ニッケル合金
【課題】７００℃以上で、そして８００℃のピーク温度まで、長期間にわたって機能しうるニッケル基合金を提供する。
【解決手段】（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ１３．７〜１７．５；Ｃｏ２．５〜５．６；Ｆｅ８．０〜９．３；Ｓｉ０〜０．６；Ｍｎ０〜０．９５；Ｍｏ０．５〜２．３；Ｗ２．７〜３．０；Ａｌ２．２〜３．５；Ｎｂ２．７〜７．２；Ｔｉ０〜０．８５；Ｔａ０〜３．２５；Ｈｆ０．０〜０．５；Ｃ０．０１〜０．０５；Ｂ ０．０２〜０．０４；Ｚｒ０．０４〜０．０６；Ｍｇ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有するニッケル基合金。
【解決手段】（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ１３．７〜１７．５；Ｃｏ２．５〜５．６；Ｆｅ８．０〜９．３；Ｓｉ０〜０．６；Ｍｎ０〜０．９５；Ｍｏ０．５〜２．３；Ｗ２．７〜３．０；Ａｌ２．２〜３．５；Ｎｂ２．７〜７．２；Ｔｉ０〜０．８５；Ｔａ０〜３．２５；Ｈｆ０．０〜０．５；Ｃ０．０１〜０．０５；Ｂ ０．０２〜０．０４；Ｚｒ０．０４〜０．０６；Ｍｇ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有するニッケル基合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はニッケル基合金に関し、特に（限定するものではないが）ガスタービンエンジンの圧縮機やタービンディスクにおいて用いるのに適した合金に関する。そのようなディスクはガスタービンエンジンの重要な構成要素であり、運転中のそのような要素の破損は通常大惨事を招く。
【背景技術】
【０００２】
ガスタービンエンジンにおける円板羽根車（例えば高圧（ＨＰ）圧縮機やタービンにおけるもの）をより高い圧縮機出口温度やより速い回転軸速度において作動させることを可能にするために、改良された合金に対する継続した必要性がある。加えて、航空機をより速く高所へ移動させることによって燃料の燃焼を低減するとともに空港周辺の混みあった空域を安全に通過するために、上昇速度を速くすることが民間航空会社によってますます必要とされていて、このことはエンジンを最大出力において使用しなければならない時間が著しく増大していることを意味する。これらの運転条件は高温における長い停止時間を伴う疲労周期を生じさせ、この場合、酸化と時間依存性の変形が低周期疲労に対する耐性にかなりの影響を及ぼす。その結果、合金の他の機械的および物理的性質を犠牲にすることなく、あるいは合金の比重を増大させることなく、表面環境損傷と停止疲労（ｄｗｅｌｌ ｆａｔｉｇｕｅ）亀裂成長に対する合金の耐性を改善するとともに、耐力（保証強さ）を向上させる必要がある。
【０００３】
公知の合金は、そのような運転条件に対して必要な性質のバランス、特に６００℃〜８００℃の範囲の温度における保持サイクルの下での損傷許容性、環境損傷に対する耐性、ミクロ組織の安定性および高いレベルの耐力のバランスを与えることができない。従って、部品の寿命が許容できないほど短いために、それらは７５０℃〜８００℃のピーク温度におけるディスクの用途のための望ましい候補ではない。
【０００４】
幾つかの公知のニッケル基合金は、改善された高温強度とクリープひずみの蓄積に対する耐性を得るために、そして安定した塊状材料のミクロ組織を得るために（これにより有害な位相的最密相の析出を防ぐために）、表面の環境劣化（酸化とタイプＩＩの高温腐食）に対する折衷された耐性を有する。
【０００５】
タービンディスクは一般に６５０℃以上の温度に晒され、そして将来のエンジン設計においては７００℃以上の温度に晒されるだろう。ディスクの温度が上昇し続けるとき、酸化と高温腐食損傷がディスクの寿命を限定し始めるだろう。従って、将来のディスク用合金の設計においては、他の性質よりも酸化と高温腐食に対する耐性を優先させる必要がある。
【０００６】
適当な合金が無い場合は、ディスクに環境保護性を付与する必要があるが、それは望ましいことではなく、また技術的に非常に困難である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の目的は、７００℃以上で、そして８００℃のピーク温度まで、長期間にわたって機能しうるニッケル基合金を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は特許請求の範囲に提示されたニッケル基合金を提供する。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
単に例示する目的で添付図面を参照することによって、本発明をさらに十分に説明する。
【図１】図１は実施例の合金であるＶ２０７Ｋについてのガンマプライム相における予測される元素含有量を示す。
【図２】図２は鍛造したＶ２０７Ｍの二次電子顕微鏡写真を示す。
【図３】図３は合金Ｖ２０７Ｋについてのガンマ相における予測される元素含有量を示す。
【図４】図４は実施例の合金であるＶ２０７Ｈについての温度の関数としてのガンマ相とガンマプライム相におけるＳｉの予測される分配を示す。
【図５】図５は合金Ｖ２０７Ｊについての温度の関数としてのガンマ相とガンマプライム相におけるＭｎの予測される分配を示す。
【図６】図６は鍛造したＶ２０７Ｍの別の二次電子顕微鏡写真を示す。
【図７】図７は合金Ｖ２０７Ｋについての予測される相平衡を示す。
【００１０】
図２と図６はＰ．Ｍ．Ｍｉｇｎａｎｅｌｌｉ（（２０１２）、Ｐｈ．Ｄ．Ｐｒｏｊｅｃｔ、ケンブリッジ大学）から借用した。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明に係る合金の組成を明確にするにあたって、その目的は、不規則化面心立方ガンマ（γ）相が規則化Ｌ１２ガンマプライム（γ’）相によって析出強化される合金を製造することであった。
【００１２】
発明者は、以下の組成についての方策によって、高温耐力、疲労損傷とクリープひずみの蓄積に対する耐性、損傷許容度および酸化・高温腐食損傷の間の必要なバランスがもたらされることを明らかにした。
【００１３】
本発明に従う１２の例の合金を製造したが、これらについては後に詳細に説明する。それらの組成の細目を表２（ｉ）において原子パーセント（ａｔ．％）で挙げていて、また表２（ｉｉ）において重量パーセント（ｗｔ．％）で挙げている。
【００１４】
【表１】
【００１５】
【表２】
【００１６】
これら１２の例の合金は便宜上６のグループに分けることができるが、ここで組成は重量パーセントで示される。
グループ１、公称として５．５Ｎｂ、１４Ｃｒ、０．５５Ｓｉ（合金ＧおよびＨ）
グループ２、公称として５．５Ｎｂ、１４Ｃｒ、０．９Ｍｎ（合金ＩおよびＪ）
グループ３、公称として５．５Ｎｂ、１４Ｃｒ（合金Ｋ）
グループ４、公称として７．１Ｎｂ、１４Ｃｒ（合金Ｌ）
グループ５、公称として５．５Ｎｂ、１６．７Ｃｒ（合金Ｍ、ＯおよびＰ）
グループ６、公称として２．８Ｎｂ、１７．２Ｃｒ（合金Ｎ、ＱおよびＲ）。
【００１７】
必要な耐力とクリープひずみの蓄積に対する耐性を達成するために、少なくとも４０モル％の微細な（約５０ｎｍの平均サイズの）γ’粒子（Ｎｉ３Ｘ、ここでＸはＡｌ、Ｎｂ、ＴｉまたはＴａ）が８００℃において析出するべきである。図１は合金Ｖ２０７Ｋについてのガンマプライム相における予測される元素含有量を示す。高い体積分率の小さなガンマプライム析出物が転位の移動を効果的に妨げ、そして良好な高温耐力を生じさせるだろう。理想的には、合金を溶体化熱処理温度から急冷し、そして析出（時効）熱処理を行った後に、約５０ｎｍの平均のガンマプライム粒子サイズを生じさせるべきである。
【００１８】
