速度）、歪速度勾配の上限（臨界歪速度勾配）及び約０．３以上の歪速度感受性（ｍ）を設けることにより、スーパーソルバス熱処理時の臨界結晶粒成長が回避される。しかし、Ｋｒｕｅｇｅｒら、Ｙｏｏｎら及びＲａｙｍｏｎｄらの恩恵を受けても、鍛造γ′析出強化ニッケル基超合金中の結晶粒径は約ＡＳＴＭ５〜８の範囲に制限されるのが通例であった。
【００１７】
本発明では、γ′析出強化ニッケル基超合金において、臨界結晶粒成長を回避できるだけでなく一層微細な平均結晶粒径及び一層望ましい結晶粒径分布を達成できるプロセスパラメータが規定される。本発明の一態様に従えば、鍛造時の歪速度を増大させることで一層微細かつ一層制御可能な平均結晶粒径を達成できるが、これによって臨界結晶粒成長を誘起せずに可能であると従来考えられていたものより高い上限を有する歪速度ウィンドウが得られる。歪速度ウィンドウの上限は、臨界結晶粒成長を回避できる最大歪速度に対応している。本発明の第２の態様に従えば、比較的高い炭素含有量を有するように合金を改質することにより、臨界結晶粒成長を誘起せずに一層高い歪速度及び非超塑性変形を使用することができる。
【００１８】
本発明の上述の態様をガスタービンエンジン用高圧タービンディスクの加工に関して説明する。しかし、当業者であれば、本発明の教示内容及び利益は鍛造を受けかつ微細に制御された結晶粒径分布が所望されるその他数多くの部品にも適用できることが理解されよう。
【００１９】
γ′ニッケル基超合金からの高圧タービンディスクの製造では、通例、粉末冶金法（Ｐ／Ｍ）、鋳造鍛錬法或いはスプレー鋳造又は核生成鋳造タイプの技法によってビレットが形成される。かかる方法は、鍛造時に低い流動応力を達成するため、微細な結晶粒径（通例は約ＡＳＴＭ１０又はそれより微細な結晶粒径）をもってビレットを生み出すように実施される。前述の通り、微細結晶粒ビレットが超塑性変形する能力は、歪速度感受性（ｍ）に依存する。粉末冶金法、スプレー鋳造成形法、鋳造鍛錬法又はその他の適用な方法のいずれで形成されるにせよ、高圧タービンディスク用の従来のビレットは、所望の微細な結晶粒径を生じると共に、鍛造温度範囲内で約０．３以上の最小歪速度感受性（ｍ）を維持するための、特定の温度範囲をはじめとする条件下で形成されていた。別法として、歪速度感受性を制御するため、あらゆる歪に対して流動応力が一定となる（歪硬化又は歪軟化が無視できる）歪速度及び温度レジームでの鍛造により、超塑性となるように鍛造プロセスを制御することが従来から行われていた。以下に一層詳しく説明する通り、本発明では、以前に可能と考えられていたものより高い歪速度を使用することにより、鍛造プロセスを完全に超塑性とすることなく（即ち、約０．３未満の歪速度感受性値で）好適な鍛造品を製造できると考えられる。
【００２０】
粉末冶金法を使用する好ましい実施形態では、ビレットは、例えば熱間静水圧圧縮成形法（ＨＩＰ）又は押出固化成形法によって超合金粉末を固化成形することで形成できる。後者の方法では、好ましくは断熱昇温を防ぐため十分に低いラム速度が使用され、装置の押圧トン限界及び過度の冷却によってのみ制限される。当技術分野で公知の通り、固化成形では、好ましくは理論密度の約９８％以上の十分に緻密な微細結晶粒ビレットが得られる。ビレットの加工前に、過度の望ましくない流動応力増加をもたらす総合結晶粒径の過度の粗大化が防止されるように高温均熱処理が通例実施される。本発明の実施に際しては、単にビレットをそれの鍛造温度に予熱して約５時間まで該温度に保持することで好適な均熱処理が達成されたが、それより長い保持時間も想定されている。
【００２１】
次いで、ビレットを熱間加工（例えば、鍛造）して所望の幾何学的形状をもった部品を形成した後、スーパーソルバス（溶体化）熱処理が施される。ある条件下では、Ｙｏｏｎらによって教示されているように、物品内部の蓄積歪エネルギーを散逸させかつ部品の温度を平衡化するために、長時間のサブソルバスアニール処理又はスーパーソルバス熱処理温度への低加熱速度が望ましい場合もある。蓄積エネルギーの散逸は、超合金の不均一核生成傾向を低減させるように働くことができ、その結果として部品中での臨界結晶粒成長の傾向も低減させる。しかし、本発明では、かかる長時間のサブソルバスアニール処理段階は不要であると思われる。その代わりに、加工ビレット（鍛造品）を先行する鍛造温度の約５０〜約７５°Ｆ（約３０〜約４０℃）以内の温度程度に予熱しさえすれば、長い均熱処理時間なしでも十分である。
【００２２】
次いで、スーパーソルバス熱処理が超合金のγ′ソルバス温度を超える（しかし、融解開始温度未満の）温度で実施され、超合金内の加工結晶粒組織を再結晶させかつγ′析出物を溶解（溶体化）する働きをする。炉の変動性に対処するため、好適なスーパーソルバス温度は通例は合金のγ′ソルバス温度よりも約３０〜７０°Ｆ（約１５〜４０℃）高いが、ソルバス温度より高い（しかし、融解開始温度未満の）任意の温度が一般に許容し得る。スーパーソルバス熱処理に続いて、所望される特定の機械的性質が達成されるように、γマトリックス内又は粒界にγ′を再析出させるための適当な速度で部品が冷却される。好適な冷却段階の例としては、制御空気冷却又は短時間の制御空気冷却に続く油又は他の適当な媒体中での急冷が挙げられる。部品は公知の技法を用いて時効を施してもよく、残留応力を低減させるのが望ましい場合には合金の時効温度を超える温度で短時間の応力除去サイクルを行ってもよい。
【００２３】
前述の通りかつ当技術分野で公知の通り、結晶粒の再結晶及びγ′析出物の溶体化に加えて、γ′ソルバス温度を超える温度での超合金の加熱は結晶粒成長（粗大化）を引き起こし、通例は元のビレット結晶粒径より粗い結晶粒径（例えば、約ＡＳＴＭ９より粗く、約ＡＳＴＭ２〜９の範囲内のような結晶粒径）を与える。ガスタービンディスクに望まれる機械的性質を達成するためには、約２又は３ＡＳＴＭ単位の範囲内の均一な平均結晶粒径が通例望ましい。部品において結晶粒径が所望の結晶粒径範囲よりも約２〜３ＡＳＴＭ単位を超えて粗大な領域は、かかる結晶粒の存在は部品の低サイクル疲労耐性を大幅に低下させると共に、引張強さ及び疲労強さのような部品のその他の機械的性質に悪影響を及ぼしかねないという点で望ましくない。例えば、約ＡＳＴＭ５〜８の結晶粒径範囲を有する部品では、ＡＳＴＭ３よりも粗い孤立した結晶粒又はかかる結晶粒の小さな領域が存在せず（ただし、僅かに大きい結晶粒が広く散在していることは許容できる）、約ＡＳＴＭ６より粗い大きな領域が存在しないことが好ましい。上述の通り、臨界結晶粒成長によって引き起こされる過大な結晶粒は、ビレット加工時にＫｒｕｅｇｅｒらに従って歪速度を超合金の臨界（最大）歪速度未満に維持することによって回避できる。しかし、結晶粒径分布を改善しかつ一層微細な平均結晶粒径（例えば、約ＡＳＴＭ７〜９、さらに好ましくは約８〜１０の範囲内の平均結晶粒径）を達成することによって機械的特性はさらに向上するであろう。
【００２４】
本発明に従えば、歪速度ウィンドウの最小歪速度を増大させることによって結晶粒径分布の改善及び平均結晶粒径の微細化が達成できる。さらに、最大歪速度を以前には所定の超合金における臨界結晶粒成長の誘起に関連していた値にまで増大させることができ、臨界結晶粒成長の誘起は超合金の炭素含有量をそれの通常の上限を超えて増加させることで回避される。一つには、炭素含有量増加の効果は異常な結晶粒成長を阻止するピン止め力の増加にあると考えられる。一般に、微細に分散した炭化物はスーパーソルバス熱処理時に結晶粒界の運動を制限する結果、結晶粒は臨界結晶粒成長が起こる程度まで過度及び／又はランダムに成長することが許されない。以下に報告する研究から、鍛造プロセスの迅速化及び性質の向上に加えて、比較的低い温度でかつ非超塑性条件（ｍ＜０．３）下で鍛造作業を実施できるという他の利益も得られるように思われる。
【００２５】
Ｋｒｕｅｇｅｒらによれば、γ′ニッケル基超合金の臨界歪速度は組成、ミクロ組織及び温度に依存し、様々な歪速度条件下で試験試料を変形させ、次いで適当なスーパーソルバス熱処理を実施することによって決定できる。その場合、臨界歪速度は、超合金の変形及び加工時に十分な量の全歪を伴ってその歪速度を超えると、スーパーソルバス熱処理後に臨界結晶粒成長をもたらす歪速度として定義される。スーパーソルバス熱処理後に一層制御されかつ一層微細な結晶粒径を達成できるものとして一層高い歪速度が規定される本発明に従えば、最小歪速度未満の歪速度では、最適特性のために望まれるものより粗い平均結晶粒径を生じることがある。Ｋｒｕｅｇｅｒらによって規定された最大歪速度と同じく、本発明の最小歪速度パラメータの正確な値は、問題とする超合金の組成及びミクロ組織に応じて変化すると思われる。大形部品内の様々な領域に関する歪速度は、小形の実験用試験片に関して実験を行った後、部品内の局所変形挙動を予測するためのモデルリング技法を用いて解析的に予測することができる。
【００２６】
