鋳造ニッケル−鉄基合金部品及び鋳造ニッケル−鉄基合金部品を形成する方法
【課題】ガスタービンの高温ガス流路構成部品であるステーター部品において、耐酸化性、熱機械疲労耐性及び高温クリープ強さを確保する。
【解決手段】重量で、約１２．０％〜約１６．５％のＣｒ、約１．０％〜約２．０％のＡｌ、約２．０％〜約３．０％のＴｉ、約２．０％〜約３．０％のＷ、約３．０〜約５．０％のＭｏ、約０．１％以下のＮｂ、約０．２％以下のＭｎ、約０．１％以下のＳｉ、約０．０５％〜約０．１０％のＣ、約０．００３〜約０．０１０％のＢ、約３５％〜約３７％のＦｅを有し、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる鋳造ニッケル−鉄基合金部品。このニッケル−鉄基合金部品は約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆで約１０００時間超のクリープ破断寿命を有する。この鋳造ニッケル−鉄基合金部品を形成する方法。
【解決手段】重量で、約１２．０％〜約１６．５％のＣｒ、約１．０％〜約２．０％のＡｌ、約２．０％〜約３．０％のＴｉ、約２．０％〜約３．０％のＷ、約３．０〜約５．０％のＭｏ、約０．１％以下のＮｂ、約０．２％以下のＭｎ、約０．１％以下のＳｉ、約０．０５％〜約０．１０％のＣ、約０．００３〜約０．０１０％のＢ、約３５％〜約３７％のＦｅを有し、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる鋳造ニッケル−鉄基合金部品。このニッケル−鉄基合金部品は約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆで約１０００時間超のクリープ破断寿命を有する。この鋳造ニッケル−鉄基合金部品を形成する方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、合金、合金を含む物品、及び合金を形成する方法に関する。より具体的には、本発明は、ニッケル−鉄基合金、及びニッケル−鉄基合金を形成する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ガスタービンエンジン内の作動温度は熱的にも化学的にも過酷である。鉄基、ニッケル基及びコバルト基超合金の開発並びに超合金を酸化、熱間腐食等から保護することができる環境保護コーティングの使用によって高温性能の著しい進歩が達成されているが、これらの材料の性能を改良するためにコーティング系の開発が続けられている。
【０００３】
ガスタービンエンジンの圧縮機部分で、大気中の空気は大気圧の１０〜２５倍に圧縮され、その過程で８００°〜１２５０°Ｆ（４２７℃〜６７７℃）まで断熱加熱される。この加熱圧縮空気は燃焼機に導かれ、そこで燃料と混合される。この燃料が点火され、その燃焼プロセスでガスは３０００°Ｆ（１６５０℃）を超える非常に高い温度に加熱される。これらの高温のガスは、タービン（ここでは、回転タービンディスクに固定された翼形部がエネルギーを抽出して、エンジンファン及び圧縮機を駆動する）及び排気系（ここでは、これらのガスが航空機を推進するのに充分な推力を提供する）を通り抜ける。エンジンの作動を改良するために、燃焼温度が上昇して来ている。もちろん、燃焼温度が上昇すると、これら高温の燃焼ガスの流路を形成するための材料の熱的な劣化を防止するための措置を講じなければならない。
【０００４】
高まった性能に対する要求は増大し続けている。この高まった性能に対する要求では、より新しいエンジン及び確立された設計の改変が必要とされる。具体的には、性能要求の内には、より高い推力及びより良好な燃料経済がある。エンジンの性能を改良するために、燃焼温度が非常に高い温度にまで上昇して来ている。この結果、より高い推力及び／又はより良好な燃料経済が必要となり得る。
【０００５】
ステーター部品（ノズル及びシュラウド）はガスタービンの高温ガス流路構成部品である。ステーター部品は耐酸化性、熱機械疲労耐性及び高温クリープ強さを有することが望ましい。伝統的に、ステーター部品は、Ｎｉ基又はＣｏ基鋳造超合金から作成されている。これらの超合金にはコストが非常に高くなり得るという欠点があり得る。
【０００６】
異なる材料を使用しようとする公知の試みはうまくいっていない。例えば、最新のステンレス鋼（例えば、Ｏａｋ Ｒｉｄｇｅ Ｎａｔｉｏｎａｌ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙにより開発されたＡｌｕｍｉｎａ−Ｆｏｒｍｉｎｇ Ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ（ＡＦＡ）合金）はナノ析出物及び酸化物形成性元素を含有しており、傑出した耐熱性を示すことが立証されている。しかしながら、これら最新のステンレス鋼はノズルとして望ましくないほどに低いクリープ強さを有する。特に、これら最新のステンレス鋼のクリープ強さはガスタービンノズルに必要な設計要件のおよそ半分に達するに過ぎない。
【０００７】
別の一群の低価格の代替え材料であるＡ２８６、ＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０１、ＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０３及びＩＮＣＯＮＥＬ（登録商標）７０６を含むニッケル−鉄基超合金は幾つかの欠点を有すると考えられている。「ＩＮＣＯＬＯＹ」及び「ＩＮＣＯＮＥＬ」は、Ｉｎｃｏ Ａｌｌｏｙｓ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｉｎｃ．，Ｈｕｎｔｉｎｇｔｏｎ，Ｗｅｓｔ Ｖｉｒｇｉｎｉａにより製造される合金の連邦政府によって登録された商標である。例えば、ＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０１は、γ′相を欠き（結果としてクリープ強さが低くなる）、大量のη、σ及びラーベス相を含有し（結果として延性が低くなり、及び／又は長期の機械的性質が悪くなる）、そして広い凝固範囲を有しかつ鋳造性が悪いと考えられている。ＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０１の組成は周知であり、４０．