固相線とガンマプライムの固溶線温度は、高いレベルのＮｂ、ＣｒおよびＦｅを添加し、そしてＡｌとＴｉのレベルを制限することによって低下した。Ｓｉもガンマプライムの固溶線温度を低下させると考えられる。低いガンマプライムの固溶線温度は、そのガンマプライムの固溶線温度よりも高い温度から急冷した後のガンマプライムのサイズを極小にする。表３は、本発明に係る例の合金についての８００℃におけるガンマプライムのモル％レベルとガンマプライムの固溶線温度の予測される値を示し、二つの公知の合金である７２０ＬｉおよびＲＲ１０００と比較している。実験に基づく研究により、ガンマプライムの実際の割合はこれらの予測値よりも室温においておそらく５０％ほども高いかもしれない、ということが示されている。これを例証するものとして、図２は鍛造したＶ２０７Ｍの溶体化熱処理と析出熱処理の後の二次電子顕微鏡写真を示す。準安定なエータ（η）様の相を避けるために、溶体化熱処理温度は十分に高かった。ガンマ相を除去するために、試料は１０％のリン酸を用いて電解エッチングされた。
【００１９】
【表３】
【００２０】
ｉ）７２０ＬｉとＲＲ１０００の合金が固溶線よりも低い熱処理を受けるとき、一次ガンマはＲＲ１０００においてはガンマプライムの１０〜１５％の割合を占め、７２０Ｌｉにおいてはガンマプライムの１５〜２０％の割合を占めること、およびｉｉ）一次ガンマプライム粒子は耐力とクリープひずみに対する耐性にはあまり寄与しないこと；結晶粒内の二次および三次ガンマプライムのサイズと体積分率が主にこれらの性質を決定づけるが、結晶粒のサイズも耐力にかなりの影響を及ぼすこと、に留意されたい。これらの合金において、二次および三次ガンマプライム粒子の平均のサイズはそれぞれ典型的に、７２０Ｌｉについては１００ｎｍおよび１０〜２０ｎｍであり、ＲＲ１０００については２００ｎｍおよび１０〜２０ｎｍである。
【００２１】
ＮｂとＴａの添加は重要である。というのは、これらの元素はゆっくりした速度の拡散を示すからであり、これは先行技術におけるＡｌとＴｉがガンマプライムから移動して酸化生成物を形成するのと同様に、合金を空気中に高温（６５０〜８００℃）で晒す間に顕著である。
【００２２】
高温腐食と酸化に対する耐性を最適にするために、保護性のクロミア（ｃｈｒｏｍｉａ）のスケール（酸化皮膜）を５００℃以上の温度においてできるだけ速く形成するべきである。組成の次の三つの特徴がこのことを促進する。第一に、ガンマ相におけるＣｒのレベルを最大にすること、第二に、ガンマ相におけるＣｏとＦｅの含有量を最小にすること、そして第三に、Ｔｉを少なくすることによってルチル（ＴｉＯ２）の発生を最少にすることである。安定したクロミア（Ｃｒ２Ｏ３）のスケールの形成を促進するために、発明者は、５００℃と８００℃の間の温度においてガンマ相におけるＣｒのレベルを２５原子％よりも大きくし、そしてＣｏとＦｅのレベルをそれぞれ１７原子％未満にするべきであることを確定した。図３は合金Ｖ２０７Ｋについてのガンマ相における予測される元素含有量を示す。
【００２３】
表２で定義する合金において、表面のスケールは主にＣｒとＴｉの酸化物からなり、そして少量のＮｉ、ＦｅおよびＣｏの酸化物を含むだろう。添加可能なＣｒのレベルは、高温に長時間曝露する間に位相的最密（ＴＣＰ）シグマ（σ）相が形成される傾向があることによって制限される。合金Ｖ２０７Ｍ、Ｎ、ＯおよびＰにおいて、合金のＣｒ含有量は１６原子％から１９原子％に上げられた。これはＭｏの含有量を１．３５原子％から０．３５原子％に減少させることによって可能となり、これにより、ガンマプライム相がガンマ相よりも大きな格子パラメーターを有するために生じる整合ひずみが増大する。Ｃｒのレベルを１９原子％よりもさらに増大させるには、Ｍｏの含有量をさらに減少させる必要があるだろう。しかし、ガンマ相とガンマプライム相の間の格子パラメーターの差が大きいほど、ガンマプライム相における（（結晶粒の）不連続な粗大化のような）不安定さが大きくなるかもしれない。合金Ｖ２０７Ｎ、ＱおよびＲに示されるように、ガンマプライムの格子パラメーターのサイズ、ひいては不適合さは、Ｎｂ含有量を減少させることによって低下させることができる（表４を参照されたい）。
【００２４】
表４は、ガンマ相についての格子パラメーター（ａγ）とガンマプライム相についての格子パラメーター（ａγ’）の予測値から周囲条件において計算された、ガンマ相とガンマプライム相の間の最大の不適合度の予測値を示す。不適合度は（ａγ’−ａγ）／ａγとして定義される。
【００２５】
【表４】
【００２６】
クロミアのスケールの下にシリカ（ＳｉＯ２）の膜を生成するか、あるいはスピネル（ＭｎＣｒ２Ｏ４）の膜を生成するために、ＳｉまたはＭｎのいずれかを十分な量添加し、それによりクロミアのスケールの形成をさらに促進することによって、酸化と高温腐食に対する耐性をさらに改善することができる。ガンマ相とガンマプライム相の間のＳｉとＭｎの分配は主として５００℃以上のガンマ相にある、と予測される。このような温度において、ニッケル合金は酸化による損傷の兆候を示し始める。図４は合金Ｖ２０７Ｈについての温度の関数としてのガンマ相とガンマプライム相におけるＳｉの予測される分配を示し、そして図５は合金Ｖ２０７Ｊについての温度の関数としてのガンマ相とガンマプライム相におけるＭｎの予測される分配を示す。
【００２７】
安定した一次ＭＣ炭化物を生じさせるために、十分な量のＮｂとＴａが添加される（ここでＭはＴｉ、Ｔａ、ＮｂまたはＷを表す）。Ｔｉを主成分とする一次炭化物は安定ではなく、７００℃以上の温度に長時間曝露する間にＭ２３Ｃ６炭化物とＭ６Ｃ炭化物に分解する。これらＭ２３Ｃ６炭化物とＭ６Ｃ炭化物は結晶粒界に膜として、あるいは細長い粒子として形成され、連続した炭化物の膜が形成された場合は、高温の停止疲労サイクルにより極めて高い速度の粒界亀裂成長を起こすことがある。粒界亀裂成長の機構は次の二つの効果の結果であると考えられる：ｉ）応力によって促進される粒界に沿う酸化、およびｉｉ）すべりと粒界の移動。Ｍ２３Ｃ６炭化物の形成によって粒界に隣接するガンマ相からＣｒが除去され、従って、この領域において酸化に対する耐性が低下する。条件により疲労亀裂が生じない場合は、表面に近いＭ２３Ｃ６炭化物からのＣｒが粒界に沿って表面に向かって拡散し、空孔を残すことがある。これらの空孔は内部酸化損傷の一形態であり、亀裂の進展をもたらすことがある。
【００２８】
チタンは規則化Ｌ１２ガンマプライム粒子におけるＡｌを補うので、ガンマプライムによって強化されるニッケル合金に有益である。しかし、不安定なＭＣ炭化物を形成するのに加えて、Ｔｉは、表面の酸化物のスケール中のＣｒ２Ｏ３（クロミア）ノジュール（結節状物）の上に形成するＴｉＯ２（ルチル）ノジュールも生じさせる。表面のルチルノジュールのためのＴｉの供給源はガンマプライムであると考えられ、また表面下のアルミナの「フィンガー」のためにガンマプライムからＡｌが失われることも伴って、高温に長時間曝露する間にガンマプライムの無い領域が生成する。このガンマプライムの無い領域は、ベースの合金と比べて著しく低い耐力と一次クリープ耐性を示し、非弾性ひずみの蓄積をもたらす条件の下で割れやすいと考えられる。これらの影響を最少限にするために、ここで提案する合金においてＴｉのレベルを最少限にするか、あるいはＴｉを完全に除去した（Ｖ２０７ＨおよびＩ）。
【００２９】
これらの合金は、８００℃以下において１０００時間後に位相的最密（ＴＣＰ）シグマ（σ）相の析出量を１％未満とするべきである。粒界における（Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｏを含む）このレベルのシグマ相はＭ２３Ｃ６炭化物の上に析出して、ガンママトリックスからＣｒを除去し、そして停止亀裂成長に対する合金の耐性を低下させる。これらの合金について予測される等温変態曲線（ＴＴＴ曲線）によれば、８００℃以下の温度に１０００時間曝露した後に１％のシグマを析出しないことが示される。ニッケル基合金であるＲＲ１０００についての実験に基づく研究によれば、予測されるＴＴＴ曲線と比べて、シグマ相を析出するのにはその温度においてかなり長い時間を要することが示されている。