鍛造時の歪速度を増大させることで結晶粒径分布を改善しかつ一層微細な平均結晶粒径を達成できることは、通常のＲ８８ＤＴ合金の鍛造試験片（「先行技術鍛造品」）及びＲ８８ＤＴの組成を本発明に従って高い炭素レベルを含むように改質してなる合金の鍛造試験片（「微細結晶粒鍛造品」）について観察された、歪速度と温度及び得られる平均結晶粒径との関係を示すグラフである図１に示される。詳しくは、通常のＲ８８ＤＴ合金及び改質Ｒ８８ＤＴ合金は炭素含有量の点で異なっていて、通常のＲ８８ＤＴ合金の試験片は約０．０４５〜０．０６０重量％の炭素を含み、改質Ｒ８８ＤＴ合金の試験片は０．０６０重量％を超える（好ましくは約０．０６５〜約０．０８５％及び場合によってはそれ以上の）炭素を含んでいる。図１中の棒は、本発明に至る研究中に確認された、歪速度及び鍛造温度に関する許容範囲のシフトを表している。各棒の上方の限界は、その棒によって表される試験片において臨界結晶粒成長が回避できる上限歪速度を表している。図１から、改質Ｒ８８ＤＴ試験片は、通常のＲ８８ＤＴ試験片よりはるかに高い速度（最大約０．０１０ｓ−１に対して最大約０．１ｓ−１）で臨界結晶粒成長なしに鍛造できることが理解できよう。図１はまた、通常のＲ８８ＤＴ試験片（約ＡＳＴＭ６〜約ＡＳＴＭ８）に比べ、改質Ｒ８８ＤＴ試験片（約ＡＳＴＭ７〜約ＡＳＴＭ８）では顕著に微細な結晶粒が得られたことを示している。
【００２７】
図１に示したパラメータ及び効果は、一連の研究によって決定された。予備的な研究において、最終結晶粒径と最大（臨界）歪速度を含めた歪速度との関係は、サブスケールの直円柱（ＲＣＣ）及びダブルコーン（ＤＣ）試験片に関して実施した試験から証明された。すべての試験片は、超合金Ｒ８８ＤＴに基づく組成物から形成された。この超合金は、本願出願人に譲渡されたＫｒｕｅｇｅｒらの米国特許第４９５７５６７号中に、重量％で、約１５．０〜１７．０％のクロム、約１２．０〜１４．０％のコバルト、約３．５〜４．５％のモリブデン、約３．５〜４．５％のタングステン、約１．５〜２．５％のアルミニウム、約３．２〜４．２％のチタン、約０．５〜１．０％のニオブ、約０．０１０〜０．０６０％の炭素、約０．０１０〜０．０６０％のジルコニウム、約０．０１０〜０．０４０％のホウ素、約０．０〜０．３％のハフニウム、約０．０〜０．０１％のバナジウム及び約０．０〜０．０１％のイットリウムと、残部のニッケル及び不可避不純物とからなる組成を有するものとして開示されている。Ｒ８８ＤＴのγ′ソルバス温度は、約４０体積％のγ′相に関して約１９５０〜２１５０°Ｆ（約１０６５〜１１８０℃）、通例は約２０２５〜２０５０°Ｆ（約１１０５〜１１２０℃）であると推定されている。試験片の実際の化学組成を下記表中にまとめて示す。
【００２８】
【表１】
上記の表から、本研究では、約０．０６６％又は約０．０７０％の炭素を含むように合金化した２群の実験用試験片を評価したことが理解できよう。
【００２９】
図２及び３は、両群のＲＣＣ試験片に関し、それぞれ平均ＡＳＴＭ結晶粒径（ＡＳＴＭ規格Ｅ１１２）及びＡＬＡ結晶粒径（ＡＳＴＭ規格Ｅ９３０）を歪速度に対してプロットしたものである。すべての試験片は、約１８５０°Ｆ、約１８７５°Ｆ又は約１９００°Ｆ（約１０１０℃、約１０２５℃又は約１０４０℃）の温度において、約０．０００３２〜約１ｓ−１の範囲内の歪速度で鍛造した。公称歪レベルは約０．７％であった。鍛造温度は、通常のＲ８８ＤＴ合金からなる類似のＲＣＣ及びＤＣ試験片に関する以前の研究に基づいて選択された（通常のＲ８８ＤＴデータに関する基準は図１に示してある）。Ｈｕｒｏｎ（“Ｃｏｎｔｒｏｌ ｏｆ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ ｖｉａ Ｆｏｒｇｉｎｇ Ｓｔａｉｎ Ｒａｔｅ Ｌｉｍｉｔｓ ｆｏｒ Ｒ８８ＤＴ”，Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ ２０００，Ｓｅｐｔｅｍｂｅｒ １７−２１，２０００（ＴＭＳの出版物））によって報告された以前の研究では、臨界結晶粒成長を回避するためには、約０．０１０ｓｅｃ−１の歪速度が通常のＲ８８ＤＴ合金の試験片に関する上限歪速度であることが示されているが、試験したいずれの歪速度においても、さらに以前には可能と考えられていたものの１０００倍にもなる約１ｓｅｃ−１の歪速度（１８７５°Ｆで鍛造した０．０６６％Ｃ試験片）においてさえ、臨界結晶粒成長が認められた実験用試験片は存在しなかった。それとは対照的に、０．０１０ｓｅｃ−１未満の歪速度における現行の低歪速度方法に対応するデータは、平均及びＡＬＡのいずれについても、全体的な結晶粒径分布が炭素含有量にかかわらず一層粗い結晶粒径にシフトしたことを実証しており、歪速度効果の影響を証明している。
【００３０】
上記の結果から、実験用試験片の高い炭素含有量は、臨界結晶粒成長に出会うことなく、通常のＲ８８ＤＴ合金を用いて以前に可能であったものより顕著に高く、さらにはＲａｙｍｏｎｄらによって教示された高炭素合金に関して可能と考えられたものよりも高い歪速度での鍛造を可能にするという結論が得られた。さらに、高い歪速度は通常のＲ８８ＤＴ合金を用いて以前に可能であったものより微細な平均結晶粒径を与えるという結論も得られた。図２に報告した試験片中で達成された平均結晶粒径は、低サイクル疲労寿命及び他の機械的性質（例えば、極限引張強さ（ＵＴＳ））並びに超音波検査時におけるノイズ低減のようなプロセス考慮事項に対して有益で顕著な効果を及ぼすのに十分微細である。
【００３１】
図３のデータプロットは、ＡＬＡ結晶粒径も０．０１０ｓｅｃ−１未満の歪速度における現行の低歪速度方法に比べて改善を示すことを実証している。このデータは、高い炭素レベルにおいても、全体的な結晶粒径分布（平均及びＡＬＡの両方）が一層粗い結晶粒径にシフトしたことを示しており、やはり歪速度効果の影響を証明している。
【００３２】
図２及び３にプロットしたデータは０．０６６又は０．０７０重量％の炭素を含む試験片に関するものであるが、グラフに示された傾向は、さらに高い炭素含有量を用いても同様な利益及びさらには一層の改善が可能であることを表している。これらの結果に基づき、炭素含有量の好適な範囲は約０．０６５〜約０．０８５重量％であると考えられる。さらに高い炭素含有量（例えば、約０．１０重量％）も可能であると考えられるが、その上限は一般に過剰な炭素が超合金の他の性質に及ぼす有害な影響の可能性によってのみ制限される。
【００３３】
上述の通り、本発明では、高い歪速度を使用することで、鍛造プロセスを完全に超塑性とすることなく好適な鍛造品を製造できる、換言すれば、約０．３未満の歪速度感受性値を用いて鍛造を製造できると考えられる。本発明のこの態様は、１８７５°Ｆで鍛造した０．０６６％Ｃ試験片に対応する図２のデータについて、歪速度感受性値（ｍ）及び平均結晶粒径と歪速度との関係をプロットしたグラフである図４から明らかである。図４は、約０．３未満、したがってＹｏｏｎら及びＲａｙｍｏｎｄらによって教示された最小歪速度感受性より十分に低い歪速度感受性値を用いて微細な結晶粒径が達成されたことを実証している。
【００３４】
図５は、０．０７０％Ｃ試験片について平均結晶粒径及びＡＬＡ結晶粒径と鍛造温度との関係をプロットしたグラフである。図５は、０．０７０％Ｃ試験片では鍛造温度の低下に伴って平均結晶粒径が一層微細かつ均一になる傾向が存在することも示唆している。この傾向は０．０６６％Ｃ試験片についても見られ、高い炭素含有量に関する広いプロセスウィンドウ及び低い鍛造温度の潜在的な利益を実証している。
【００３５】
別の研究では、鍛造時に歪速度を増大させることによって一層微細な平均結晶粒径を得ることができるという上述の知見をさらに確認するため、高圧タービンディスクを鍛造して解析した。約０．０６６又は約０．０７０重量％の炭素含有量を有するように改質したＲ８８ＤＴから３つのディスクを形成し、粉末冶金、押出固化成形、鍛造及び約２０８０°Ｆ（約１１４０℃）でのスーパーソルバス熱処理によって製造した。鍛造分野の当業者には理解される通り、鍛造プロセスは、シミュレーションモデルを用いて金型形状を製作し、鍛造品の領域の局所歪及び歪速度履歴を所望のパラメータ内に制御する鍛造プレス操作を達成することで設計できる。さらに、本研究の鍛造ディスク及び以前の研究の鍛造試験片は加工物のアプセット比に基づく所定のマクロ総合歪速度に対して一連の局所歪及び歪速度を有するので、ディスク及び以前の試験片に関する鍛造速度を最大歪速度に基づいて比較することができる。このようなアプローチを用いて、本研究において評価した０．０６６％Ｃ及び０．０７０％Ｃディスクは、約０．０３２ｓｅｃ−１の最大歪速度を達成するように設計された公称等温プロセスで鍛造した。０．０６６％Ｃ及び０．０７０％Ｃディスクに関する鍛造段階は、鍛造品のすべての領域が０．０３２ｓｅｃ−１の上限以下になるように局所限界ベースで制御した。
【００３６】