０〜４５．０％のＮｉ、０．３５％以下のＡｌ、２．３５〜３．１０％のＴｉ、１１．０〜１４．０％のＣｒ、５．０〜７．０％のＭｏ、約１．０％以下のＣｏ、１．０％以下のＭｎ、０．０３％以下のＳ、０．１０％以下のＣ、０．６０％以下のＳｉ、０．０３％以下のＰ、０．５０％以下のＣｕ、０．０１〜０．０２％のＢ、残部Ｆｅの組成を含む。ＩＮＣＯＮＥＬ（登録商標）７０６の組成は周知であり、３９．０〜４４．０％のＮｉ、１４．５〜１７．５％のＣｒ、０．４０％以下のＡｌ、１．５〜２．０％のＴｉ、２．５〜３．３％のＮｂ＋Ｔａ、約１．０％以下のＣｏ、０．３５％以下のＭｎ、０．０１５％以下のＳ、０．０６％以下のＣ、０．３５％以下のＳｉ、０．０２０％以下のＰ、０．３０％以下のＣｕ、０．００６％以下のＢ、残部Ｆｅの組成を含む。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】米国特許第７７３０６１６号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記の欠点をもたない、ニッケル−鉄基合金部品及びニッケル−鉄基合金部品を形成する方法が当技術分野では望ましい。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本開示の代表的な実施形態では、鋳造ニッケル−鉄基合金部品は、重量で、
約１２．０％〜約１６．５％のＣｒ、
約１．０％〜約２．０％のＡｌ、
約２．０％〜約３．０％のＴｉ、
約２．０％〜約３．０％のＷ、
約３．０〜約５．０％のＭｏ、
約０．１％以下のＮｂ、
約０．２％以下のＭｎ、
約０．１％以下のＳｉ、
約０．０５％〜約０．１０％のＣ、
約０．００３〜約０．０１０％のＢ、
約３５％〜約３７％のＦｅを有し、
残部は本質的にＮｉ及び不可避不純物である。
【００１１】
このニッケル−鉄基合金部品は、約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆで約１０００時間超のクリープ破断寿命を有する。
【００１２】
本開示の別の代表的な実施形態は、鋳造ニッケル−鉄基合金部品を形成する方法を含む。この方法は、重量で、
約１２．０％〜約１６．５％のＣｒ、
約１．０％〜約２．０％のＡｌ、
約２．０％〜約３．０％のＴｉ、
約２．０％〜約３．０％のＷ、
約３．０〜約５．０％のＭｏ、
約０．１％以下のＮｂ、
約０．２％以下のＭｎ、
約０．１％以下のＳｉ、
約０．０５％〜約０．１０％のＣ、
約０．００３〜約０．０１０％のＢ、
約３５％〜約３７％のＦｅを有し、
残部は本質的にＮｉ及び不可避不純物である合金を鋳造することを含む。
【００１３】
鋳造インゴットを約２０００°Ｆ〜約２２００°Ｆの温度で均質化して、均質化インゴットを形成する。この均質化インゴットを約１７００°Ｆ〜約１８５０°Ｆの温度で加熱処理して、加熱処理インゴットを形成する。この加熱処理インゴットを次に約１２００°Ｆ〜約１５００°Ｆの第１の時効処理温度で時効処理した後、約１０００°Ｆ〜約１２００°Ｆの第２の時効処理温度で時効処理して、時効処理インゴットを形成する。この時効処理インゴットは約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆで約１０００時間超のクリープ破断寿命を有する。
【００１４】
本発明のその他の特徴及び利点は、本発明の原理を例として図解する添付の図面を参照した好ましい実施形態に関する以下のより詳細な説明から明らかとなろう。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、本開示による合金の顕微鏡写真である。
【図２】図２は、本開示による合金の顕微鏡写真である。
【図３】図３は、合金１〜６に対するクリープ破断時間データを示すグラフである。
【図４】図４は、合金１〜６に対する引張特性データを示すグラフである。
【図５】図５は、合金１〜６に対する低サイクル疲労（ＬＣＦ）データを示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
複数の所定の性質を有する鋳造ニッケル−鉄基合金部品、及び複数の所定の性質を有するニッケル−鉄基合金部品を形成する方法が提供される。本開示の実施形態は、以前はエンジンタービンステーターのような高温ガス流路部品に適していないと考えられていた１種以上の低価格合金から形成されるニッケル−鉄基合金を含む。
【００１７】
本開示の一実施形態は、本開示による鋳造及び加熱処理のために望ましいクリープ強さを有するタービンノズル又はシュラウドのような高温構成部品を含む。さらに、望ましい長期の機械的性質を有する本開示によるニッケル−鉄基合金部品は発電システムに使用するのに適している。
【００１８】
以下、本発明の１以上の特定の実施形態について説明する。これらの実施形態を簡潔に説明するため、現実の実施に際してのあらゆる特徴について本明細書に記載しないこともある。実施化に向けての開発に際して、あらゆるエンジニアリング又は設計プロジェクトの場合と同様に、実施毎に異なる開発者の特定の目標（システム及び業務に関連した制約に従うことなど）を達成すべく、実施に特有の多くの決定を行う必要があることは明らかであろう。さらに、かかる開発努力は複雑で時間を要することもあるが、本明細書の開示内容に接した当業者にとっては日常的な設計、組立及び製造にすぎないことも明らかである。本明細書中に開示する具体的な構造上及び機能上の詳細は限定的と解釈されるべきではなく、単に、当業者に本発明の様々な利用法を教示するための典型的な根拠としての特許請求の範囲の基礎と解釈されるべきである。記載される系及び方法におけるあらゆる修正又は変形、並びに本出願で例示される本発明の原理の当業者が通常想到し得るようなさらなる応用は本発明の範囲内に入ると考えられる。
【００１９】
本発明の様々な実施形態の構成要素について紹介する際、単数形で記載したものは、その構成要素が１以上存在することを意味する。「含む」、「備える」及び「有する」という用語は内包的なものであり、記載した構成要素以外の追加の要素が存在していてもよいことを意味する。
【００２０】