【００３０】
クリープひずみの蓄積に対する合金の耐性は、ＷとＭｏによるガンマ相の固溶強化によって最大限にされた。しかし、ＷとＭｏのレベルの合計は約５重量％に制限された。というのは、これらの元素はタイプＩＩの高温腐食損傷に対する合金の耐性に有害な酸性の酸化物を生成するからである。上で示したように、この制限を課することにより、ガンマ相よりも大きな格子パラメーターを有するガンマプライム相の結果として生じる整合ひずみの減少が防がれる。Ｗは特にガンマ相の格子パラメーターを増大させる。これらの引張りひずみは合金の強度に寄与するであろうが、しかし（例えばγ’の不連続なセル状の析出が生じることによる）合金のミクロ組織の安定性に影響を及ぼすほど十分に大きくはないと考えられる。
【００３１】
合金Ｖ２０７Ｇ〜Ｍ、ＯおよびＰにおいて、８５０〜１０５０℃の温度における熱処理の後に準安定なエータ様の相（Ｎｉ６ＡｌＮｂ）を析出させるという選択肢がある。この相は、おそらく不連続なセル状の析出の結果として、粒界に析出すると理解される（Ｅ．Ｊ．Ｐｉｃｋｅｒｉｎｇ他、（２０１２）、「Ａｌｌｖａｃ ７１８プラスにおける粒界析出」、Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ、６０、ｐｐ．２７５７〜２７６９）。このことは図６において例証されていて、この図は鍛造したＶ２０７Ｍの溶体化熱処理と析出熱処理の後の二次電子顕微鏡写真を示す。この場合の溶体化熱処理温度は、準安定なエータ様の相が析出する範囲内であった。ガンマ相を除去するために、試料は１０％のリン酸を用いて電解エッチングされた。現在はこの粒界析出を予測することはできず、特に鍛造による残留ひずみが挙動に強く影響するようである場合に、予測できない。しかし、粒界での酸素の拡散に対するバリヤーとして作用させるために、また粒界領域からγ’を減少させるために、鍛造と熱処理によってエータ様の相を粒界に析出させることができる。これにより、停止亀裂成長に対する改善された耐性を増進させることができる。熱処理の方策もこのことに寄与するが、これについては後に説明するであろう。エータ様の相の析出は１０５０℃以上の温度での溶体化熱処理と急冷、そしてそれに続く８５０℃以下での時効によって避けることができる、ということも理解される。合金Ｖ２０７Ｎ、ＱおよびＲは、このエータ様の相とデルタ相を含まないように設計された。これを達成するために、Ｎｂの含有量は１．７５原子％まで下げられた。これらの組成物において、ＮｂはＭＣ炭化物を形成し、またガンマプライム相に分配される。合金Ｖ２０７Ｋについての予測される相平衡を図７に示す。
【００３２】
ここに開示される例の組成物のいずれにも含まれないが、場合によっては、本発明に係る合金の組成物中に０．５重量％までのＨｆを含有させるのが望ましいかもしれない。ハフニウムはニッケル基のディスク用合金の粒界強度と停止亀裂成長に対する耐性を改善するものとして知られている。しかし、Ｈｆを含む溶融合金においては融解異常（ｍｅｌｔ ａｎｏｍａｌｉｅｓ）が生成する。これらの異常は処理する必要はなく、それらの発生は特定の合金についてのありそうな利益と比較して考える必要があるだろう。
【００３３】
微量元素であるＳおよびＰのレベルは、酸化物のスケールの良好な機械的結合性を促進するために、最小限にされた。このことにより、酸化と高温腐食損傷に対する耐性が向上すると期待される。表２に明示されているよりも低いレベルは、大きな製造サイズの材料のバッチにおいて達成できると期待される。Ｓのレベルが５０ｐｐｍ未満で、Ｐのレベルが５０ｐｐｍ未満であっても本発明の利益は達成できると予想されるが、これらの場合においては、酸化と腐食損傷に対する合金の耐性は低くなるだろう。表２に明示されたＳおよびＰのレベルにより、酸化と腐食損傷に対する耐性は最適になるだろう。
【００３４】
Ｃｏの含有量を低くし、そしてＣｏをＦｅで置き換えることによって、原材料コストは最小限にされた。
【００３５】
【表５】
【００３６】
【表６】
【００３７】
合金の性質に及ぼす様々な元素の添加の効果を表５に要約する。提示された合金の組成は、元素の添加の効果についてのこの理解に基づいて確定された。
本発明に係る合金は粉末冶金技術を用いて製造されると考えられ、例えば、不活性ガス噴霧により得られた小さな粉末粒子（５３μｍ未満のサイズ）がステンレス鋼の容器の中で熱間等方圧プレスを用いて団結され、次いで押出すことによって、微細な結晶粒サイズのビレットが製造される。これらのビレットから増加分が切断され、そして鍛造されるが、これは好ましくは等温条件の下で低いひずみ速度において行われる。ガンマプライムの固溶線温度よりも高温での溶体化熱処理の後に好ましい平均の結晶粒サイズであるＡＳＴＭ９〜７（１６〜３２μｍ）を達成するために、適当な鍛造温度、ひずみ、およびひずみ速度が用いられるだろう。
【００３８】
円板羽根車のための原材料を製造するために、他のビレットと鍛造技術を代わりに用いることができると認められる。鋳造や鍛錬のプロセスのような代替技術、すなわち、三段溶融した（ｔｒｉｐｌｅ ｍｅｌｔｅｄ）インゴットの転換および慣用のプレス鍛造の適否は、（ｉ）許容できる量の融解異常を伴う一貫して均一なインゴットの化学的性質、（ｉｉ）十分に大きな鍛造加工窓（ｆｏｒｇｉｎｇ ｗｉｎｄｏｗ）と亀裂の無い鍛造品、および（iii）熱処理された鍛造品において狭い結晶粒サイズの分布をもたらすための結晶粒成長の制御、を達成することの成功率のレベルに依存するであろう。
【００３９】
本発明に係る合金において特性の必要なバランスを生み出すために、以下の熱処理工程を行う必要もある。
１．好ましい手段は、鍛造品をガンマプライムの固溶線温度よりも高温で十分な時間にわたって溶体化熱処理し、それにより結晶粒サイズを全体にわたって必要な平均の結晶粒サイズであるＡＳＴＭ９〜７（１６〜３２μｍ）まで成長させることである。結晶粒の成長を制御するために、特に遊離した結晶粒がＡＳＴＭ２（１８０μｍ）よりも大きなサイズまで成長するのを防ぐために、適切な鍛造条件と変形のレベルが用いられるだろう。
【００４０】
２．合金Ｇ〜Ｋ、Ｍ、ＯおよびＰについて、１０５０℃未満の温度において第二の熱処理を行うことによって、結晶粒界にエータ様の相を析出させるという選択肢がある。
３．強制的な空冷または送風機による空冷やポリマーまたは油による急冷を用いて、鍛造品を溶体化熱処理温度から室温まで急冷する。
【００４１】
４．析出および応力除去熱処理を８３０℃〜８５０℃の温度において４〜１６時間行い、次いで空冷する。この熱処理は、ｉ）急冷による残留応力を除去し、そしてｉｉ）ガンマプライム粒子を成長させるために必要である。
【００４２】
析出と応力除去熱処理は結晶粒界の領域に隣接する三次ガンマプライムの量を減少させることによって停止サイクルからの低速度の亀裂成長を促進し、これにより局部的なクリープひずみの耐性を低下させ、また疲労亀裂の前方の材料における応力を緩和させると考えられる。この熱処理はまた、三次ガンマプライムを粗大化させ、これにより使用による曝露の間のさらなる粗大化は少なくなり、機械的性質は低下しないであろう。
【００４３】
ここで提案される合金は、現行のニッケル合金であるＲＲ１０００と比較して、また比重の差（周囲温度において、ＲＲ１０００について８．２１ｇ・ｃｍ−３、Ｖ２０７Ｇ〜Ｍ、ＯおよびＰについて８．３４〜８．４６ｇ・ｃｍ−３、そしてＶ２０７Ｎ、ＱおよびＲについて８．２２〜８．２５ｇ・ｃｍ−３）を考慮にいれて、下記の材料特性を示すことが期待される。