高い歪速度を用いて一層微細な結晶粒径が一貫して得られることは、上述した０．０６６％Ｃ及び０．０７０％Ｃ組成の一方を有するようにして製造した３つの鍛造品（鍛造品＃２、＃３及び＃４）の平均結晶粒径及びＡＬＡ結晶粒径のそれぞれの正規確率プロットである図６及び７で実証されている。各鍛造品について、鍛造品横断面の回りに均一に配列された２０の測定値を求めた。０．０６６％Ｃ及び０．０７０％Ｃ鍛造品に関するデータを、同じ幾何学的形状を有するが、約０．０５２重量％の通常の炭素含有量を有する通常のＲ８８ＤＴ組成物から形成されかつ０．０１０ｓｅｃ−１未満の通常の歪速度限界で加工された第４のディスク（鍛造品＃１）から求めたデータと共にプロットした。輪郭鍛造品では形態係数が複雑であったにせよ、本発明の改良方法では、約２ＡＳＴＭ結晶粒径単位だけ微細な平均結晶粒径、及び約１ＡＳＴＭ結晶粒径単位の平均ＡＬＡ結晶粒径向上が実証されている。
【００３７】
これらの結果に基づき、形態係数が局所歪速度の変動を押し進める複雑な輪郭鍛造品において利益を達成するためには、０．３未満の歪速度感受性値に対応する約０．０３２ｓｅｃ−１以上の最大歪速度を用いてかかる鍛造品の全体にわたり微細化した結晶粒径を達成すべきであると考えられる。前述の通り、複雑な鍛造品では、鍛造品のすべての領域で目標最大歪速度が均一に達成されることはほとんどありそうになく、歪速度の変動は鍛造品において絶対最小歪速度を設定することが実際的でないようなものであり得る。他方、本発明に従って一層微細な結晶粒径及び分布を達成しながら臨界結晶粒成長を回避できる最大歪速度は、本質的に一定の範囲にわたっている。したがって、最大歪速度は所定の鍛造品に関する好適な最大歪速度の範囲内の目標として設定できる。かかる範囲の上限は臨界結晶粒成長を回避する必要があり、かかる範囲の下限は本発明によって求められる所望の微細な結晶粒径及び分布を得るために十分高い歪速度加工を達成できない低歪領域を回避又は最小にする必要がある。別法として又は加えて、高い歪速度で非超塑性的に変形される領域が部品の動作及び寿命にとって有利である特定の区域内に位置するように鍛造品形状を定義することもできる。
【００３８】
図６及び７に報告した試験片中で達成された平均結晶粒径は、低サイクル疲労寿命及び他の機械的性質（例えば、極限引張強さ（ＵＴＳ））並びに超音波検査時におけるノイズ低減のようなプロセス考慮事項に対して有益で顕著な効果を及ぼすのに十分微細であると結論された。かかる利益は図８〜１０から明らかである。図８は、図６及び７の通常の０．０５２％Ｃ鍛造品に比べて、図６及び７の０．０６６％Ｃ及び０．０７０％Ｃ鍛造品の超音波検査性が向上したことを実証する棒グラフである。かかるデータは約４０％の音波ノイズレベル低下を示しており、通常の現行加工方法及び化学組成に比べて検査性が向上したことを表している。
【００３９】
最後に、図９及び１０は、図６及び７の０．０６６％Ｃ及び０．０７０％Ｃ鍛造品の極限引張強さ及び降伏強さのそれぞれを、図６及び７の通常の０．０５２％Ｃ鍛造品と比較して示す正規確率プロットである。引張性能の両方の尺度（極限引張強さ及び０．２％降伏強さ）とも、本発明の方法及び組成物を使用した場合には、既存の方法及び組成物に比べて平均値が約９〜約１０ｋｓｉ（約６２〜約６９ＭＰａ）の顕著な向上を示している。
【００４０】
上記の点を考慮すれば、本発明の方法は、Ｒ８８ＤＴ及び類似のγ′ニッケル基超合金から、一層微細な結晶粒径を一貫して示す部品を製造することができる。本発明の利益は粉末冶金出発原料から加工したＲ８８ＤＴ超合金に関して説明したが、スプレー鋳造材料、鋳造鍛錬材料などの他の材料も使用できよう。さらに、Ｒ８８ＤＴと同様な機械的性質（例えば、低サイクル疲労寿命）を有するのに十分な程度にＲ８８ＤＴの組成に近似した組成を有するγ′ニッケル基超合金も本発明の加工上及び組成上の修正から利益を受けると考えられる。かかる合金の例としては、重量％で、約１６．０〜２２．４％のコバルト、約６．６〜１４．３％のクロム、約２．６〜４．８％のアルミニウム、約２．４〜４．６％のチタン、約１．４〜３．５％のタンタル、約０．９〜３．０％のニオブ、約１．９〜４．０％のタングステン、約１．９〜３．９％のモリブデン、約０．０〜２．５％のレニウム、約０．０２〜０．１０％の炭素、約０．０２〜０．１０％のホウ素、約０．０３〜０．１０％のジルコニウム並びに残部のニッケル及び不可避不純物からなる公称組成を有するＲｅｎｅ １０４（米国特許第６５２１１７５号）が考えられる。もう１つの顕著な例は、約１６．０〜２０．０％のコバルト、約８．５〜１２．５％のクロム、約１．５〜３．５％のタンタル、約２．０〜４．０％のタングステン、約１．９〜３．９％のモリブデン、約０．０４〜０．０６％のジルコニウム、約１．０〜３．０％のニオブ、約２．４〜４．６％のチタン、約２．６〜４．６％のアルミニウム、約０．０２〜０．０４％の炭素、約０．０２〜０．０４％のホウ素並びに残部のニッケル及び不可避不純物からなる公称組成を有するＮＦ３（米国特許第６５２１１７５号）である。
【００４１】
以上、特定の処理パラメータ及び組成物に関して本発明を説明してきたが、本発明の技術範囲はそれに限定されない。それどころか、例えば、一層高い又は低いγ′相含有量を有する他のγ′析出強化ニッケル基超合金に置き換えたり、或いは他の加工段階を代用し又は追加の加工段階を含めることで好ましい方法を修正したりすることにより、当業者は他の形態を採用できる。したがって、本発明の技術的範囲は特許請求の範囲によってのみ限定される。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】通常のＲ８８ＤＴ試験片及び０．０６０重量％を超える炭素レベルを含むように改質したＲ８８ＤＴ試験片について歪速度と温度及び得られる結晶粒径分布との関係を示す模式グラフである。
【図２】０．０６６又は０．０７０重量％の炭素を含むように改質されかつ相対的に速い歪速度（０．０１ｓ−１以上）及び遅い歪速度（０．０１ｓ−１未満）レジームで加工されたＲ８８ＤＴ試験片について平均結晶粒径をプロットしたグラフである。
【図３】０．０６６又は０．０７０重量％の炭素を含むように改質されかつ相対的に速い歪速度（０．０１ｓ−１以上）及び遅い歪速度（０．０１ｓ−１未満）レジームで加工されたＲ８８ＤＴ試験片についてＡＬＡ結晶粒径をプロットしたグラフである。
【図４】１８７５°Ｆで鍛造した試験片に対応する図２のデータについて、歪速度感受性値及び平均結晶粒径と歪速度との関係をプロットしたグラフである。
【図５】０．０７０重量％の炭素を含むＲ８８ＤＴ試験片について、図２及び３に示された平均結晶粒径及びＡＬＡ結晶粒径と鍛造温度との関係データをプロットしたグラフである。
【図６】現行の方法及び本発明に従って処方しかつ鍛造した試験片についての平均結晶粒径の正規確率プロットである。
【図７】現行の方法及び本発明に従って処方しかつ鍛造した試験片についてのＡＬＡ結晶粒径の正規確率プロットである。
【図８】図６及び７の鍛造試験片の超音波検査性を比較した棒グラフである。
【図９】図６及び７の鍛造試験片の極限引張強さの正規確率プロットである。
【図１０】図６及び７の鍛造試験片の降伏強さの正規確率プロットである。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、一般的にはニッケル基超合金の加工方法に関する。具体的には、本発明は、ニッケル基超合金から物品を鍛造する方法であって、炭素含有量の増加と組み合わせた局所歪速度の増加がスーパーソルバス熱処理時に結晶粒成長の抑制を促進する結果、一層微細な結晶粒径を有するミクロ組織で特徴づけられる物品が得られる方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
γ′析出強化ニッケル基超合金は、ニッケルと化合してγマトリックスを形成する主要元素としてクロム、タングステン、モリブデン、レニウム及び／又はコバルトを含むと共に、ニッケルと化合して望ましいγ′析出物（主にＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））の強化相を形成する主要元素としてアルミニウム、チタン、タンタル、ニオブ及び／又はバナジウムを含んでいる。γ′析出強化ニッケル基超合金（以後はγ′ニッケル基超合金）は、粉末冶金法（Ｐ／Ｍ）、通常の鋳造鍛錬法及びスプレー鋳造又は核生成鋳造成形法で製造したビレットから鍛造されるディスク及び他の重要ガスタービンエンジン部品として広く使用されている。粉末冶金法で成形したγ′ニッケル基超合金は、特に、タービンディスクのようなある種のガスタービンエンジン部品の性能要件を満足するようなクリープ特性、引張特性及び疲労亀裂成長特性を良好なバランスで与えることができる。典型的な粉末冶金法では、所望超合金の粉末が熱間静水圧圧縮成形法（ＨＩＰ）及び／又は押出固化成形法などによって固化成形される。次いで、得られたビレットは超塑性成形条件に近づけるため合金のγ′ソルバス温度を僅かに下回る温度で等温鍛造され、大きな冶金的歪の蓄積を伴わずに高い幾何学的歪の蓄積によって金型キャビティを充填できるようにする。これらの加工段階は、ビレット中に元来存在する微細な結晶粒径（例えば、ＡＳＴＭ１０〜１３又はさらに微細）を保持し、ニアネットシェイプ鍛造金型を充填するための高い塑性を達成し、鍛造時の破壊を回避し、かつ鍛造応力及び金型応力を比較的低く維持するように設計される。（本明細書を通してＡＳＴＭ結晶粒径は、ＡＳＴＭ規格Ｅ１２２に規定する基準による。）高温での疲労亀裂成長耐性及び機械的特性を向上させるため、次に合金をそれのγ′ソルバス温度を超える温度で熱処理（一般にスーパーソルバス熱処理と呼ばれる）して結晶粒の顕著で均一な粗大化を引き起こす。