発電システムは、限定されることはないが、ガスタービン、蒸気タービン、及びその他のタービンアセンブリを含む。幾つかの応用において、その中にターボ機械（例えば、タービン、圧縮機、及びポンプ）及びその他の機械装置を含む発電システムは、極端な環境及び激しい磨耗条件に曝露される構成部品を含み得る。例えば、ブレード、ケーシング、羽根車、シャフト、ノズル、などのようなある種の発電システム構成部品は、高熱及び高速回転環境で作動し得る。極端な環境作動条件の結果、亀裂、溝、空洞、又は隙間が構成部品の表面上に発生し得る。
【００２１】
本開示の実施形態は次の広い範囲の組成、好ましい範囲の組成及び公称組成を有するニッケル−鉄基合金を含む。
【００２２】
【表１】
【００２３】
一実施形態では、ニッケル−鉄基合金は、約１４００°Ｆ、約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉの負荷において、約１０００時間超、又は約１４００時間超、又は約１８００時間超のクリープ破断寿命を有する。一実施形態では、ニッケル−鉄基合金は４８０００時間以上の間酸化に対して耐性である。一実施形態では、１４００°Ｆにおけるニッケル−鉄基合金の保持時間低サイクル疲労は、ガスタービンノズル鋳造用の、それぞれＦＳＸ４１４合金又はＧＴＤ−２２２合金のような典型的なコバルト基又はニッケル基合金と実質的に同じか又はそれを超える。例えば、ニッケル−鉄基合金の１４００°Ｆ、５％全歪みにおける保持時間（２分）低サイクル疲労寿命は２０００サイクル以上に達し得る。
【００２４】
一実施形態では、本開示による構成部品は、限定されることはないが、インベストメント鋳造のような鋳造法を用いて形成することができる。インベストメント鋳造又はロストワックス鋳造は、複雑な形状を有する物品又は構成部品を、外形的特徴の精度を維持しながら製造することができる。一般に、インベストメント鋳造は、鋳造しようとする部分のワックス型を形成し、このワックス型の回りにシェルを建造し、ワックスを除いてシェルを残し、そのシェルに溶融金属を充填し、鋳造部品の回りのシェルを除去するという工程を含む。鋳造合金の１つの重要な特性は凝固範囲である。これは液相線と固相線との間の温度範囲であり、合金の鋳造（可能）性を評価するために使用されることが多い。凝固範囲が大きくなるほど、ひけ（収縮）が発生し易くなる。一実施形態では、本ニッケル−鉄基合金は凝固範囲が約１１０°Ｆ未満である。この凝固範囲は合金の良好な鋳造性を提供する。その他の工程及び加工処理プロセスも、鋳造インゴット又は構成部品を提供するために利用し得る。加えて、その後の機械加工又はその他の加工処理プロセスを利用して、そのインゴット又は構成部品をその最終形態にすることができる。
【００２５】
インゴット又は構成部品が鋳造されたら、そのインゴット又は構成部品を加熱処理にかける。この加熱処理は、その合金がＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０３及びＩＮＣＯＮＥＬ（登録商標）７０６のような公知のニッケル−鉄基合金より大きい強度及びクリープ破断耐性を有することを可能にする微細な析出物を提供する温度及び条件における均質化、加熱処理及び時効処理を含む。一実施形態では、均質化は、鋳造インゴットを、約２０００°Ｆ〜約２２００°Ｆ又は２０５０°Ｆ〜約２１５０°Ｆ又は約２１００°Ｆの温度で均質化して、均質化インゴットを形成することを含み、この均質化インゴットでは析出物が溶体化され、本質的にＭＣ析出物のみが残留する。加熱処理は、均質化インゴットを、約１７００°Ｆ〜約１８５０°Ｆの温度で２時間又は１７５０°Ｆ〜約１８００°Ｆで２時間又は約１７７５°Ｆで２時間加熱処理して、粒界に沿って微細な離散した炭化物及びη相ミクロ組織を形成することを含む（例えば、図１参照）。加熱処理の後、時効処理プロセスを実施する。１つの代表的な時効処理プロセスにおいては多工程の時効処理を利用する。例えば、加熱処理するインゴットを、約１２００°Ｆ〜約１５００°Ｆの第１の時効処理温度で８時間又は約１３００°Ｆ〜約１４００°Ｆで８時間又は約１３５０°Ｆで８時間、次いで約１０００°Ｆ〜約１２００°Ｆの第２の時効処理温度で８時間又は１０５０°Ｆ〜約１１５０°Ｆで８時間又は約１１００°Ｆで８時間時効処理して、合金のマトリックス中に微細な析出物を有する時効処理インゴットを形成する（例えば、図２参照）。用途及び所望の機械的性質に応じて、第三の時効処理工程を適用してもよい。
【００２６】
一実施形態では、構成部品は発電システムの構成部品である。例えば、構成部品は、限定されることはないが、ノズル、シュラウド、その他の適切な部分、又はそれらの組合せを始めとするタービンステーター部品であってもよい。
【実施例１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
表２に示す合金１〜３は本開示に従う合金である。 比較の合金４はＩＮＣＯＮＥＬ（登録商標）７０６合金であり、比較の合金６はＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０１合金である。表２に示す合金は全て、表示した組成に従ってインベストメント鋳造した合金である。さらに、表２中の合金は均質化、加熱処理及び二重の時効処理によって加熱処理した。
【００２９】
図３は、合金１〜６のクリープ破断時間を示す。図４は、合金１〜６の％伸び、引張強さ及び０．２％降伏強さを含めた引張特性を示す。図５は、合金１〜６の１４００°Ｆにおいて０．５％歪みで２ｍｉｎの保持のときの低サイクル疲労（ＬＣＦ）値を示す。本開示に従う合金１〜３は１４００°Ｆクリープにおいて合金６のＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０１合金及び合金４のＩＮＣＯＮＥＬ（登録商標）７０６合金ベースラインに対して約５〜１０倍の改良を示す。所与の条件（１４００°Ｆ、０．５％全歪み、２分保持時間）でＬＣＦ能は２０００サイクルに達した。これは、ニッケル基合金ＧＴＤ−２２２と実質的に同じである。本開示に従う合金１〜３は優れた鋳造性、及び加熱処理可能性を示したが、これはミクロ組織及び機械的性質によって立証される。
【００３０】