【００４４】
６５０〜８００℃の温度における酸化と高温腐食損傷に対する改善された耐性；ＡＳＴＭ９〜７（１６〜３２μｍ）の平均の結晶粒サイズを有する合金について２０〜８００℃の温度における改善された引張り耐力；６５０〜８００℃の温度におけるクリープひずみの蓄積に対する改善された耐性；６００℃を超える温度において粗大な結晶粒のＲＲ１０００と同等の停止亀裂成長に対する耐性；６００℃を超える温度における改善された停止疲労耐久挙動；ＡＳＴＭ９〜７（１６〜３２μｍ）の平均の結晶粒サイズを有する合金について６００℃未満の温度における同等であるかまたは改善された疲労耐久挙動；高温に曝露する（例えば８００℃において１０００時間）間の改善されたミクロ組織安定性；熱処理後の鍛造品における低いレベルの残留応力（これにより部品を製造する間のゆがみが最小限となるだろう）；低いビレットのコスト（すなわち、原材料コスト）。
【００４５】
寿命を短くする高温腐食の深さと酸化損傷が生じる時間は、６５０℃〜８００℃の温度において７２０ＬｉおよびＲＲ１０００のような現行の合金のものよりも二倍になることが期待される。
【００４６】
従って、本発明は円板羽根車の用途のための鍛造品を製造するのに特に適した一連のニッケル基合金を提供する。これらの合金から製造された構成部品は、かなり高い温度において用いることを可能にするバランスのとれた材料特性を有するであろう。公知の合金と比べて、本発明に係る合金は、環境劣化に対する耐性と高温での機械的性質（例えば耐力、クリープひずみの蓄積や停止疲労に対する耐性および損傷許容性）との間の良好なバランスを達成する。これにより本発明に係る合金は、７００〜７５０℃の温度に制限されている公知の合金と比べて、８００℃までの温度で作動する部品のために用いることが可能になる。
【００４７】
これらの改善された性質は、ｉ）組成の確定、ｉｉ）ビレットと鍛造品のための加工処理ルート、およびiii）鍛造品の熱処理、によって達成される。組成に関して、特に払われた配慮は、ｉ）高温に曝露する間にクロミアのスケールの可能な限り速い形成が促進されるようにＣｒの含有量を最大限にすること、ｉｉ）酸化と耐高温腐食性に対して有害であると考えられる元素を最小限にすること、およびiii）結晶粒界の酸化に対する拡散バリヤーの生成、である。そのようなバリヤーには、結晶粒界でのエータ様の相の析出と、ＳｉＯ２膜とＭｎＣｒ２Ｏ４膜の形成による安定したＣｒ２Ｏ３のスケールの促進が含まれる。
【００４８】
本発明に係る合金はガスタービンエンジンにおける円板羽根車の用途に特に適しているが、それらは他の用途に用いてもよいと考えられる。例えば、ガスタービンの分野においては、それらは燃焼器またはタービンケーシングに用いるのに特に適していると考えられるが、これらは材料の性質の期待される改善、特に耐力とクリープひずみの蓄積に対する耐性の改善から利益を得るだろう。圧縮機の吐出温度とタービンの入口温度は次第に上昇するので、熱効率ひいては燃料の消費の改善を促進するために、燃焼器とタービンの静止した構成部品の温度も必然的に上昇する。そのような構成部品は従来の鋳造プロセスや鍛錬のプロセス（すなわち鍛造からのプロセス）によって、あるいは粉末冶金法によって製造することができる。高度に合金化された組成物であって、構成部品の形状に近い圧縮粉を製造することができて、従って必要な材料の量と部品を切削加工するのに要する時間が低減される場合は、後者の方法が好ましい。
【技術分野】
【０００１】
本発明はニッケル基合金に関し、特に（限定するものではないが）ガスタービンエンジンの圧縮機やタービンディスクにおいて用いるのに適した合金に関する。そのようなディスクはガスタービンエンジンの重要な構成要素であり、運転中のそのような要素の破損は通常大惨事を招く。
【背景技術】
【０００２】
ガスタービンエンジンにおける円板羽根車（例えば高圧（ＨＰ）圧縮機やタービンにおけるもの）をより高い圧縮機出口温度やより速い回転軸速度において作動させることを可能にするために、改良された合金に対する継続した必要性がある。加えて、航空機をより速く高所へ移動させることによって燃料の燃焼を低減するとともに空港周辺の混みあった空域を安全に通過するために、上昇速度を速くすることが民間航空会社によってますます必要とされていて、このことはエンジンを最大出力において使用しなければならない時間が著しく増大していることを意味する。これらの運転条件は高温における長い停止時間を伴う疲労周期を生じさせ、この場合、酸化と時間依存性の変形が低周期疲労に対する耐性にかなりの影響を及ぼす。その結果、合金の他の機械的および物理的性質を犠牲にすることなく、あるいは合金の比重を増大させることなく、表面環境損傷と停止疲労（ｄｗｅｌｌ ｆａｔｉｇｕｅ）亀裂成長に対する合金の耐性を改善するとともに、耐力（保証強さ）を向上させる必要がある。
【０００３】
公知の合金は、そのような運転条件に対して必要な性質のバランス、特に６００℃〜８００℃の範囲の温度における保持サイクルの下での損傷許容性、環境損傷に対する耐性、ミクロ組織の安定性および高いレベルの耐力のバランスを与えることができない。従って、部品の寿命が許容できないほど短いために、それらは７５０℃〜８００℃のピーク温度におけるディスクの用途のための望ましい候補ではない。
【０００４】
幾つかの公知のニッケル基合金は、改善された高温強度とクリープひずみの蓄積に対する耐性を得るために、そして安定した塊状材料のミクロ組織を得るために（これにより有害な位相的最密相の析出を防ぐために）、表面の環境劣化（酸化とタイプＩＩの高温腐食）に対する折衷された耐性を有する。
【０００５】
タービンディスクは一般に６５０℃以上の温度に晒され、そして将来のエンジン設計においては７００℃以上の温度に晒されるだろう。ディスクの温度が上昇し続けるとき、酸化と高温腐食損傷がディスクの寿命を限定し始めるだろう。従って、将来のディスク用合金の設計においては、他の性質よりも酸化と高温腐食に対する耐性を優先させる必要がある。
【０００６】
適当な合金が無い場合は、ディスクに環境保護性を付与する必要があるが、それは望ましいことではなく、また技術的に非常に困難である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の目的は、７００℃以上で、そして８００℃のピーク温度まで、長期間にわたって機能しうるニッケル基合金を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は特許請求の範囲に提示されたニッケル基合金を提供する。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
単に例示する目的で添付図面を参照することによって、本発明をさらに十分に説明する。
【図１】図１は実施例の合金であるＶ２０７Ｋについてのガンマプライム相における予測される元素含有量を示す。
【図２】図２は鍛造したＶ２０７Ｍの二次電子顕微鏡写真を示す。
【図３】図３は合金Ｖ２０７Ｋについてのガンマ相における予測される元素含有量を示す。
【図４】図４は実施例の合金であるＶ２０７Ｈについての温度の関数としてのガンマ相とガンマプライム相におけるＳｉの予測される分配を示す。
【図５】図５は合金Ｖ２０７Ｊについての温度の関数としてのガンマ相とガンマプライム相におけるＭｎの予測される分配を示す。
【図６】図６は鍛造したＶ２０７Ｍの別の二次電子顕微鏡写真を示す。
【図７】図７は合金Ｖ２０７Ｋについての予測される相平衡を示す。
【００１０】
図２と図６はＰ．Ｍ．Ｍｉｇｎａｎｅｌｌｉ（（２０１２）、Ｐｈ．Ｄ．Ｐｒｏｊｅｃｔ、ケンブリッジ大学）から借用した。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明に係る合金の組成を明確にするにあたって、その目的は、不規則化面心立方ガンマ（γ）相が規則化Ｌ１２ガンマプライム（γ’）相によって析出強化される合金を製造することであった。