【０００３】
鍛造ガスタービンエンジン部品は、多くの場合、約ＡＳＴＭ９及びそれより粗い粒径（例えば、ＡＳＴＭ２〜９）を有する結晶粒を含むが、それよりはるかに狭い範囲（例えば、２〜３ＡＳＴＭ単位の限定された範囲内の結晶粒径）が通例好ましい。かかる限定された範囲は均一と見なすことができ、以後は不均一な臨界結晶粒成長が実質的に存在しないことを特徴とする結晶粒径及び結晶粒成長に対して使用される。本明細書中で使用する臨界結晶粒成長（ＣＧＧ）とは、典型的な均一結晶粒径分布の範囲外に、合金から形成された物品の低サイクル疲労（ＬＣＦ）特性に悪影響を及ぼす程度に合金の平均結晶粒径を超える粒径をもった結晶粒（例えば、ＡＳＴＭ６〜１０の視野中においてＡＳＴＭ００ほど粗い領域）の形成をもたらす合金中の局所的な過大結晶粒成長をいい、これはＣＧＧ領域中における初期優先亀裂核生成として現れる。臨界結晶粒成長はまた、引張強さのような他の機械的性質に悪影響を及ぼすこともある。臨界結晶粒成長は、広範囲の局所歪及び歪速度が材料中に導入される熱間鍛造作業後のスーパーソルバス熱処理時に起こる。特定の理論に固執することは望まないが、臨界結晶粒成長は加工品内での過度の蓄積エネルギーによって推進されると考えられ、個々の結晶粒として、小さい領域内における複数の個々の結晶粒として、或いは隣接結晶粒の大きな領域として現れることがある。影響を受けた結晶粒の粒径は、多くの場合、所望の結晶粒径より実質的に粗い。粉末冶金法及び押出固化法で製造したビレットから鍛造したディスク及び他の重要ガスタービンエンジン部品は、通常の鋳造鍛錬法又はスプレー鋳造成形法で製造したビレットから鍛造した場合よりも臨界結晶粒成長の傾向は低いように思われている。しかし、かかる部品は依然としてスーパーソルバス熱処理時に臨界結晶粒成長を起こしやすい。
【０００４】
本願出願人に譲渡されたＫｒｕｅｇｅｒらの米国特許第４９５７５６７号には、熱間鍛造作業中に経験する局所歪速度を制御することにより、微細結晶粒のγ′ニッケル基超合金部品での臨界（異常）結晶粒成長を排除する方法が教示されている。歪速度は、幾何学的歪の経時変化の瞬間速度として定義される。Ｋｒｕｅｇｅｒらは、続くスーパーソルバス熱処理時の有害な臨界結晶粒成長を回避するため、局所歪速度を一般に臨界値（εｃ）未満に保たなければならないと教示している。Ｋｒｕｅｇｅｒらによれば、最大歪速度は組成、ミクロ組織及び温度に依存し、所定の超合金については、様々な歪速度条件下で試験試料を変形させ、次いで適当なスーパーソルバス熱処理を実施することによって決定できる。その場合、最大（臨界）歪速度は、超合金の変形及び加工時に十分な量の全歪を伴ってその歪速度を超えると、スーパーソルバス熱処理後に臨界結晶粒成長をもたらす歪速度として定義される。
【０００５】
例えば３０〜４６体積％及びそれ以上のγ′含有量を有するニッケル基超合金における臨界結晶粒成長を回避するものとしてＫｒｕｅｇｅｒらにより確認されたもう１つの加工上の制約は、鍛造時にビレットの超塑性変形を確実にすることである。この目的のため、ビレットは、鍛造温度範囲内で超合金に関して約０．３以上の最小歪速度感受性（ｍ）を達成する微細結晶粒ミクロ組織を有するように加工される。当技術分野で公知の通り、微細結晶粒ビレットが超塑性変形する能力は歪速度感受性に依存し、超塑性材料は次の式で表される低い流動応力を示す。
【０００６】
σ＝Ｋε′ｍ
式中、σは流動応力であり、Ｋは定数であり、ε′は歪速度であり、ｍは歪速度感受性である。ｍの値が高いことは、超塑性が大きいことに相当する。
【０００７】
本願出願人に譲渡されたＹｏｏｎらの米国特許第５５２９６４３号及びＲａｙｍｏｎｄらの米国特許第５５８４９４７号の教示によれば、最終結晶粒径を制御するための追加の改善がなされている。Ｒａｙｍｏｎｄらは、鍛造時における超塑性の要件（換言すれば、高いｍ値を維持すること）に加え、化学的制御（特に、６５体積％以下のγ′含有量を有する合金において粒界ピン止めを達成するための合金の炭素及び／又はイットリウム含有量）と共同した最大歪速度の重要性を教示している。特定の例では、Ｒａｙｍｏｎｄらは、アロイＤとして特定されかつ商業的にはＲｅｎｅ ８８ＤＴとして知られるγ′ニッケル基超合金（Ｒ８８ＤＴ、米国特許第４９５７５６７号）に関して約０．０３２／秒（ｓ−１）未満の上限歪速度を記載している。高いｍ値を維持することに加え、Ｙｏｏｎらもまた、特にＹｏｏｎらがアロイＡとして特定した合金（これもＲ８８ＤＴである）の鍛造に関して約０．０３２ｓ−１以下の最大歪速度を規定している。Ｙｏｏｎらはさらに、鍛造時の最大歪速度勾配に上限を設けると共に、スーパーソルバス熱処理の実施に先立って蓄積歪エネルギーを除去するためにスーパーソルバス温度での鍛造品の長時間アニールを要求している。最後に、Ｙｏｏｎらは、約ＡＳＴＭ１２より微細な結晶粒径を有するようにビレットを形成し、かつ鍛造温度範囲内でｍ＝約０．３の最小歪速度感受性を達成するようにビレットのミクロ組織を維持することで最適超塑性を達成している。
【０００８】
Ｋｒｕｅｇｅｒら、Ｙｏｏｎら及びＲａｙｍｏｎｄらの教示は臨界結晶粒成長を制御するのに概ね有効であったが、これらの教示を実現するには、鍛造プレスヘッドの非常に遅いラム速度制御（一般に単純な線形減衰対ストローク制御方式による）と連動して、プレスヘッド変形速度を温度、鍛造用素材の構造特性データ、金型形状及び金型又は素材潤滑の関数として実際の歪速度に変換するシミュレーションモデリングを使用することが一般に必要とされる。
【０００９】
結晶粒径分布の制御を改善してできるだけ狭い分布及びできるだけ微細な平均結晶粒径を達成することは、臨界結晶粒成長が存在しないことに加えて、さらに微細結晶粒ニッケル基超合金から鍛造される部品の機械的特性にも利益をもたらす。このような可能性は、ガスタービンディスクにとっての所望の均一結晶粒径が一般にＡＳＴＭ６より粗くないＲ８８ＤＴのような高温高γ′含有量（例えば、約３０体積％以上）超合金に関して特に有益である。上述したタイプの従来の鍛造方法ではＡＳＴＭ５〜８の範囲内の結晶粒径が達成されたものの、依然として最適とは言えない機械的性質が得られることがある。例えば、低サイクル疲労耐性は、たとえ均一であっても平均結晶粒径が粗くなるほど低下することが知られている。スーパーソルバス熱処理Ｐ／Ｍ超合金に対する低サイクル疲労特性の影響は、例えば約４００〜約７５０°Ｆ（約２００〜約４００℃）の範囲内の低温ないし中温で最も明らかとなる。Ｐ／Ｍ合金が提供する総合温度性能及び特性バランスは非常に魅力的であり、最新の現行エンジン用途はそれに頼っているが、低温ないし中温での低サイクル疲労特性が改善できれば、これらの合金からさらに一段と多くの利益が得られるであろう。
【特許文献１】米国特許第４９５７５６７号明細書
【特許文献２】米国特許第５５２９６４３号明細書
【特許文献３】米国特許第５５８４９４７号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
以上の点を考慮すれば、ガスタービンエンジン鍛造品において局在する臨界結晶粒成長を回避すると共に一層の結晶粒径微細化（さらに微細な平均結晶粒径）が達成できれば望ましいであろう。製造性及びコスト上の制約の実用範囲内にあるパラメータを有するプロセスを用いてこれらの目標が共に達成できれば特に望ましいでうあろう。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明は、γ′ニッケル基超合金から部品を製造する方法を提供する。本方法では、十分に高い炭素含有量を有するようにかかる超合金を処方し、かつ十分に高い局所歪速度で超合金を鍛造する結果、スーパーソルバス熱処理後には、部品は微細で実質的に均一な結晶粒径分布、好ましくはＡＳＴＭ７より微細な平均結晶粒径、さらに好ましくは約ＡＳＴＭ８〜１０の範囲内の平均結晶粒径で特徴づけられる。本発明はさらに、部品中の平均結晶粒径より５ＡＳＴＭ単位（好ましくは３ＡＳＴＭ単位）を超えて粗い結晶粒径を有する個々の結晶粒又はかかる結晶粒の小さい領域、或いは結晶粒径は均一であるが約２ＡＳＴＭ単位の所望結晶粒径範囲を超えて粗い結晶粒径を有する大きい領域を生じる臨界結晶粒成長を回避できる。
【００１２】