本発明を好ましい実施形態に関して説明してきたが、本発明の範囲を逸脱することなく、その要素を様々に変化させることができ、均等物で置換することができることは当業者には明らかであろう。さらに、特定の状況又は材料に適応させるために、その本質的範囲から逸脱することなく、本発明の教示に多くの修正を行うことができる。したがって、本発明は、本発明を実施するための最良の形態として開示された特定の実施形態に限定されるものではなく、本発明は特許請求の範囲に属するあらゆる実施形態を包含する。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、合金、合金を含む物品、及び合金を形成する方法に関する。より具体的には、本発明は、ニッケル−鉄基合金、及びニッケル−鉄基合金を形成する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ガスタービンエンジン内の作動温度は熱的にも化学的にも過酷である。鉄基、ニッケル基及びコバルト基超合金の開発並びに超合金を酸化、熱間腐食等から保護することができる環境保護コーティングの使用によって高温性能の著しい進歩が達成されているが、これらの材料の性能を改良するためにコーティング系の開発が続けられている。
【０００３】
ガスタービンエンジンの圧縮機部分で、大気中の空気は大気圧の１０〜２５倍に圧縮され、その過程で８００°〜１２５０°Ｆ（４２７℃〜６７７℃）まで断熱加熱される。この加熱圧縮空気は燃焼機に導かれ、そこで燃料と混合される。この燃料が点火され、その燃焼プロセスでガスは３０００°Ｆ（１６５０℃）を超える非常に高い温度に加熱される。これらの高温のガスは、タービン（ここでは、回転タービンディスクに固定された翼形部がエネルギーを抽出して、エンジンファン及び圧縮機を駆動する）及び排気系（ここでは、これらのガスが航空機を推進するのに充分な推力を提供する）を通り抜ける。エンジンの作動を改良するために、燃焼温度が上昇して来ている。もちろん、燃焼温度が上昇すると、これら高温の燃焼ガスの流路を形成するための材料の熱的な劣化を防止するための措置を講じなければならない。
【０００４】
高まった性能に対する要求は増大し続けている。この高まった性能に対する要求では、より新しいエンジン及び確立された設計の改変が必要とされる。具体的には、性能要求の内には、より高い推力及びより良好な燃料経済がある。エンジンの性能を改良するために、燃焼温度が非常に高い温度にまで上昇して来ている。この結果、より高い推力及び／又はより良好な燃料経済が必要となり得る。
【０００５】
ステーター部品（ノズル及びシュラウド）はガスタービンの高温ガス流路構成部品である。ステーター部品は耐酸化性、熱機械疲労耐性及び高温クリープ強さを有することが望ましい。伝統的に、ステーター部品は、Ｎｉ基又はＣｏ基鋳造超合金から作成されている。これらの超合金にはコストが非常に高くなり得るという欠点があり得る。
【０００６】
異なる材料を使用しようとする公知の試みはうまくいっていない。例えば、最新のステンレス鋼（例えば、Ｏａｋ Ｒｉｄｇｅ Ｎａｔｉｏｎａｌ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙにより開発されたＡｌｕｍｉｎａ−Ｆｏｒｍｉｎｇ Ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ（ＡＦＡ）合金）はナノ析出物及び酸化物形成性元素を含有しており、傑出した耐熱性を示すことが立証されている。しかしながら、これら最新のステンレス鋼はノズルとして望ましくないほどに低いクリープ強さを有する。特に、これら最新のステンレス鋼のクリープ強さはガスタービンノズルに必要な設計要件のおよそ半分に達するに過ぎない。
【０００７】
別の一群の低価格の代替え材料であるＡ２８６、ＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０１、ＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０３及びＩＮＣＯＮＥＬ（登録商標）７０６を含むニッケル−鉄基超合金は幾つかの欠点を有すると考えられている。「ＩＮＣＯＬＯＹ」及び「ＩＮＣＯＮＥＬ」は、Ｉｎｃｏ Ａｌｌｏｙｓ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｉｎｃ．，Ｈｕｎｔｉｎｇｔｏｎ，Ｗｅｓｔ Ｖｉｒｇｉｎｉａにより製造される合金の連邦政府によって登録された商標である。例えば、ＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０１は、γ′相を欠き（結果としてクリープ強さが低くなる）、大量のη、σ及びラーベス相を含有し（結果として延性が低くなり、及び／又は長期の機械的性質が悪くなる）、そして広い凝固範囲を有しかつ鋳造性が悪いと考えられている。ＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０１の組成は周知であり、４０．０〜４５．０％のＮｉ、０．３５％以下のＡｌ、２．３５〜３．１０％のＴｉ、１１．０〜１４．０％のＣｒ、５．０〜７．０％のＭｏ、約１．０％以下のＣｏ、１．０％以下のＭｎ、０．０３％以下のＳ、０．１０％以下のＣ、０．６０％以下のＳｉ、０．０３％以下のＰ、０．５０％以下のＣｕ、０．０１〜０．０２％のＢ、残部Ｆｅの組成を含む。ＩＮＣＯＮＥＬ（登録商標）７０６の組成は周知であり、３９．０〜４４．０％のＮｉ、１４．５〜１７．５％のＣｒ、０．４０％以下のＡｌ、１．５〜２．０％のＴｉ、２．５〜３．３％のＮｂ＋Ｔａ、約１．０％以下のＣｏ、０．３５％以下のＭｎ、０．０１５％以下のＳ、０．０６％以下のＣ、０．３５％以下のＳｉ、０．０２０％以下のＰ、０．３０％以下のＣｕ、０．００６％以下のＢ、残部Ｆｅの組成を含む。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】米国特許第７７３０６１６号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記の欠点をもたない、ニッケル−鉄基合金部品及びニッケル−鉄基合金部品を形成する方法が当技術分野では望ましい。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本開示の代表的な実施形態では、鋳造ニッケル−鉄基合金部品は、重量で、
約１２．０％〜約１６．５％のＣｒ、
約１．０％〜約２．０％のＡｌ、
約２．０％〜約３．０％のＴｉ、