【００１２】
発明者は、以下の組成についての方策によって、高温耐力、疲労損傷とクリープひずみの蓄積に対する耐性、損傷許容度および酸化・高温腐食損傷の間の必要なバランスがもたらされることを明らかにした。
【００１３】
本発明に従う１２の例の合金を製造したが、これらについては後に詳細に説明する。それらの組成の細目を表２（ｉ）において原子パーセント（ａｔ．％）で挙げていて、また表２（ｉｉ）において重量パーセント（ｗｔ．％）で挙げている。
【００１４】
【表１】
【００１５】
【表２】
【００１６】
これら１２の例の合金は便宜上６のグループに分けることができるが、ここで組成は重量パーセントで示される。
グループ１、公称として５．５Ｎｂ、１４Ｃｒ、０．５５Ｓｉ（合金ＧおよびＨ）
グループ２、公称として５．５Ｎｂ、１４Ｃｒ、０．９Ｍｎ（合金ＩおよびＪ）
グループ３、公称として５．５Ｎｂ、１４Ｃｒ（合金Ｋ）
グループ４、公称として７．１Ｎｂ、１４Ｃｒ（合金Ｌ）
グループ５、公称として５．５Ｎｂ、１６．７Ｃｒ（合金Ｍ、ＯおよびＰ）
グループ６、公称として２．８Ｎｂ、１７．２Ｃｒ（合金Ｎ、ＱおよびＲ）。
【００１７】
必要な耐力とクリープひずみの蓄積に対する耐性を達成するために、少なくとも４０モル％の微細な（約５０ｎｍの平均サイズの）γ’粒子（Ｎｉ３Ｘ、ここでＸはＡｌ、Ｎｂ、ＴｉまたはＴａ）が８００℃において析出するべきである。図１は合金Ｖ２０７Ｋについてのガンマプライム相における予測される元素含有量を示す。高い体積分率の小さなガンマプライム析出物が転位の移動を効果的に妨げ、そして良好な高温耐力を生じさせるだろう。理想的には、合金を溶体化熱処理温度から急冷し、そして析出（時効）熱処理を行った後に、約５０ｎｍの平均のガンマプライム粒子サイズを生じさせるべきである。
【００１８】
固相線とガンマプライムの固溶線温度は、高いレベルのＮｂ、ＣｒおよびＦｅを添加し、そしてＡｌとＴｉのレベルを制限することによって低下した。Ｓｉもガンマプライムの固溶線温度を低下させると考えられる。低いガンマプライムの固溶線温度は、そのガンマプライムの固溶線温度よりも高い温度から急冷した後のガンマプライムのサイズを極小にする。表３は、本発明に係る例の合金についての８００℃におけるガンマプライムのモル％レベルとガンマプライムの固溶線温度の予測される値を示し、二つの公知の合金である７２０ＬｉおよびＲＲ１０００と比較している。実験に基づく研究により、ガンマプライムの実際の割合はこれらの予測値よりも室温においておそらく５０％ほども高いかもしれない、ということが示されている。これを例証するものとして、図２は鍛造したＶ２０７Ｍの溶体化熱処理と析出熱処理の後の二次電子顕微鏡写真を示す。準安定なエータ（η）様の相を避けるために、溶体化熱処理温度は十分に高かった。ガンマ相を除去するために、試料は１０％のリン酸を用いて電解エッチングされた。
【００１９】
【表３】
【００２０】
ｉ）７２０ＬｉとＲＲ１０００の合金が固溶線よりも低い熱処理を受けるとき、一次ガンマはＲＲ１０００においてはガンマプライムの１０〜１５％の割合を占め、７２０Ｌｉにおいてはガンマプライムの１５〜２０％の割合を占めること、およびｉｉ）一次ガンマプライム粒子は耐力とクリープひずみに対する耐性にはあまり寄与しないこと；結晶粒内の二次および三次ガンマプライムのサイズと体積分率が主にこれらの性質を決定づけるが、結晶粒のサイズも耐力にかなりの影響を及ぼすこと、に留意されたい。これらの合金において、二次および三次ガンマプライム粒子の平均のサイズはそれぞれ典型的に、７２０Ｌｉについては１００ｎｍおよび１０〜２０ｎｍであり、ＲＲ１０００については２００ｎｍおよび１０〜２０ｎｍである。
【００２１】
ＮｂとＴａの添加は重要である。というのは、これらの元素はゆっくりした速度の拡散を示すからであり、これは先行技術におけるＡｌとＴｉがガンマプライムから移動して酸化生成物を形成するのと同様に、合金を空気中に高温（６５０〜８００℃）で晒す間に顕著である。
【００２２】
高温腐食と酸化に対する耐性を最適にするために、保護性のクロミア（ｃｈｒｏｍｉａ）のスケール（酸化皮膜）を５００℃以上の温度においてできるだけ速く形成するべきである。組成の次の三つの特徴がこのことを促進する。第一に、ガンマ相におけるＣｒのレベルを最大にすること、第二に、ガンマ相におけるＣｏとＦｅの含有量を最小にすること、そして第三に、Ｔｉを少なくすることによってルチル（ＴｉＯ２）の発生を最少にすることである。安定したクロミア（Ｃｒ２Ｏ３）のスケールの形成を促進するために、発明者は、５００℃と８００℃の間の温度においてガンマ相におけるＣｒのレベルを２５原子％よりも大きくし、そしてＣｏとＦｅのレベルをそれぞれ１７原子％未満にするべきであることを確定した。図３は合金Ｖ２０７Ｋについてのガンマ相における予測される元素含有量を示す。
【００２３】
表２で定義する合金において、表面のスケールは主にＣｒとＴｉの酸化物からなり、そして少量のＮｉ、ＦｅおよびＣｏの酸化物を含むだろう。添加可能なＣｒのレベルは、高温に長時間曝露する間に位相的最密（ＴＣＰ）シグマ（σ）相が形成される傾向があることによって制限される。合金Ｖ２０７Ｍ、Ｎ、ＯおよびＰにおいて、合金のＣｒ含有量は１６原子％から１９原子％に上げられた。これはＭｏの含有量を１．３５原子％から０．３５原子％に減少させることによって可能となり、これにより、ガンマプライム相がガンマ相よりも大きな格子パラメーターを有するために生じる整合ひずみが増大する。Ｃｒのレベルを１９原子％よりもさらに増大させるには、Ｍｏの含有量をさらに減少させる必要があるだろう。しかし、ガンマ相とガンマプライム相の間の格子パラメーターの差が大きいほど、ガンマプライム相における（（結晶粒の）不連続な粗大化のような）不安定さが大きくなるかもしれない。合金Ｖ２０７Ｎ、ＱおよびＲに示されるように、ガンマプライムの格子パラメーターのサイズ、ひいては不適合さは、Ｎｂ含有量を減少させることによって低下させることができる（表４を参照されたい）。
【００２４】
表４は、ガンマ相についての格子パラメーター（ａγ）とガンマプライム相についての格子パラメーター（ａγ’）の予測値から周囲条件において計算された、ガンマ相とガンマプライム相の間の最大の不適合度の予測値を示す。不適合度は（ａγ’−ａγ）／ａγとして定義される。
【００２５】
【表４】
【００２６】
クロミアのスケールの下にシリカ（ＳｉＯ２）の膜を生成するか、あるいはスピネル（ＭｎＣｒ２Ｏ４）の膜を生成するために、ＳｉまたはＭｎのいずれかを十分な量添加し、それによりクロミアのスケールの形成をさらに促進することによって、酸化と高温腐食に対する耐性をさらに改善することができる。ガンマ相とガンマプライム相の間のＳｉとＭｎの分配は主として５００℃以上のガンマ相にある、と予測される。このような温度において、ニッケル合金は酸化による損傷の兆候を示し始める。図４は合金Ｖ２０７Ｈについての温度の関数としてのガンマ相とガンマプライム相におけるＳｉの予測される分配を示し、そして図５は合金Ｖ２０７Ｊについての温度の関数としてのガンマ相とガンマプライム相におけるＭｎの予測される分配を示す。
【００２７】
安定した一次ＭＣ炭化物を生じさせるために、十分な量のＮｂとＴａが添加される（ここでＭはＴｉ、Ｔａ、ＮｂまたはＷを表す）。Ｔｉを主成分とする一次炭化物は安定ではなく、７００℃以上の温度に長時間曝露する間にＭ２３Ｃ６炭化物とＭ６Ｃ炭化物に分解する。これらＭ２３Ｃ６炭化物とＭ６Ｃ炭化物は結晶粒界に膜として、あるいは細長い粒子として形成され、連続した炭化物の膜が形成された場合は、高温の停止疲労サイクルにより極めて高い速度の粒界亀裂成長を起こすことがある。粒界亀裂成長の機構は次の二つの効果の結果であると考えられる：ｉ）応力によって促進される粒界に沿う酸化、およびｉｉ）すべりと粒界の移動。Ｍ２３Ｃ６炭化物の形成によって粒界に隣接するガンマ相からＣｒが除去され、従って、この領域において酸化に対する耐性が低下する。条件により疲労亀裂が生じない場合は、表面に近いＭ２３Ｃ６炭化物からのＣｒが粒界に沿って表面に向かって拡散し、空孔を残すことがある。これらの空孔は内部酸化損傷の一形態であり、亀裂の進展をもたらすことがある。