本方法は、高温及び動的荷重にさらされる鍛造多結晶質物品（その顕著な例はガスタービンエンジンのタービンディスクである）を製造するために適した組成を有するように超合金を処方することを含んでいる。かかる合金の典型例は上述のγ′析出強化ニッケル基超合金Ｒ８８ＤＴであるが、本発明の教示はタービンディスクにとって極めて重要なＲ８８ＤＴの機械的性質（例えば、低サイクル疲労寿命）に近似した他のγ′ニッケル基超合金にも拡張可能であることが予知できる。Ｒ８８ＤＴとは対照的に、本発明の方法で使用する超合金は、０．０４５重量％以上、好ましくはＲ８８ＤＴ中の炭素に関する通常の上限である０．０６０重量％を超える炭素含有量を有するように処方される。超合金からビレットを形成し、超合金のγ′ソルバス温度未満の未満の温度で加工することで加工品が形成される。特にビレットは、平均結晶粒径を制御するためにできるだけ高いが、臨界結晶粒成長を回避するために上限歪速度未満である歪速度を維持しながら加工される。本発明の一態様に従えば、ビレットは超塑性的に加工する必要がなく、即ち、加工（例えば、鍛造）温度で０．３未満の歪速度感受性（ｍ）を有するすることができる。実際、最も微細な結晶粒径を達成するためにはビレットを非超塑性的に加工することが好ましい。次に加工品は、加工品の結晶粒を均一に粗大化するのに十分な時間にわたり、超合金のγ′ソルバス温度を超える温度で熱処理される。その後、加工品は加工品中にγ′相を再析出させるのに十分な速度で冷却される。冷却された加工品は、ＡＳＴＭ６より粗くなく、好ましくはＡＳＴＭ７より粗くない平均結晶粒径、例えば約ＡＳＴＭ８〜１０の範囲内の平均結晶粒径を有する。
【００１３】
本発明の大きな利点は、臨界結晶粒成長が回避されかつ超塑性的に鍛造する必要性能が回避されることに加えて、ビレットを加工するためのプロセスウィンドウの上限歪速度が、部品の平均結晶粒径の顕著な制御を達成すると共に、従前達成することができたものより顕著に微細な所望の狭い範囲内で均一な結晶粒径分布を達成することが証明された点である。このようにして、低サイクル疲労及び引張強さをはじめとする部品の機械的性質を向上させることができる。特定の理論に固執することは望まないが、Ｒ８８ＤＴのような超合金について炭素レベルをそれの通常の上限（０．０６０重量％）より高くするように処方することは、Ｒ８８ＤＴに通例関連する０．０１０／秒（ｓ−１）の上限歪速度を超え、さらにはＲ８８ＤＴに関してＹｏｏｎら及びＲａｙｍｏｎｄらにより以前に許容された０．０３２ｓ−１の上限歪速度さえ超える歪速度の使用を可能にし、その結果として一層微細化した平均結晶粒径を示すことができかつ臨界結晶粒成長を実質的に含まない部品を生じ、このことが一緒になって部品の低サイクル疲労寿命を向上させると考えられる。低サイクル疲労寿命は、０．０６０重量％以下の通常の炭素含有量を有するＲ８８ＤＴに比べ、約４００〜約７５０°Ｆ（約２００〜約４００℃）の温度範囲内で特に向上する。
【００１４】
低サイクル疲労寿命の向上が可能となるのに伴い、Ｒ８８ＤＴのような粉末冶金合金に関して達成される高温特性がさらに高まるという追加の利益も得られると考えられる。本発明で達成される一層微細な平均結晶粒径がもたらす他の利益には、低い音波ノイズによる音波検査性の向上、及び微細な結晶粒径に伴う降伏強さの向上による実用時の降伏挙動の向上がある。
【００１５】
本発明のその他の目的及び利点は、以下の詳細な説明から明らかとなろう。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
本発明は、特にγ′析出強化ニッケル基超合金を鍛造することで形成される部品に関する。特定の例はガスタービンエンジンの高圧タービンディスクであって、これらは通例、大きな冶金的歪の蓄積を伴わずに高い幾何学的歪の蓄積によって鍛造金型キャビティを充填できるようにするため、合金の再結晶温度又はその近傍であるが合金のγ′ソルバス温度より低い温度でかつ超塑性成形条件下で微細結晶粒ビレットを等温鍛造することで形成される。鍛造後、スーパーソルバス熱処理が実施されるが、その間に結晶粒成長が起こる。従来、かかるスーパーソルバス熱処理は通例、許容できるが完全に最適ではない約ＡＳＴＭ２〜９の結晶粒径範囲を生じていた。本願出願人に譲渡されたＫｒｕｅｇｅｒらの米国特許第４９５７５６７号、Ｙｏｏｎらの米国特許第５５２９６４３号及びＲａｙｍｏｎｄらの米国特許第５５８４９４７号（歪速度、歪速度勾配及び超塑性に関するこれらの教示内容は援用によって本明細書の内容の一部をなす）に従えば、鍛造の際に歪速度の上限（臨界歪速度）、歪速度勾配の上限（臨界歪速度勾配）及び約０．３以上の歪速度感受性（ｍ）を設けることにより、スーパーソルバス熱処理時の臨界結晶粒成長が回避される。しかし、Ｋｒｕｅｇｅｒら、Ｙｏｏｎら及びＲａｙｍｏｎｄらの恩恵を受けても、鍛造γ′析出強化ニッケル基超合金中の結晶粒径は約ＡＳＴＭ５〜８の範囲に制限されるのが通例であった。
【００１７】
本発明では、γ′析出強化ニッケル基超合金において、臨界結晶粒成長を回避できるだけでなく一層微細な平均結晶粒径及び一層望ましい結晶粒径分布を達成できるプロセスパラメータが規定される。本発明の一態様に従えば、鍛造時の歪速度を増大させることで一層微細かつ一層制御可能な平均結晶粒径を達成できるが、これによって臨界結晶粒成長を誘起せずに可能であると従来考えられていたものより高い上限を有する歪速度ウィンドウが得られる。歪速度ウィンドウの上限は、臨界結晶粒成長を回避できる最大歪速度に対応している。本発明の第２の態様に従えば、比較的高い炭素含有量を有するように合金を改質することにより、臨界結晶粒成長を誘起せずに一層高い歪速度及び非超塑性変形を使用することができる。
【００１８】
本発明の上述の態様をガスタービンエンジン用高圧タービンディスクの加工に関して説明する。しかし、当業者であれば、本発明の教示内容及び利益は鍛造を受けかつ微細に制御された結晶粒径分布が所望されるその他数多くの部品にも適用できることが理解されよう。
【００１９】
γ′ニッケル基超合金からの高圧タービンディスクの製造では、通例、粉末冶金法（Ｐ／Ｍ）、鋳造鍛錬法或いはスプレー鋳造又は核生成鋳造タイプの技法によってビレットが形成される。かかる方法は、鍛造時に低い流動応力を達成するため、微細な結晶粒径（通例は約ＡＳＴＭ１０又はそれより微細な結晶粒径）をもってビレットを生み出すように実施される。前述の通り、微細結晶粒ビレットが超塑性変形する能力は、歪速度感受性（ｍ）に依存する。粉末冶金法、スプレー鋳造成形法、鋳造鍛錬法又はその他の適用な方法のいずれで形成されるにせよ、高圧タービンディスク用の従来のビレットは、所望の微細な結晶粒径を生じると共に、鍛造温度範囲内で約０．３以上の最小歪速度感受性（ｍ）を維持するための、特定の温度範囲をはじめとする条件下で形成されていた。別法として、歪速度感受性を制御するため、あらゆる歪に対して流動応力が一定となる（歪硬化又は歪軟化が無視できる）歪速度及び温度レジームでの鍛造により、超塑性となるように鍛造プロセスを制御することが従来から行われていた。以下に一層詳しく説明する通り、本発明では、以前に可能と考えられていたものより高い歪速度を使用することにより、鍛造プロセスを完全に超塑性とすることなく（即ち、約０．３未満の歪速度感受性値で）好適な鍛造品を製造できると考えられる。
【００２０】
粉末冶金法を使用する好ましい実施形態では、ビレットは、例えば熱間静水圧圧縮成形法（ＨＩＰ）又は押出固化成形法によって超合金粉末を固化成形することで形成できる。後者の方法では、好ましくは断熱昇温を防ぐため十分に低いラム速度が使用され、装置の押圧トン限界及び過度の冷却によってのみ制限される。当技術分野で公知の通り、固化成形では、好ましくは理論密度の約９８％以上の十分に緻密な微細結晶粒ビレットが得られる。ビレットの加工前に、過度の望ましくない流動応力増加をもたらす総合結晶粒径の過度の粗大化が防止されるように高温均熱処理が通例実施される。本発明の実施に際しては、単にビレットをそれの鍛造温度に予熱して約５時間まで該温度に保持することで好適な均熱処理が達成されたが、それより長い保持時間も想定されている。
【００２１】
次いで、ビレットを熱間加工（例えば、鍛造）して所望の幾何学的形状をもった部品を形成した後、スーパーソルバス（溶体化）熱処理が施される。ある条件下では、Ｙｏｏｎらによって教示されているように、物品内部の蓄積歪エネルギーを散逸させかつ部品の温度を平衡化するために、長時間のサブソルバスアニール処理又はスーパーソルバス熱処理温度への低加熱速度が望ましい場合もある。蓄積エネルギーの散逸は、超合金の不均一核生成傾向を低減させるように働くことができ、その結果として部品中での臨界結晶粒成長の傾向も低減させる。しかし、本発明では、かかる長時間のサブソルバスアニール処理段階は不要であると思われる。その代わりに、加工ビレット（鍛造品）を先行する鍛造温度の約５０〜約７５°Ｆ（約３０〜約４０℃）以内の温度程度に予熱しさえすれば、長い均熱処理時間なしでも十分である。
【００２２】