約２．０％〜約３．０％のＷ、
約３．０〜約５．０％のＭｏ、
約０．１％以下のＮｂ、
約０．２％以下のＭｎ、
約０．１％以下のＳｉ、
約０．０５％〜約０．１０％のＣ、
約０．００３〜約０．０１０％のＢ、
約３５％〜約３７％のＦｅを有し、
残部は本質的にＮｉ及び不可避不純物である。
【００１１】
このニッケル−鉄基合金部品は、約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆで約１０００時間超のクリープ破断寿命を有する。
【００１２】
本開示の別の代表的な実施形態は、鋳造ニッケル−鉄基合金部品を形成する方法を含む。この方法は、重量で、
約１２．０％〜約１６．５％のＣｒ、
約１．０％〜約２．０％のＡｌ、
約２．０％〜約３．０％のＴｉ、
約２．０％〜約３．０％のＷ、
約３．０〜約５．０％のＭｏ、
約０．１％以下のＮｂ、
約０．２％以下のＭｎ、
約０．１％以下のＳｉ、
約０．０５％〜約０．１０％のＣ、
約０．００３〜約０．０１０％のＢ、
約３５％〜約３７％のＦｅを有し、
残部は本質的にＮｉ及び不可避不純物である合金を鋳造することを含む。
【００１３】
鋳造インゴットを約２０００°Ｆ〜約２２００°Ｆの温度で均質化して、均質化インゴットを形成する。この均質化インゴットを約１７００°Ｆ〜約１８５０°Ｆの温度で加熱処理して、加熱処理インゴットを形成する。この加熱処理インゴットを次に約１２００°Ｆ〜約１５００°Ｆの第１の時効処理温度で時効処理した後、約１０００°Ｆ〜約１２００°Ｆの第２の時効処理温度で時効処理して、時効処理インゴットを形成する。この時効処理インゴットは約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆで約１０００時間超のクリープ破断寿命を有する。
【００１４】
本発明のその他の特徴及び利点は、本発明の原理を例として図解する添付の図面を参照した好ましい実施形態に関する以下のより詳細な説明から明らかとなろう。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、本開示による合金の顕微鏡写真である。
【図２】図２は、本開示による合金の顕微鏡写真である。
【図３】図３は、合金１〜６に対するクリープ破断時間データを示すグラフである。
【図４】図４は、合金１〜６に対する引張特性データを示すグラフである。
【図５】図５は、合金１〜６に対する低サイクル疲労（ＬＣＦ）データを示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
複数の所定の性質を有する鋳造ニッケル−鉄基合金部品、及び複数の所定の性質を有するニッケル−鉄基合金部品を形成する方法が提供される。本開示の実施形態は、以前はエンジンタービンステーターのような高温ガス流路部品に適していないと考えられていた１種以上の低価格合金から形成されるニッケル−鉄基合金を含む。
【００１７】
本開示の一実施形態は、本開示による鋳造及び加熱処理のために望ましいクリープ強さを有するタービンノズル又はシュラウドのような高温構成部品を含む。さらに、望ましい長期の機械的性質を有する本開示によるニッケル−鉄基合金部品は発電システムに使用するのに適している。
【００１８】
以下、本発明の１以上の特定の実施形態について説明する。これらの実施形態を簡潔に説明するため、現実の実施に際してのあらゆる特徴について本明細書に記載しないこともある。実施化に向けての開発に際して、あらゆるエンジニアリング又は設計プロジェクトの場合と同様に、実施毎に異なる開発者の特定の目標（システム及び業務に関連した制約に従うことなど）を達成すべく、実施に特有の多くの決定を行う必要があることは明らかであろう。さらに、かかる開発努力は複雑で時間を要することもあるが、本明細書の開示内容に接した当業者にとっては日常的な設計、組立及び製造にすぎないことも明らかである。本明細書中に開示する具体的な構造上及び機能上の詳細は限定的と解釈されるべきではなく、単に、当業者に本発明の様々な利用法を教示するための典型的な根拠としての特許請求の範囲の基礎と解釈されるべきである。記載される系及び方法におけるあらゆる修正又は変形、並びに本出願で例示される本発明の原理の当業者が通常想到し得るようなさらなる応用は本発明の範囲内に入ると考えられる。
【００１９】
本発明の様々な実施形態の構成要素について紹介する際、単数形で記載したものは、その構成要素が１以上存在することを意味する。「含む」、「備える」及び「有する」という用語は内包的なものであり、記載した構成要素以外の追加の要素が存在していてもよいことを意味する。
【００２０】
発電システムは、限定されることはないが、ガスタービン、蒸気タービン、及びその他のタービンアセンブリを含む。幾つかの応用において、その中にターボ機械（例えば、タービン、圧縮機、及びポンプ）及びその他の機械装置を含む発電システムは、極端な環境及び激しい磨耗条件に曝露される構成部品を含み得る。例えば、ブレード、ケーシング、羽根車、シャフト、ノズル、などのようなある種の発電システム構成部品は、高熱及び高速回転環境で作動し得る。極端な環境作動条件の結果、亀裂、溝、空洞、又は隙間が構成部品の表面上に発生し得る。
【００２１】
本開示の実施形態は次の広い範囲の組成、好ましい範囲の組成及び公称組成を有するニッケル−鉄基合金を含む。
【００２２】
【表１】
【００２３】
一実施形態では、ニッケル−鉄基合金は、約１４００°Ｆ、約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉの負荷において、約１０００時間超、又は約１４００時間超、又は約１８００時間超のクリープ破断寿命を有する。一実施形態では、ニッケル−鉄基合金は４８０００時間以上の間酸化に対して耐性である。一実施形態では、１４００°Ｆにおけるニッケル−鉄基合金の保持時間低サイクル疲労は、ガスタービンノズル鋳造用の、それぞれＦＳＸ４１４合金又はＧＴＤ−２２２合金のような典型的なコバルト基又はニッケル基合金と実質的に同じか又はそれを超える。例えば、ニッケル−鉄基合金の１４００°Ｆ、５％全歪みにおける保持時間（２分）低サイクル疲労寿命は２０００サイクル以上に達し得る。
【００２４】