【００２８】
チタンは規則化Ｌ１２ガンマプライム粒子におけるＡｌを補うので、ガンマプライムによって強化されるニッケル合金に有益である。しかし、不安定なＭＣ炭化物を形成するのに加えて、Ｔｉは、表面の酸化物のスケール中のＣｒ２Ｏ３（クロミア）ノジュール（結節状物）の上に形成するＴｉＯ２（ルチル）ノジュールも生じさせる。表面のルチルノジュールのためのＴｉの供給源はガンマプライムであると考えられ、また表面下のアルミナの「フィンガー」のためにガンマプライムからＡｌが失われることも伴って、高温に長時間曝露する間にガンマプライムの無い領域が生成する。このガンマプライムの無い領域は、ベースの合金と比べて著しく低い耐力と一次クリープ耐性を示し、非弾性ひずみの蓄積をもたらす条件の下で割れやすいと考えられる。これらの影響を最少限にするために、ここで提案する合金においてＴｉのレベルを最少限にするか、あるいはＴｉを完全に除去した（Ｖ２０７ＨおよびＩ）。
【００２９】
これらの合金は、８００℃以下において１０００時間後に位相的最密（ＴＣＰ）シグマ（σ）相の析出量を１％未満とするべきである。粒界における（Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｏを含む）このレベルのシグマ相はＭ２３Ｃ６炭化物の上に析出して、ガンママトリックスからＣｒを除去し、そして停止亀裂成長に対する合金の耐性を低下させる。これらの合金について予測される等温変態曲線（ＴＴＴ曲線）によれば、８００℃以下の温度に１０００時間曝露した後に１％のシグマを析出しないことが示される。ニッケル基合金であるＲＲ１０００についての実験に基づく研究によれば、予測されるＴＴＴ曲線と比べて、シグマ相を析出するのにはその温度においてかなり長い時間を要することが示されている。
【００３０】
クリープひずみの蓄積に対する合金の耐性は、ＷとＭｏによるガンマ相の固溶強化によって最大限にされた。しかし、ＷとＭｏのレベルの合計は約５重量％に制限された。というのは、これらの元素はタイプＩＩの高温腐食損傷に対する合金の耐性に有害な酸性の酸化物を生成するからである。上で示したように、この制限を課することにより、ガンマ相よりも大きな格子パラメーターを有するガンマプライム相の結果として生じる整合ひずみの減少が防がれる。Ｗは特にガンマ相の格子パラメーターを増大させる。これらの引張りひずみは合金の強度に寄与するであろうが、しかし（例えばγ’の不連続なセル状の析出が生じることによる）合金のミクロ組織の安定性に影響を及ぼすほど十分に大きくはないと考えられる。
【００３１】
合金Ｖ２０７Ｇ〜Ｍ、ＯおよびＰにおいて、８５０〜１０５０℃の温度における熱処理の後に準安定なエータ様の相（Ｎｉ６ＡｌＮｂ）を析出させるという選択肢がある。この相は、おそらく不連続なセル状の析出の結果として、粒界に析出すると理解される（Ｅ．Ｊ．Ｐｉｃｋｅｒｉｎｇ他、（２０１２）、「Ａｌｌｖａｃ ７１８プラスにおける粒界析出」、Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ、６０、ｐｐ．２７５７〜２７６９）。このことは図６において例証されていて、この図は鍛造したＶ２０７Ｍの溶体化熱処理と析出熱処理の後の二次電子顕微鏡写真を示す。この場合の溶体化熱処理温度は、準安定なエータ様の相が析出する範囲内であった。ガンマ相を除去するために、試料は１０％のリン酸を用いて電解エッチングされた。現在はこの粒界析出を予測することはできず、特に鍛造による残留ひずみが挙動に強く影響するようである場合に、予測できない。しかし、粒界での酸素の拡散に対するバリヤーとして作用させるために、また粒界領域からγ’を減少させるために、鍛造と熱処理によってエータ様の相を粒界に析出させることができる。これにより、停止亀裂成長に対する改善された耐性を増進させることができる。熱処理の方策もこのことに寄与するが、これについては後に説明するであろう。エータ様の相の析出は１０５０℃以上の温度での溶体化熱処理と急冷、そしてそれに続く８５０℃以下での時効によって避けることができる、ということも理解される。合金Ｖ２０７Ｎ、ＱおよびＲは、このエータ様の相とデルタ相を含まないように設計された。これを達成するために、Ｎｂの含有量は１．７５原子％まで下げられた。これらの組成物において、ＮｂはＭＣ炭化物を形成し、またガンマプライム相に分配される。合金Ｖ２０７Ｋについての予測される相平衡を図７に示す。
【００３２】
ここに開示される例の組成物のいずれにも含まれないが、場合によっては、本発明に係る合金の組成物中に０．５重量％までのＨｆを含有させるのが望ましいかもしれない。ハフニウムはニッケル基のディスク用合金の粒界強度と停止亀裂成長に対する耐性を改善するものとして知られている。しかし、Ｈｆを含む溶融合金においては融解異常（ｍｅｌｔ ａｎｏｍａｌｉｅｓ）が生成する。これらの異常は処理する必要はなく、それらの発生は特定の合金についてのありそうな利益と比較して考える必要があるだろう。
【００３３】
微量元素であるＳおよびＰのレベルは、酸化物のスケールの良好な機械的結合性を促進するために、最小限にされた。このことにより、酸化と高温腐食損傷に対する耐性が向上すると期待される。表２に明示されているよりも低いレベルは、大きな製造サイズの材料のバッチにおいて達成できると期待される。Ｓのレベルが５０ｐｐｍ未満で、Ｐのレベルが５０ｐｐｍ未満であっても本発明の利益は達成できると予想されるが、これらの場合においては、酸化と腐食損傷に対する合金の耐性は低くなるだろう。表２に明示されたＳおよびＰのレベルにより、酸化と腐食損傷に対する耐性は最適になるだろう。
【００３４】
Ｃｏの含有量を低くし、そしてＣｏをＦｅで置き換えることによって、原材料コストは最小限にされた。
【００３５】
【表５】
【００３６】
【表６】
【００３７】
合金の性質に及ぼす様々な元素の添加の効果を表５に要約する。提示された合金の組成は、元素の添加の効果についてのこの理解に基づいて確定された。
本発明に係る合金は粉末冶金技術を用いて製造されると考えられ、例えば、不活性ガス噴霧により得られた小さな粉末粒子（５３μｍ未満のサイズ）がステンレス鋼の容器の中で熱間等方圧プレスを用いて団結され、次いで押出すことによって、微細な結晶粒サイズのビレットが製造される。これらのビレットから増加分が切断され、そして鍛造されるが、これは好ましくは等温条件の下で低いひずみ速度において行われる。ガンマプライムの固溶線温度よりも高温での溶体化熱処理の後に好ましい平均の結晶粒サイズであるＡＳＴＭ９〜７（１６〜３２μｍ）を達成するために、適当な鍛造温度、ひずみ、およびひずみ速度が用いられるだろう。
【００３８】
円板羽根車のための原材料を製造するために、他のビレットと鍛造技術を代わりに用いることができると認められる。鋳造や鍛錬のプロセスのような代替技術、すなわち、三段溶融した（ｔｒｉｐｌｅ ｍｅｌｔｅｄ）インゴットの転換および慣用のプレス鍛造の適否は、（ｉ）許容できる量の融解異常を伴う一貫して均一なインゴットの化学的性質、（ｉｉ）十分に大きな鍛造加工窓（ｆｏｒｇｉｎｇ ｗｉｎｄｏｗ）と亀裂の無い鍛造品、および（iii）熱処理された鍛造品において狭い結晶粒サイズの分布をもたらすための結晶粒成長の制御、を達成することの成功率のレベルに依存するであろう。
【００３９】