次いで、スーパーソルバス熱処理が超合金のγ′ソルバス温度を超える（しかし、融解開始温度未満の）温度で実施され、超合金内の加工結晶粒組織を再結晶させかつγ′析出物を溶解（溶体化）する働きをする。炉の変動性に対処するため、好適なスーパーソルバス温度は通例は合金のγ′ソルバス温度よりも約３０〜７０°Ｆ（約１５〜４０℃）高いが、ソルバス温度より高い（しかし、融解開始温度未満の）任意の温度が一般に許容し得る。スーパーソルバス熱処理に続いて、所望される特定の機械的性質が達成されるように、γマトリックス内又は粒界にγ′を再析出させるための適当な速度で部品が冷却される。好適な冷却段階の例としては、制御空気冷却又は短時間の制御空気冷却に続く油又は他の適当な媒体中での急冷が挙げられる。部品は公知の技法を用いて時効を施してもよく、残留応力を低減させるのが望ましい場合には合金の時効温度を超える温度で短時間の応力除去サイクルを行ってもよい。
【００２３】
前述の通りかつ当技術分野で公知の通り、結晶粒の再結晶及びγ′析出物の溶体化に加えて、γ′ソルバス温度を超える温度での超合金の加熱は結晶粒成長（粗大化）を引き起こし、通例は元のビレット結晶粒径より粗い結晶粒径（例えば、約ＡＳＴＭ９より粗く、約ＡＳＴＭ２〜９の範囲内のような結晶粒径）を与える。ガスタービンディスクに望まれる機械的性質を達成するためには、約２又は３ＡＳＴＭ単位の範囲内の均一な平均結晶粒径が通例望ましい。部品において結晶粒径が所望の結晶粒径範囲よりも約２〜３ＡＳＴＭ単位を超えて粗大な領域は、かかる結晶粒の存在は部品の低サイクル疲労耐性を大幅に低下させると共に、引張強さ及び疲労強さのような部品のその他の機械的性質に悪影響を及ぼしかねないという点で望ましくない。例えば、約ＡＳＴＭ５〜８の結晶粒径範囲を有する部品では、ＡＳＴＭ３よりも粗い孤立した結晶粒又はかかる結晶粒の小さな領域が存在せず（ただし、僅かに大きい結晶粒が広く散在していることは許容できる）、約ＡＳＴＭ６より粗い大きな領域が存在しないことが好ましい。上述の通り、臨界結晶粒成長によって引き起こされる過大な結晶粒は、ビレット加工時にＫｒｕｅｇｅｒらに従って歪速度を超合金の臨界（最大）歪速度未満に維持することによって回避できる。しかし、結晶粒径分布を改善しかつ一層微細な平均結晶粒径（例えば、約ＡＳＴＭ７〜９、さらに好ましくは約８〜１０の範囲内の平均結晶粒径）を達成することによって機械的特性はさらに向上するであろう。
【００２４】
本発明に従えば、歪速度ウィンドウの最小歪速度を増大させることによって結晶粒径分布の改善及び平均結晶粒径の微細化が達成できる。さらに、最大歪速度を以前には所定の超合金における臨界結晶粒成長の誘起に関連していた値にまで増大させることができ、臨界結晶粒成長の誘起は超合金の炭素含有量をそれの通常の上限を超えて増加させることで回避される。一つには、炭素含有量増加の効果は異常な結晶粒成長を阻止するピン止め力の増加にあると考えられる。一般に、微細に分散した炭化物はスーパーソルバス熱処理時に結晶粒界の運動を制限する結果、結晶粒は臨界結晶粒成長が起こる程度まで過度及び／又はランダムに成長することが許されない。以下に報告する研究から、鍛造プロセスの迅速化及び性質の向上に加えて、比較的低い温度でかつ非超塑性条件（ｍ＜０．３）下で鍛造作業を実施できるという他の利益も得られるように思われる。
【００２５】
Ｋｒｕｅｇｅｒらによれば、γ′ニッケル基超合金の臨界歪速度は組成、ミクロ組織及び温度に依存し、様々な歪速度条件下で試験試料を変形させ、次いで適当なスーパーソルバス熱処理を実施することによって決定できる。その場合、臨界歪速度は、超合金の変形及び加工時に十分な量の全歪を伴ってその歪速度を超えると、スーパーソルバス熱処理後に臨界結晶粒成長をもたらす歪速度として定義される。スーパーソルバス熱処理後に一層制御されかつ一層微細な結晶粒径を達成できるものとして一層高い歪速度が規定される本発明に従えば、最小歪速度未満の歪速度では、最適特性のために望まれるものより粗い平均結晶粒径を生じることがある。Ｋｒｕｅｇｅｒらによって規定された最大歪速度と同じく、本発明の最小歪速度パラメータの正確な値は、問題とする超合金の組成及びミクロ組織に応じて変化すると思われる。大形部品内の様々な領域に関する歪速度は、小形の実験用試験片に関して実験を行った後、部品内の局所変形挙動を予測するためのモデルリング技法を用いて解析的に予測することができる。
【００２６】
鍛造時の歪速度を増大させることで結晶粒径分布を改善しかつ一層微細な平均結晶粒径を達成できることは、通常のＲ８８ＤＴ合金の鍛造試験片（「先行技術鍛造品」）及びＲ８８ＤＴの組成を本発明に従って高い炭素レベルを含むように改質してなる合金の鍛造試験片（「微細結晶粒鍛造品」）について観察された、歪速度と温度及び得られる平均結晶粒径との関係を示すグラフである図１に示される。詳しくは、通常のＲ８８ＤＴ合金及び改質Ｒ８８ＤＴ合金は炭素含有量の点で異なっていて、通常のＲ８８ＤＴ合金の試験片は約０．０４５〜０．０６０重量％の炭素を含み、改質Ｒ８８ＤＴ合金の試験片は０．０６０重量％を超える（好ましくは約０．０６５〜約０．０８５％及び場合によってはそれ以上の）炭素を含んでいる。図１中の棒は、本発明に至る研究中に確認された、歪速度及び鍛造温度に関する許容範囲のシフトを表している。各棒の上方の限界は、その棒によって表される試験片において臨界結晶粒成長が回避できる上限歪速度を表している。図１から、改質Ｒ８８ＤＴ試験片は、通常のＲ８８ＤＴ試験片よりはるかに高い速度（最大約０．０１０ｓ−１に対して最大約０．１ｓ−１）で臨界結晶粒成長なしに鍛造できることが理解できよう。図１はまた、通常のＲ８８ＤＴ試験片（約ＡＳＴＭ６〜約ＡＳＴＭ８）に比べ、改質Ｒ８８ＤＴ試験片（約ＡＳＴＭ７〜約ＡＳＴＭ８）では顕著に微細な結晶粒が得られたことを示している。
【００２７】
図１に示したパラメータ及び効果は、一連の研究によって決定された。予備的な研究において、最終結晶粒径と最大（臨界）歪速度を含めた歪速度との関係は、サブスケールの直円柱（ＲＣＣ）及びダブルコーン（ＤＣ）試験片に関して実施した試験から証明された。すべての試験片は、超合金Ｒ８８ＤＴに基づく組成物から形成された。この超合金は、本願出願人に譲渡されたＫｒｕｅｇｅｒらの米国特許第４９５７５６７号中に、重量％で、約１５．０〜１７．０％のクロム、約１２．０〜１４．０％のコバルト、約３．５〜４．５％のモリブデン、約３．５〜４．５％のタングステン、約１．５〜２．５％のアルミニウム、約３．２〜４．２％のチタン、約０．５〜１．０％のニオブ、約０．０１０〜０．０６０％の炭素、約０．０１０〜０．０６０％のジルコニウム、約０．０１０〜０．０４０％のホウ素、約０．０〜０．３％のハフニウム、約０．０〜０．０１％のバナジウム及び約０．０〜０．０１％のイットリウムと、残部のニッケル及び不可避不純物とからなる組成を有するものとして開示されている。Ｒ８８ＤＴのγ′ソルバス温度は、約４０体積％のγ′相に関して約１９５０〜２１５０°Ｆ（約１０６５〜１１８０℃）、通例は約２０２５〜２０５０°Ｆ（約１１０５〜１１２０℃）であると推定されている。試験片の実際の化学組成を下記表中にまとめて示す。
【００２８】
【表１】
上記の表から、本研究では、約０．０６６％又は約０．０７０％の炭素を含むように合金化した２群の実験用試験片を評価したことが理解できよう。
【００２９】
図２及び３は、両群のＲＣＣ試験片に関し、それぞれ平均ＡＳＴＭ結晶粒径（ＡＳＴＭ規格Ｅ１１２）及びＡＬＡ結晶粒径（ＡＳＴＭ規格Ｅ９３０）を歪速度に対してプロットしたものである。すべての試験片は、約１８５０°Ｆ、約１８７５°Ｆ又は約１９００°Ｆ（約１０１０℃、約１０２５℃又は約１０４０℃）の温度において、約０．０００３２〜約１ｓ−１の範囲内の歪速度で鍛造した。公称歪レベルは約０．７％であった。鍛造温度は、通常のＲ８８ＤＴ合金からなる類似のＲＣＣ及びＤＣ試験片に関する以前の研究に基づいて選択された（通常のＲ８８ＤＴデータに関する基準は図１に示してある）。Ｈｕｒｏｎ（“Ｃｏｎｔｒｏｌ ｏｆ Ｇｒａｉｎ Ｓｉｚｅ ｖｉａ Ｆｏｒｇｉｎｇ Ｓｔａｉｎ Ｒａｔｅ Ｌｉｍｉｔｓ ｆｏｒ Ｒ８８ＤＴ”，Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ ２０００，Ｓｅｐｔｅｍｂｅｒ １７−２１，２０００（ＴＭＳの出版物））によって報告された以前の研究では、臨界結晶粒成長を回避するためには、約０．０１０ｓｅｃ−１の歪速度が通常のＲ８８ＤＴ合金の試験片に関する上限歪速度であることが示されているが、試験したいずれの歪速度においても、さらに以前には可能と考えられていたものの１０００倍にもなる約１ｓｅｃ−１の歪速度（１８７５°Ｆで鍛造した０．０６６％Ｃ試験片）においてさえ、臨界結晶粒成長が認められた実験用試験片は存在しなかった。それとは対照的に、０．０１０ｓｅｃ−１未満の歪速度における現行の低歪速度方法に対応するデータは、平均及びＡＬＡのいずれについても、全体的な結晶粒径分布が炭素含有量にかかわらず一層粗い結晶粒径にシフトしたことを実証しており、歪速度効果の影響を証明している。
【００３０】