一実施形態では、本開示による構成部品は、限定されることはないが、インベストメント鋳造のような鋳造法を用いて形成することができる。インベストメント鋳造又はロストワックス鋳造は、複雑な形状を有する物品又は構成部品を、外形的特徴の精度を維持しながら製造することができる。一般に、インベストメント鋳造は、鋳造しようとする部分のワックス型を形成し、このワックス型の回りにシェルを建造し、ワックスを除いてシェルを残し、そのシェルに溶融金属を充填し、鋳造部品の回りのシェルを除去するという工程を含む。鋳造合金の１つの重要な特性は凝固範囲である。これは液相線と固相線との間の温度範囲であり、合金の鋳造（可能）性を評価するために使用されることが多い。凝固範囲が大きくなるほど、ひけ（収縮）が発生し易くなる。一実施形態では、本ニッケル−鉄基合金は凝固範囲が約１１０°Ｆ未満である。この凝固範囲は合金の良好な鋳造性を提供する。その他の工程及び加工処理プロセスも、鋳造インゴット又は構成部品を提供するために利用し得る。加えて、その後の機械加工又はその他の加工処理プロセスを利用して、そのインゴット又は構成部品をその最終形態にすることができる。
【００２５】
インゴット又は構成部品が鋳造されたら、そのインゴット又は構成部品を加熱処理にかける。この加熱処理は、その合金がＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０３及びＩＮＣＯＮＥＬ（登録商標）７０６のような公知のニッケル−鉄基合金より大きい強度及びクリープ破断耐性を有することを可能にする微細な析出物を提供する温度及び条件における均質化、加熱処理及び時効処理を含む。一実施形態では、均質化は、鋳造インゴットを、約２０００°Ｆ〜約２２００°Ｆ又は２０５０°Ｆ〜約２１５０°Ｆ又は約２１００°Ｆの温度で均質化して、均質化インゴットを形成することを含み、この均質化インゴットでは析出物が溶体化され、本質的にＭＣ析出物のみが残留する。加熱処理は、均質化インゴットを、約１７００°Ｆ〜約１８５０°Ｆの温度で２時間又は１７５０°Ｆ〜約１８００°Ｆで２時間又は約１７７５°Ｆで２時間加熱処理して、粒界に沿って微細な離散した炭化物及びη相ミクロ組織を形成することを含む（例えば、図１参照）。加熱処理の後、時効処理プロセスを実施する。１つの代表的な時効処理プロセスにおいては多工程の時効処理を利用する。例えば、加熱処理するインゴットを、約１２００°Ｆ〜約１５００°Ｆの第１の時効処理温度で８時間又は約１３００°Ｆ〜約１４００°Ｆで８時間又は約１３５０°Ｆで８時間、次いで約１０００°Ｆ〜約１２００°Ｆの第２の時効処理温度で８時間又は１０５０°Ｆ〜約１１５０°Ｆで８時間又は約１１００°Ｆで８時間時効処理して、合金のマトリックス中に微細な析出物を有する時効処理インゴットを形成する（例えば、図２参照）。用途及び所望の機械的性質に応じて、第三の時効処理工程を適用してもよい。
【００２６】
一実施形態では、構成部品は発電システムの構成部品である。例えば、構成部品は、限定されることはないが、ノズル、シュラウド、その他の適切な部分、又はそれらの組合せを始めとするタービンステーター部品であってもよい。
【実施例１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
表２に示す合金１〜３は本開示に従う合金である。 比較の合金４はＩＮＣＯＮＥＬ（登録商標）７０６合金であり、比較の合金６はＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０１合金である。表２に示す合金は全て、表示した組成に従ってインベストメント鋳造した合金である。さらに、表２中の合金は均質化、加熱処理及び二重の時効処理によって加熱処理した。
【００２９】
図３は、合金１〜６のクリープ破断時間を示す。図４は、合金１〜６の％伸び、引張強さ及び０．２％降伏強さを含めた引張特性を示す。図５は、合金１〜６の１４００°Ｆにおいて０．５％歪みで２ｍｉｎの保持のときの低サイクル疲労（ＬＣＦ）値を示す。本開示に従う合金１〜３は１４００°Ｆクリープにおいて合金６のＩＮＣＯＬＯＹ（登録商標）９０１合金及び合金４のＩＮＣＯＮＥＬ（登録商標）７０６合金ベースラインに対して約５〜１０倍の改良を示す。所与の条件（１４００°Ｆ、０．５％全歪み、２分保持時間）でＬＣＦ能は２０００サイクルに達した。これは、ニッケル基合金ＧＴＤ−２２２と実質的に同じである。本開示に従う合金１〜３は優れた鋳造性、及び加熱処理可能性を示したが、これはミクロ組織及び機械的性質によって立証される。
【００３０】
本発明を好ましい実施形態に関して説明してきたが、本発明の範囲を逸脱することなく、その要素を様々に変化させることができ、均等物で置換することができることは当業者には明らかであろう。さらに、特定の状況又は材料に適応させるために、その本質的範囲から逸脱することなく、本発明の教示に多くの修正を行うことができる。したがって、本発明は、本発明を実施するための最良の形態として開示された特定の実施形態に限定されるものではなく、本発明は特許請求の範囲に属するあらゆる実施形態を包含する。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量で、
約１２．０％〜約１６．５％のＣｒ、
約１．０％〜約２．０％のＡｌ、
約２．０％〜約３．０％のＴｉ、
約２．０％〜約３．０％のＷ、
約３．０〜約５．０％のＭｏ、
約０．１％以下のＮｂ、
約０．２％以下のＭｎ、
約０．１％以下のＳｉ、
約０．０５％〜約０．１０％のＣ、
約０．００３〜約０．０１０％のＢ、
約３５％〜約３７％のＦｅ
を含み、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる、鋳造ニッケル−鉄基合金部品であって、約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆにおいて約１０００時間超のクリープ破断寿命を有する、前記部品。
【請求項２】
約１２．０％〜約１４％のＣｒ、約１．３５％〜約１．６５％のＡｌ、約２．２５％〜約２．７５％のＴｉ、約２．０％〜約２．７％のＷ、約３．２〜約４．０％のＭｏ、約０．１％以下のＮｂ、約０．２％以下のＭｎ、約０．１％以下のＳｉ、約０．０７％〜約０．０９％のＣ、約０．００５〜約０．００８％のＢ、約３５％〜約３７％のＦｅを含み、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項３】