本発明に係る合金において特性の必要なバランスを生み出すために、以下の熱処理工程を行う必要もある。
１．好ましい手段は、鍛造品をガンマプライムの固溶線温度よりも高温で十分な時間にわたって溶体化熱処理し、それにより結晶粒サイズを全体にわたって必要な平均の結晶粒サイズであるＡＳＴＭ９〜７（１６〜３２μｍ）まで成長させることである。結晶粒の成長を制御するために、特に遊離した結晶粒がＡＳＴＭ２（１８０μｍ）よりも大きなサイズまで成長するのを防ぐために、適切な鍛造条件と変形のレベルが用いられるだろう。
【００４０】
２．合金Ｇ〜Ｋ、Ｍ、ＯおよびＰについて、１０５０℃未満の温度において第二の熱処理を行うことによって、結晶粒界にエータ様の相を析出させるという選択肢がある。
３．強制的な空冷または送風機による空冷やポリマーまたは油による急冷を用いて、鍛造品を溶体化熱処理温度から室温まで急冷する。
【００４１】
４．析出および応力除去熱処理を８３０℃〜８５０℃の温度において４〜１６時間行い、次いで空冷する。この熱処理は、ｉ）急冷による残留応力を除去し、そしてｉｉ）ガンマプライム粒子を成長させるために必要である。
【００４２】
析出と応力除去熱処理は結晶粒界の領域に隣接する三次ガンマプライムの量を減少させることによって停止サイクルからの低速度の亀裂成長を促進し、これにより局部的なクリープひずみの耐性を低下させ、また疲労亀裂の前方の材料における応力を緩和させると考えられる。この熱処理はまた、三次ガンマプライムを粗大化させ、これにより使用による曝露の間のさらなる粗大化は少なくなり、機械的性質は低下しないであろう。
【００４３】
ここで提案される合金は、現行のニッケル合金であるＲＲ１０００と比較して、また比重の差（周囲温度において、ＲＲ１０００について８．２１ｇ・ｃｍ−３、Ｖ２０７Ｇ〜Ｍ、ＯおよびＰについて８．３４〜８．４６ｇ・ｃｍ−３、そしてＶ２０７Ｎ、ＱおよびＲについて８．２２〜８．２５ｇ・ｃｍ−３）を考慮にいれて、下記の材料特性を示すことが期待される。
【００４４】
６５０〜８００℃の温度における酸化と高温腐食損傷に対する改善された耐性；ＡＳＴＭ９〜７（１６〜３２μｍ）の平均の結晶粒サイズを有する合金について２０〜８００℃の温度における改善された引張り耐力；６５０〜８００℃の温度におけるクリープひずみの蓄積に対する改善された耐性；６００℃を超える温度において粗大な結晶粒のＲＲ１０００と同等の停止亀裂成長に対する耐性；６００℃を超える温度における改善された停止疲労耐久挙動；ＡＳＴＭ９〜７（１６〜３２μｍ）の平均の結晶粒サイズを有する合金について６００℃未満の温度における同等であるかまたは改善された疲労耐久挙動；高温に曝露する（例えば８００℃において１０００時間）間の改善されたミクロ組織安定性；熱処理後の鍛造品における低いレベルの残留応力（これにより部品を製造する間のゆがみが最小限となるだろう）；低いビレットのコスト（すなわち、原材料コスト）。
【００４５】
寿命を短くする高温腐食の深さと酸化損傷が生じる時間は、６５０℃〜８００℃の温度において７２０ＬｉおよびＲＲ１０００のような現行の合金のものよりも二倍になることが期待される。
【００４６】
従って、本発明は円板羽根車の用途のための鍛造品を製造するのに特に適した一連のニッケル基合金を提供する。これらの合金から製造された構成部品は、かなり高い温度において用いることを可能にするバランスのとれた材料特性を有するであろう。公知の合金と比べて、本発明に係る合金は、環境劣化に対する耐性と高温での機械的性質（例えば耐力、クリープひずみの蓄積や停止疲労に対する耐性および損傷許容性）との間の良好なバランスを達成する。これにより本発明に係る合金は、７００〜７５０℃の温度に制限されている公知の合金と比べて、８００℃までの温度で作動する部品のために用いることが可能になる。
【００４７】
これらの改善された性質は、ｉ）組成の確定、ｉｉ）ビレットと鍛造品のための加工処理ルート、およびiii）鍛造品の熱処理、によって達成される。組成に関して、特に払われた配慮は、ｉ）高温に曝露する間にクロミアのスケールの可能な限り速い形成が促進されるようにＣｒの含有量を最大限にすること、ｉｉ）酸化と耐高温腐食性に対して有害であると考えられる元素を最小限にすること、およびiii）結晶粒界の酸化に対する拡散バリヤーの生成、である。そのようなバリヤーには、結晶粒界でのエータ様の相の析出と、ＳｉＯ２膜とＭｎＣｒ２Ｏ４膜の形成による安定したＣｒ２Ｏ３のスケールの促進が含まれる。
【００４８】
本発明に係る合金はガスタービンエンジンにおける円板羽根車の用途に特に適しているが、それらは他の用途に用いてもよいと考えられる。例えば、ガスタービンの分野においては、それらは燃焼器またはタービンケーシングに用いるのに特に適していると考えられるが、これらは材料の性質の期待される改善、特に耐力とクリープひずみの蓄積に対する耐性の改善から利益を得るだろう。圧縮機の吐出温度とタービンの入口温度は次第に上昇するので、熱効率ひいては燃料の消費の改善を促進するために、燃焼器とタービンの静止した構成部品の温度も必然的に上昇する。そのような構成部品は従来の鋳造プロセスや鍛錬のプロセス（すなわち鍛造からのプロセス）によって、あるいは粉末冶金法によって製造することができる。高度に合金化された組成物であって、構成部品の形状に近い圧縮粉を製造することができて、従って必要な材料の量と部品を切削加工するのに要する時間が低減される場合は、後者の方法が好ましい。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １３．７〜１７．５；Ｃｏ ２．５〜５．６；Ｆｅ ８．０〜９．３；Ｓｉ ０．０〜０．６；Ｍｎ ０．０〜０．９５；Ｍｏ ０．５〜２．３；Ｗ ２．７〜３．０；Ａｌ ２．２〜３．５；Ｎｂ ２．７〜７．２；Ｔｉ ０．０〜０．８５；Ｔａ ０．０〜３．２５；Ｈｆ ０．０〜０．５；Ｃ ０．０１〜０．０５；Ｂ ０．０２〜０．０４；Ｚｒ０．０４〜０．０６；Ｍｇ ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有するニッケル基合金。
【請求項２】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １３．８〜１４．７；Ｃｏ ３．５〜４．６；Ｆｅ ８．０〜９．２；Ｓｉ ０．５〜０．６；Ｍｏ ２．１〜２．３；Ｗ ２．７〜３．０；Ａｌ ２．２〜２．８；Ｎｂ ５．４〜５．７；Ｔｉ ０．００〜０．８５；Ｔａ １．９５〜３．２５；Ｃ０．０１〜０．０５；Ｂ ０．０２〜０．０４；Ｚｒ０．０４〜０．０６；Ｍｇ ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項３】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １３．７〜１４．４；Ｃｏ ３．５〜４．５；Ｆｅ ８．０〜９．０；Ｍｎ ０．８５〜０．９５；Ｍｏ ２．１〜２．３；Ｗ ２．７〜２．９；Ａｌ ２．４〜２．９；Ｎｂ ５．４〜５．６；Ｔｉ ０．００〜０．８５；Ｔａ １．９５〜３．１５；Ｃ０．０１〜０．０５；Ｂ ０．０２〜０．０４；Ｚｒ０．０４〜０．０６；Ｍｇ ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項４】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １３．８〜１４．４；Ｃｏ ４．５〜５．５；Ｆｅ ８．０〜９．０；Ｍｏ ２．１〜２．３；Ｗ ２．７〜２．９；Ａｌ２．４〜２．６；Ｎｂ ５．４〜５．６；Ｔｉ ０．７５〜０．８５；Ｔａ １．９５〜２．２５；Ｃ０．０１〜０．０５；Ｂ ０．０２〜０．０４；Ｚｒ０．０４〜０．０６；Ｍｇ ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項５】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １３．