上記の結果から、実験用試験片の高い炭素含有量は、臨界結晶粒成長に出会うことなく、通常のＲ８８ＤＴ合金を用いて以前に可能であったものより顕著に高く、さらにはＲａｙｍｏｎｄらによって教示された高炭素合金に関して可能と考えられたものよりも高い歪速度での鍛造を可能にするという結論が得られた。さらに、高い歪速度は通常のＲ８８ＤＴ合金を用いて以前に可能であったものより微細な平均結晶粒径を与えるという結論も得られた。図２に報告した試験片中で達成された平均結晶粒径は、低サイクル疲労寿命及び他の機械的性質（例えば、極限引張強さ（ＵＴＳ））並びに超音波検査時におけるノイズ低減のようなプロセス考慮事項に対して有益で顕著な効果を及ぼすのに十分微細である。
【００３１】
図３のデータプロットは、ＡＬＡ結晶粒径も０．０１０ｓｅｃ−１未満の歪速度における現行の低歪速度方法に比べて改善を示すことを実証している。このデータは、高い炭素レベルにおいても、全体的な結晶粒径分布（平均及びＡＬＡの両方）が一層粗い結晶粒径にシフトしたことを示しており、やはり歪速度効果の影響を証明している。
【００３２】
図２及び３にプロットしたデータは０．０６６又は０．０７０重量％の炭素を含む試験片に関するものであるが、グラフに示された傾向は、さらに高い炭素含有量を用いても同様な利益及びさらには一層の改善が可能であることを表している。これらの結果に基づき、炭素含有量の好適な範囲は約０．０６５〜約０．０８５重量％であると考えられる。さらに高い炭素含有量（例えば、約０．１０重量％）も可能であると考えられるが、その上限は一般に過剰な炭素が超合金の他の性質に及ぼす有害な影響の可能性によってのみ制限される。
【００３３】
上述の通り、本発明では、高い歪速度を使用することで、鍛造プロセスを完全に超塑性とすることなく好適な鍛造品を製造できる、換言すれば、約０．３未満の歪速度感受性値を用いて鍛造を製造できると考えられる。本発明のこの態様は、１８７５°Ｆで鍛造した０．０６６％Ｃ試験片に対応する図２のデータについて、歪速度感受性値（ｍ）及び平均結晶粒径と歪速度との関係をプロットしたグラフである図４から明らかである。図４は、約０．３未満、したがってＹｏｏｎら及びＲａｙｍｏｎｄらによって教示された最小歪速度感受性より十分に低い歪速度感受性値を用いて微細な結晶粒径が達成されたことを実証している。
【００３４】
図５は、０．０７０％Ｃ試験片について平均結晶粒径及びＡＬＡ結晶粒径と鍛造温度との関係をプロットしたグラフである。図５は、０．０７０％Ｃ試験片では鍛造温度の低下に伴って平均結晶粒径が一層微細かつ均一になる傾向が存在することも示唆している。この傾向は０．０６６％Ｃ試験片についても見られ、高い炭素含有量に関する広いプロセスウィンドウ及び低い鍛造温度の潜在的な利益を実証している。
【００３５】
別の研究では、鍛造時に歪速度を増大させることによって一層微細な平均結晶粒径を得ることができるという上述の知見をさらに確認するため、高圧タービンディスクを鍛造して解析した。約０．０６６又は約０．０７０重量％の炭素含有量を有するように改質したＲ８８ＤＴから３つのディスクを形成し、粉末冶金、押出固化成形、鍛造及び約２０８０°Ｆ（約１１４０℃）でのスーパーソルバス熱処理によって製造した。鍛造分野の当業者には理解される通り、鍛造プロセスは、シミュレーションモデルを用いて金型形状を製作し、鍛造品の領域の局所歪及び歪速度履歴を所望のパラメータ内に制御する鍛造プレス操作を達成することで設計できる。さらに、本研究の鍛造ディスク及び以前の研究の鍛造試験片は加工物のアプセット比に基づく所定のマクロ総合歪速度に対して一連の局所歪及び歪速度を有するので、ディスク及び以前の試験片に関する鍛造速度を最大歪速度に基づいて比較することができる。このようなアプローチを用いて、本研究において評価した０．０６６％Ｃ及び０．０７０％Ｃディスクは、約０．０３２ｓｅｃ−１の最大歪速度を達成するように設計された公称等温プロセスで鍛造した。０．０６６％Ｃ及び０．０７０％Ｃディスクに関する鍛造段階は、鍛造品のすべての領域が０．０３２ｓｅｃ−１の上限以下になるように局所限界ベースで制御した。
【００３６】
高い歪速度を用いて一層微細な結晶粒径が一貫して得られることは、上述した０．０６６％Ｃ及び０．０７０％Ｃ組成の一方を有するようにして製造した３つの鍛造品（鍛造品＃２、＃３及び＃４）の平均結晶粒径及びＡＬＡ結晶粒径のそれぞれの正規確率プロットである図６及び７で実証されている。各鍛造品について、鍛造品横断面の回りに均一に配列された２０の測定値を求めた。０．０６６％Ｃ及び０．０７０％Ｃ鍛造品に関するデータを、同じ幾何学的形状を有するが、約０．０５２重量％の通常の炭素含有量を有する通常のＲ８８ＤＴ組成物から形成されかつ０．０１０ｓｅｃ−１未満の通常の歪速度限界で加工された第４のディスク（鍛造品＃１）から求めたデータと共にプロットした。輪郭鍛造品では形態係数が複雑であったにせよ、本発明の改良方法では、約２ＡＳＴＭ結晶粒径単位だけ微細な平均結晶粒径、及び約１ＡＳＴＭ結晶粒径単位の平均ＡＬＡ結晶粒径向上が実証されている。
【００３７】
これらの結果に基づき、形態係数が局所歪速度の変動を押し進める複雑な輪郭鍛造品において利益を達成するためには、０．３未満の歪速度感受性値に対応する約０．０３２ｓｅｃ−１以上の最大歪速度を用いてかかる鍛造品の全体にわたり微細化した結晶粒径を達成すべきであると考えられる。前述の通り、複雑な鍛造品では、鍛造品のすべての領域で目標最大歪速度が均一に達成されることはほとんどありそうになく、歪速度の変動は鍛造品において絶対最小歪速度を設定することが実際的でないようなものであり得る。他方、本発明に従って一層微細な結晶粒径及び分布を達成しながら臨界結晶粒成長を回避できる最大歪速度は、本質的に一定の範囲にわたっている。したがって、最大歪速度は所定の鍛造品に関する好適な最大歪速度の範囲内の目標として設定できる。かかる範囲の上限は臨界結晶粒成長を回避する必要があり、かかる範囲の下限は本発明によって求められる所望の微細な結晶粒径及び分布を得るために十分高い歪速度加工を達成できない低歪領域を回避又は最小にする必要がある。別法として又は加えて、高い歪速度で非超塑性的に変形される領域が部品の動作及び寿命にとって有利である特定の区域内に位置するように鍛造品形状を定義することもできる。
【００３８】
図６及び７に報告した試験片中で達成された平均結晶粒径は、低サイクル疲労寿命及び他の機械的性質（例えば、極限引張強さ（ＵＴＳ））並びに超音波検査時におけるノイズ低減のようなプロセス考慮事項に対して有益で顕著な効果を及ぼすのに十分微細であると結論された。かかる利益は図８〜１０から明らかである。図８は、図６及び７の通常の０．０５２％Ｃ鍛造品に比べて、図６及び７の０．０６６％Ｃ及び０．０７０％Ｃ鍛造品の超音波検査性が向上したことを実証する棒グラフである。かかるデータは約４０％の音波ノイズレベル低下を示しており、通常の現行加工方法及び化学組成に比べて検査性が向上したことを表している。
【００３９】
最後に、図９及び１０は、図６及び７の０．０６６％Ｃ及び０．０７０％Ｃ鍛造品の極限引張強さ及び降伏強さのそれぞれを、図６及び７の通常の０．０５２％Ｃ鍛造品と比較して示す正規確率プロットである。引張性能の両方の尺度（極限引張強さ及び０．２％降伏強さ）とも、本発明の方法及び組成物を使用した場合には、既存の方法及び組成物に比べて平均値が約９〜約１０ｋｓｉ（約６２〜約６９ＭＰａ）の顕著な向上を示している。
【００４０】
上記の点を考慮すれば、本発明の方法は、Ｒ８８ＤＴ及び類似のγ′ニッケル基超合金から、一層微細な結晶粒径を一貫して示す部品を製造することができる。本発明の利益は粉末冶金出発原料から加工したＲ８８ＤＴ超合金に関して説明したが、スプレー鋳造材料、鋳造鍛錬材料などの他の材料も使用できよう。さらに、Ｒ８８ＤＴと同様な機械的性質（例えば、低サイクル疲労寿命）を有するのに十分な程度にＲ８８ＤＴの組成に近似した組成を有するγ′ニッケル基超合金も本発明の加工上及び組成上の修正から利益を受けると考えられる。かかる合金の例としては、重量％で、約１６．０〜２２．４％のコバルト、約６．６〜１４．３％のクロム、約２．６〜４．８％のアルミニウム、約２．４〜４．６％のチタン、約１．４〜３．５％のタンタル、約０．９〜３．０％のニオブ、約１．９〜４．０％のタングステン、約１．９〜３．９％のモリブデン、約０．０〜２．５％のレニウム、約０．０２〜０．１０％の炭素、約０．０２〜０．１０％のホウ素、約０．０３〜０．１０％のジルコニウム並びに残部のニッケル及び不可避不純物からなる公称組成を有するＲｅｎｅ １０４（米国特許第６５２１１７５号）が考えられる。もう１つの顕著な例は、約１６．０〜２０．０％のコバルト、約８．５〜１２．５％のクロム、約１．５〜３．５％のタンタル、約２．０〜４．０％のタングステン、約１．９〜３．９％のモリブデン、約０．０４〜０．０６％のジルコニウム、約１．０〜３．０％のニオブ、約２．４〜４．６％のチタン、約２．６〜４．６％のアルミニウム、約０．０２〜０．０４％の炭素、約０．０２〜０．０４％のホウ素並びに残部のニッケル及び不可避不純物からなる公称組成を有するＮＦ３（米国特許第６５２１１７５号）である。