約１２．５％のＣｒ、約１．５％のＡｌ、約２．５％のＴｉ、約２．５％のＷ、約３．５％のＭｏ、約０．１％以下のＮｂ、約０．２％以下のＭｎ、約０．１％以下のＳｉ、約０．０８％のＣ、約０．００６％のＢ、約３６％のＦｅを含み、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項４】
組成がＣｏを欠く、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項５】
ニッケル−鉄基合金部品が約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆにおいて約１４００時間超のクリープ破断寿命を有する、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項６】
ニッケル−鉄基合金部品が約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆにおいて約１８００時間超のクリープ破断寿命を有する、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項７】
ニッケル−鉄基合金部品が約４８０００時間を超えて酸化に対する耐性を有する、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項８】
ニッケル−鉄基合金部品がノズルである、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項９】
ニッケル−鉄基合金部品がシュラウドである、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項１０】
鋳造ニッケル−鉄基合金部品を形成するための方法であって、
重量で、
約１２．０％〜約１６．５％のＣｒ、
約１．０％〜約２．０％のＡｌ、
約２．０％〜約３．０％のＴｉ、
約２．０％〜約３．０％のＷ、
約３．０〜約５．０％のＭｏ、
約０．１％以下のＮｂ、
約０．２％以下のＭｎ、
約０．１％以下のＳｉ、
約０．０５％〜約０．１０％のＣ、
約０．００３〜約０．０１０％のＢ、
約３５％〜約３７％のＦｅ
を含み、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる合金を鋳造して、鋳造インゴットを形成し、
この鋳造インゴットを約２０００°Ｆ〜約２２００°Ｆの温度で均質化して、均質化インゴットを形成し、
この均質化インゴットを約１７００°Ｆ〜約１８５０°Ｆの温度で加熱処理して、加熱処理インゴットを形成し、
この加熱処理インゴットを約１２００°Ｆ〜約１５００°Ｆの第１の時効処理温度で、次いで約１０００°Ｆ〜約１２００°Ｆの第２の時効処理温度で時効処理して、時効処理インゴットを形成する
ことを含んでなり、前記時効処理インゴットが約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆにおいて約１０００時間超のクリープ破断寿命を有する、前記方法。
【請求項１１】
合金が約１２．０％〜約１４％のＣｒ、約１．３５％〜約１．６５％のＡｌ、約２．２５％〜約２．７５％のＴｉ、約２．０％〜約２．７％のＷ、約３．２〜約４．０％のＭｏ、約０．１％以下のＮｂ、約０．２％以下のＭｎ、約０．１％以下のＳｉ、約０．０７％〜約０．０９％のＣ、約０．００５〜約０．００８％のＢ、約３５％〜約３７％のＦｅを含み、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる、請求項１０記載の方法。
【請求項１２】
合金が約１２．５％のＣｒ、約１．５％のＡｌ、約２．５％のＴｉ、約２．５％のＷ、約３．５％のＭｏ、約０．１％以下のＮｂ、約０．２％以下のＭｎ、約０．１％以下のＳｉ、約０．０８％のＣ、約０．００６％のＢ、約３６％のＦｅを含み、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる、請求項１０記載の方法。
【請求項１３】
合金がＣｏを欠く、請求項１０記載の方法。
【請求項１４】
均質化が、鋳造インゴットを約２０５０°Ｆ〜約２１５０°Ｆの温度に加熱することを含む、請求項１０記載の方法。
【請求項１５】
加熱処理が、均質化インゴットを約１７５０°Ｆ〜約１８００°Ｆの温度に加熱することを含む、請求項１０記載の方法。
【請求項１６】
時効処理が、加熱処理インゴットを約１３００°Ｆ〜約１４００°Ｆの第１の温度で、かつ約１０５０°Ｆ〜約１１５０°Ｆの第２の温度で加熱することを含む、請求項１０記載の方法。
【請求項１７】
時効処理インゴットが、約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆにおいて約１４００時間超のクリープ破断寿命を有する、請求項１０記載の方法。
【請求項１８】
時効処理インゴットが約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆにおいて約１８００時間超のクリープ破断寿命を有する、請求項１０記載の方法。
【請求項１９】
ニッケル−鉄基合金部品がノズルである、請求項１０記載の方法。
【請求項２０】
ニッケル−鉄基合金部品がシュラウドである、請求項１０記載の方法。
【請求項１】
重量で、
約１２．０％〜約１６．５％のＣｒ、
約１．０％〜約２．０％のＡｌ、
約２．０％〜約３．０％のＴｉ、
約２．０％〜約３．０％のＷ、
約３．０〜約５．０％のＭｏ、
約０．１％以下のＮｂ、
約０．２％以下のＭｎ、
約０．１％以下のＳｉ、
約０．０５％〜約０．１０％のＣ、
約０．００３〜約０．０１０％のＢ、
約３５％〜約３７％のＦｅ
を含み、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる、鋳造ニッケル−鉄基合金部品であって、約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆにおいて約１０００時間超のクリープ破断寿命を有する、前記部品。
【請求項２】