９〜１４．５；Ｃｏ ３．５〜４．５；Ｆｅ ８．１〜９．１；Ｍｏ ２．１〜２．３；Ｗ ２．７〜２．９；Ａｌ２．４〜２．６；Ｎｂ ７．０〜７．２；Ｔｉ ０．７５〜０．８５；Ｃ ０．０１〜０．０５；Ｂ０．０２〜０．０４；Ｚｒ ０．０４〜０．０６；Ｍｇ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項６】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １６．２〜１７．２；Ｃｏ ２．５〜４．５；Ｆｅ ８．１〜９．１；Ｓｉ ０．０〜０．６；Ｍｎ ０．００〜０．９５；Ｍｏ ０．５〜０．７；Ｗ ２．７〜２．９；Ａｌ ２．２〜２．６；Ｎｂ ５．４〜５．６；Ｔｉ ０．７５〜０．８５；Ｔａ ２．０５〜２．３５；Ｃ ０．０１〜０．０５；Ｂ０．０２〜０．０４；Ｚｒ ０．０４〜０．０６；Ｍｇ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項７】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １６．９〜１７．５；Ｃｏ ２．６〜５．６；Ｆｅ ８．３〜９．３；Ｓｉ ０．０〜０．６；Ｍｎ ０．００〜０．９５；Ｍｏ ０．５〜０．７；Ｗ ２．８〜３．０；Ａｌ ２．２〜３．５；Ｎｂ ２．７〜２．９；Ｔｉ ０．７５〜０．８５；Ｔａ ２．０５〜２．３５；Ｃ ０．０１〜０．０５；Ｂ０．０２〜０．０４；Ｚｒ ０．０４〜０．０６；Ｍｇ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項８】
Ｓの含有量が５ｐｐｍ未満である、請求項１から７のいずれかに記載のニッケル基合金。
【請求項９】
Ｐの含有量が１０ｐｐｍ未満である、請求項１から８のいずれかに記載のニッケル基合金。
【請求項１】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １３．７〜１７．５；Ｃｏ ２．５〜５．６；Ｆｅ ８．０〜９．３；Ｓｉ ０．０〜０．６；Ｍｎ ０．０〜０．９５；Ｍｏ ０．５〜２．３；Ｗ ２．７〜３．０；Ａｌ ２．２〜３．５；Ｎｂ ２．７〜７．２；Ｔｉ ０．０〜０．８５；Ｔａ ０．０〜３．２５；Ｈｆ ０．０〜０．５；Ｃ ０．０１〜０．０５；Ｂ ０．０２〜０．０４；Ｚｒ０．０４〜０．０６；Ｍｇ ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有するニッケル基合金。
【請求項２】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １３．８〜１４．７；Ｃｏ ３．５〜４．６；Ｆｅ ８．０〜９．２；Ｓｉ ０．５〜０．６；Ｍｏ ２．１〜２．３；Ｗ ２．７〜３．０；Ａｌ ２．２〜２．８；Ｎｂ ５．４〜５．７；Ｔｉ ０．００〜０．８５；Ｔａ １．９５〜３．２５；Ｃ０．０１〜０．０５；Ｂ ０．０２〜０．０４；Ｚｒ０．０４〜０．０６；Ｍｇ ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項３】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １３．７〜１４．４；Ｃｏ ３．５〜４．５；Ｆｅ ８．０〜９．０；Ｍｎ ０．８５〜０．９５；Ｍｏ ２．１〜２．３；Ｗ ２．７〜２．９；Ａｌ ２．４〜２．９；Ｎｂ ５．４〜５．６；Ｔｉ ０．００〜０．８５；Ｔａ １．９５〜３．１５；Ｃ０．０１〜０．０５；Ｂ ０．０２〜０．０４；Ｚｒ０．０４〜０．０６；Ｍｇ ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項４】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １３．８〜１４．４；Ｃｏ ４．５〜５．５；Ｆｅ ８．０〜９．０；Ｍｏ ２．１〜２．３；Ｗ ２．７〜２．９；Ａｌ２．４〜２．６；Ｎｂ ５．４〜５．６；Ｔｉ ０．７５〜０．８５；Ｔａ １．９５〜２．２５；Ｃ０．０１〜０．０５；Ｂ ０．０２〜０．０４；Ｚｒ０．０４〜０．０６；Ｍｇ ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項５】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １３．９〜１４．５；Ｃｏ ３．５〜４．５；Ｆｅ ８．１〜９．１；Ｍｏ ２．１〜２．３；Ｗ ２．７〜２．９；Ａｌ２．４〜２．６；Ｎｂ ７．０〜７．２；Ｔｉ ０．７５〜０．８５；Ｃ ０．０１〜０．０５；Ｂ０．０２〜０．０４；Ｚｒ ０．０４〜０．０６；Ｍｇ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項６】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １６．２〜１７．２；Ｃｏ ２．５〜４．５；Ｆｅ ８．１〜９．１；Ｓｉ ０．０〜０．６；Ｍｎ ０．００〜０．９５；Ｍｏ ０．５〜０．７；Ｗ ２．７〜２．９；Ａｌ ２．２〜２．６；Ｎｂ ５．４〜５．６；Ｔｉ ０．７５〜０．８５；Ｔａ ２．０５〜２．３５；Ｃ ０．０１〜０．０５；Ｂ０．０２〜０．０４；Ｚｒ ０．０４〜０．０６；Ｍｇ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項７】
（特に示さない限り重量パーセントで）Ｃｒ １６．９〜１７．５；Ｃｏ ２．６〜５．６；Ｆｅ ８．３〜９．３；Ｓｉ ０．０〜０．６；Ｍｎ ０．００〜０．９５；Ｍｏ ０．５〜０．７；Ｗ ２．８〜３．０；Ａｌ ２．２〜３．５；Ｎｂ ２．７〜２．９；Ｔｉ ０．７５〜０．８５；Ｔａ ２．０５〜２．３５；Ｃ ０．０１〜０．０５；Ｂ０．０２〜０．０４；Ｚｒ ０．０４〜０．０６；Ｍｇ０．０１５〜０．０２５；Ｓ＜５０ｐｐｍ；Ｐ＜５０ｐｐｍ；および残部のＮｉと不可避不純物；の組成を有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
【請求項８】
Ｓの含有量が５ｐｐｍ未満である、請求項１から７のいずれかに記載のニッケル基合金。
【請求項９】
Ｐの含有量が１０ｐｐｍ未満である、請求項１から８のいずれかに記載のニッケル基合金。
【図１】
【図３】
【図４】
【図５】
【図７】
【図２】
【図６】
【図３】
【図４】
【図５】
【図７】
【図２】
【図６】
【公開番号】特開２０１３−５７１２２（Ｐ２０１３−５７１２２Ａ）
【公開日】平成２５年３月２８日（２０１３．３．２８）
【国際特許分類】
【外国語出願】
【出願番号】特願２０１２−１８４３３２（Ｐ２０１２−１８４３３２）
【出願日】平成２４年８月２３日（２０１２．８．２３）
【出願人】（５９１００５７８５）ロールス・ロイス・ピーエルシー (88)
【氏名又は名称原語表記】ＲＯＬＬＳ−ＲＯＹＣＥ ＰＵＢＬＩＣ ＬＩＭＩＴＥＤ ＣＯＭＰＡＮＹ
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年３月２８日（２０１３．３．２８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１２−１８４３３２（Ｐ２０１２−１８４３３２）
【出願日】平成２４年８月２３日（２０１２．８．２３）
【出願人】（５９１００５７８５）ロールス・ロイス・ピーエルシー (88)
【氏名又は名称原語表記】ＲＯＬＬＳ−ＲＯＹＣＥ ＰＵＢＬＩＣ ＬＩＭＩＴＥＤ ＣＯＭＰＡＮＹ
【Ｆターム（参考）】
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