【００４１】
以上、特定の処理パラメータ及び組成物に関して本発明を説明してきたが、本発明の技術範囲はそれに限定されない。それどころか、例えば、一層高い又は低いγ′相含有量を有する他のγ′析出強化ニッケル基超合金に置き換えたり、或いは他の加工段階を代用し又は追加の加工段階を含めることで好ましい方法を修正したりすることにより、当業者は他の形態を採用できる。したがって、本発明の技術的範囲は特許請求の範囲によってのみ限定される。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】通常のＲ８８ＤＴ試験片及び０．０６０重量％を超える炭素レベルを含むように改質したＲ８８ＤＴ試験片について歪速度と温度及び得られる結晶粒径分布との関係を示す模式グラフである。
【図２】０．０６６又は０．０７０重量％の炭素を含むように改質されかつ相対的に速い歪速度（０．０１ｓ−１以上）及び遅い歪速度（０．０１ｓ−１未満）レジームで加工されたＲ８８ＤＴ試験片について平均結晶粒径をプロットしたグラフである。
【図３】０．０６６又は０．０７０重量％の炭素を含むように改質されかつ相対的に速い歪速度（０．０１ｓ−１以上）及び遅い歪速度（０．０１ｓ−１未満）レジームで加工されたＲ８８ＤＴ試験片についてＡＬＡ結晶粒径をプロットしたグラフである。
【図４】１８７５°Ｆで鍛造した試験片に対応する図２のデータについて、歪速度感受性値及び平均結晶粒径と歪速度との関係をプロットしたグラフである。
【図５】０．０７０重量％の炭素を含むＲ８８ＤＴ試験片について、図２及び３に示された平均結晶粒径及びＡＬＡ結晶粒径と鍛造温度との関係データをプロットしたグラフである。
【図６】現行の方法及び本発明に従って処方しかつ鍛造した試験片についての平均結晶粒径の正規確率プロットである。
【図７】現行の方法及び本発明に従って処方しかつ鍛造した試験片についてのＡＬＡ結晶粒径の正規確率プロットである。
【図８】図６及び７の鍛造試験片の超音波検査性を比較した棒グラフである。
【図９】図６及び７の鍛造試験片の極限引張強さの正規確率プロットである。
【図１０】図６及び７の鍛造試験片の降伏強さの正規確率プロットである。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
γ′ソルバス温度を有するγ′析出強化ニッケル基超合金から物品を製造する方法であって、該γ′析出強化ニッケル基超合金が０．０６０重量％超の炭素を含んでいるとともにビレットとして形成されたものであり、当該方法が、
超合金のγ′ソルバス温度未満の温度でビレットを加工して加工品を形成する段階であって、ビレットが非超塑性変形を受け、かつ臨界結晶粒成長を避けるために上限歪速度未満であるが平均結晶粒径を制御するために十分に高い最大歪速度が達成されるようにビレットを加工し、上限歪速度が０．００８／秒を超える段階と、
加工品の結晶粒を均一に粗大化するのに十分な時間にわたり超合金のγ′ソルバス温度を超える温度で加工品を熱処理する段階と、
加工品中にγ′相を再析出させるのに十分な速度で加工品を冷却する段階であって、加工品はＡＳＴＭ７より粗くない平均結晶粒径を有しかつ平均結晶粒径より３ＡＳＴＭ単位を超えて粗い結晶粒を実質的に含まない段階と
を含んでなる方法。
【請求項２】
超合金が約０．１０％以下の炭素を含む、請求項１記載の方法。
【請求項３】
最大歪速度が０．０１０／秒以上である、請求項１又は請求項２記載の方法。
【請求項４】
最大歪速度が０．０３２／秒以上である、請求項１又は請求項２記載の方法。
【請求項５】
上限歪速度が０．１００／秒を超える、請求項１乃至請求項４のいずれか１項記載の方法。
【請求項６】
加工品が約ＡＳＴＭ７〜１０の範囲内の平均結晶粒径を有する、請求項１乃至請求項５のいずれか１項記載の方法。
【請求項７】
加工品がＡＳＴＭ８より粗くない平均結晶粒径を有する、請求項１乃至請求項５のいずれか１項記載の方法。
【請求項８】
加工品が約ＡＳＴＭ８〜約ＡＳＴＭ１０の平均結晶粒径を有する、請求項１乃至請求項５のいずれか１項記載の方法。
【請求項９】
超合金が、重量％で、約１５．０〜１７．０％のクロム、約１２．０〜１４．０％のコバルト、約３．５〜４．５％のモリブデン、約３．５〜４．５％のタングステン、約１．５〜２．５％のアルミニウム、約３．２〜４．２％のチタン、約０．５〜１．０％のニオブ、約０．０６５〜０．１０％の炭素、約０．０１０〜０．０６０％のジルコニウム、約０．０１０〜０．０４０％のホウ素、約０．０〜０．３％のハフニウム、約０．０〜０．０１％のバナジウム及び約０．０〜０．０１％のイットリウムと、残部のニッケル及び不可避不純物とを含む、請求項１乃至請求項８のいずれか１項記載の方法。
【請求項１０】
請求項１乃至請求項９のいずれか１項記載の方法で製造された加工品であって、当該加工品がガスタービンエンジンのタービンディスクであり、冷却段階後の加工品がＡＳＴＭ８〜１０の平均結晶粒径を有する、加工品。
【請求項１】
γ′ソルバス温度を有するγ′析出強化ニッケル基超合金から物品を製造する方法であって、該γ′析出強化ニッケル基超合金が０．０６０重量％超の炭素を含んでいるとともにビレットとして形成されたものであり、当該方法が、
超合金のγ′ソルバス温度未満の温度でビレットを加工して加工品を形成する段階であって、ビレットが非超塑性変形を受け、かつ臨界結晶粒成長を避けるために上限歪速度未満であるが平均結晶粒径を制御するために十分に高い最大歪速度が達成されるようにビレットを加工し、上限歪速度が０．００８／秒を超える段階と、
加工品の結晶粒を均一に粗大化するのに十分な時間にわたり超合金のγ′ソルバス温度を超える温度で加工品を熱処理する段階と、
加工品中にγ′相を再析出させるのに十分な速度で加工品を冷却する段階であって、加工品はＡＳＴＭ７より粗くない平均結晶粒径を有しかつ平均結晶粒径より３ＡＳＴＭ単位を超えて粗い結晶粒を実質的に含まない段階と
を含んでなる方法。
【請求項２】
超合金が約０．１０％以下の炭素を含む、請求項１記載の方法。
【請求項３】
最大歪速度が０．０１０／秒以上である、請求項１又は請求項２記載の方法。
【請求項４】
最大歪速度が０．０３２／秒以上である、請求項１又は請求項２記載の方法。
【請求項５】
上限歪速度が０．１００／秒を超える、請求項１乃至請求項４のいずれか１項記載の方法。
【請求項６】
加工品が約ＡＳＴＭ７〜１０の範囲内の平均結晶粒径を有する、請求項１乃至請求項５のいずれか１項記載の方法。
【請求項７】
加工品がＡＳＴＭ８より粗くない平均結晶粒径を有する、請求項１乃至請求項５のいずれか１項記載の方法。
【請求項８】
加工品が約ＡＳＴＭ８〜約ＡＳＴＭ１０の平均結晶粒径を有する、請求項１乃至請求項５のいずれか１項記載の方法。
【請求項９】
超合金が、重量％で、約１５．０〜１７．０％のクロム、約１２．０〜１４．０％のコバルト、約３．５〜４．５％のモリブデン、約３．５〜４．５％のタングステン、約１．５〜２．５％のアルミニウム、約３．２〜４．２％のチタン、約０．５〜１．０％のニオブ、約０．０６５〜０．１０％の炭素、約０．０１０〜０．０６０％のジルコニウム、約０．０１０〜０．０４０％のホウ素、約０．０〜０．３％のハフニウム、約０．０〜０．０１％のバナジウム及び約０．０〜０．０１％のイットリウムと、残部のニッケル及び不可避不純物とを含む、請求項１乃至請求項８のいずれか１項記載の方法。
【請求項１０】
請求項１乃至請求項９のいずれか１項記載の方法で製造された加工品であって、当該加工品がガスタービンエンジンのタービンディスクであり、冷却段階後の加工品がＡＳＴＭ８〜１０の平均結晶粒径を有する、加工品。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【公開番号】特開２００９−７６７２（Ｐ２００９−７６７２Ａ）
【公開日】平成２１年１月１５日（２００９．１．１５）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００８−１６１１７６（Ｐ２００８−１６１１７６）
【出願日】平成２０年６月２０日（２００８．６．２０）
【出願人】（３９００４１５４２）ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ (6,332)
【氏名又は名称原語表記】ＧＥＮＥＲＡＬ ＥＬＥＣＴＲＩＣ ＣＯＭＰＡＮＹ
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２１年１月１５日（２００９．１．１５）
【国際特許分類】
【出願日】平成２０年６月２０日（２００８．６．２０）
【出願人】（３９００４１５４２）ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ (6,332)
【氏名又は名称原語表記】ＧＥＮＥＲＡＬ ＥＬＥＣＴＲＩＣ ＣＯＭＰＡＮＹ
【Ｆターム（参考）】
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