約１２．０％〜約１４％のＣｒ、約１．３５％〜約１．６５％のＡｌ、約２．２５％〜約２．７５％のＴｉ、約２．０％〜約２．７％のＷ、約３．２〜約４．０％のＭｏ、約０．１％以下のＮｂ、約０．２％以下のＭｎ、約０．１％以下のＳｉ、約０．０７％〜約０．０９％のＣ、約０．００５〜約０．００８％のＢ、約３５％〜約３７％のＦｅを含み、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項３】
約１２．５％のＣｒ、約１．５％のＡｌ、約２．５％のＴｉ、約２．５％のＷ、約３．５％のＭｏ、約０．１％以下のＮｂ、約０．２％以下のＭｎ、約０．１％以下のＳｉ、約０．０８％のＣ、約０．００６％のＢ、約３６％のＦｅを含み、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項４】
組成がＣｏを欠く、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項５】
ニッケル−鉄基合金部品が約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆにおいて約１４００時間超のクリープ破断寿命を有する、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項６】
ニッケル−鉄基合金部品が約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆにおいて約１８００時間超のクリープ破断寿命を有する、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項７】
ニッケル−鉄基合金部品が約４８０００時間を超えて酸化に対する耐性を有する、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項８】
ニッケル−鉄基合金部品がノズルである、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項９】
ニッケル−鉄基合金部品がシュラウドである、請求項１記載の鋳造ニッケル−鉄基合金部品。
【請求項１０】
鋳造ニッケル−鉄基合金部品を形成するための方法であって、
重量で、
約１２．０％〜約１６．５％のＣｒ、
約１．０％〜約２．０％のＡｌ、
約２．０％〜約３．０％のＴｉ、
約２．０％〜約３．０％のＷ、
約３．０〜約５．０％のＭｏ、
約０．１％以下のＮｂ、
約０．２％以下のＭｎ、
約０．１％以下のＳｉ、
約０．０５％〜約０．１０％のＣ、
約０．００３〜約０．０１０％のＢ、
約３５％〜約３７％のＦｅ
を含み、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる合金を鋳造して、鋳造インゴットを形成し、
この鋳造インゴットを約２０００°Ｆ〜約２２００°Ｆの温度で均質化して、均質化インゴットを形成し、
この均質化インゴットを約１７００°Ｆ〜約１８５０°Ｆの温度で加熱処理して、加熱処理インゴットを形成し、
この加熱処理インゴットを約１２００°Ｆ〜約１５００°Ｆの第１の時効処理温度で、次いで約１０００°Ｆ〜約１２００°Ｆの第２の時効処理温度で時効処理して、時効処理インゴットを形成する
ことを含んでなり、前記時効処理インゴットが約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆにおいて約１０００時間超のクリープ破断寿命を有する、前記方法。
【請求項１１】
合金が約１２．０％〜約１４％のＣｒ、約１．３５％〜約１．６５％のＡｌ、約２．２５％〜約２．７５％のＴｉ、約２．０％〜約２．７％のＷ、約３．２〜約４．０％のＭｏ、約０．１％以下のＮｂ、約０．２％以下のＭｎ、約０．１％以下のＳｉ、約０．０７％〜約０．０９％のＣ、約０．００５〜約０．００８％のＢ、約３５％〜約３７％のＦｅを含み、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる、請求項１０記載の方法。
【請求項１２】
合金が約１２．５％のＣｒ、約１．５％のＡｌ、約２．５％のＴｉ、約２．５％のＷ、約３．５％のＭｏ、約０．１％以下のＮｂ、約０．２％以下のＭｎ、約０．１％以下のＳｉ、約０．０８％のＣ、約０．００６％のＢ、約３６％のＦｅを含み、残部が本質的にＮｉ及び不可避不純物からなる、請求項１０記載の方法。
【請求項１３】
合金がＣｏを欠く、請求項１０記載の方法。
【請求項１４】
均質化が、鋳造インゴットを約２０５０°Ｆ〜約２１５０°Ｆの温度に加熱することを含む、請求項１０記載の方法。
【請求項１５】
加熱処理が、均質化インゴットを約１７５０°Ｆ〜約１８００°Ｆの温度に加熱することを含む、請求項１０記載の方法。
【請求項１６】
時効処理が、加熱処理インゴットを約１３００°Ｆ〜約１４００°Ｆの第１の温度で、かつ約１０５０°Ｆ〜約１１５０°Ｆの第２の温度で加熱することを含む、請求項１０記載の方法。
【請求項１７】
時効処理インゴットが、約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆにおいて約１４００時間超のクリープ破断寿命を有する、請求項１０記載の方法。
【請求項１８】
時効処理インゴットが約２５ｋｓｉ〜約３０ｋｓｉ、約１４００°Ｆにおいて約１８００時間超のクリープ破断寿命を有する、請求項１０記載の方法。
【請求項１９】
ニッケル−鉄基合金部品がノズルである、請求項１０記載の方法。
【請求項２０】
ニッケル−鉄基合金部品がシュラウドである、請求項１０記載の方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【公開番号】特開２０１３−１０８１７６（Ｐ２０１３−１０８１７６Ａ）
【公開日】平成２５年６月６日（２０１３．６．６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１２−２５１７２８（Ｐ２０１２−２５１７２８）
【出願日】平成２４年１１月１６日（２０１２．１１．１６）
【出願人】（３９００４１５４２）ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ (6,332)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年６月６日（２０１３．６．６）
【国際特許分類】
【出願日】平成２４年１１月１６日（２０１２．１１．１６）
【出願人】（３９００４１５４２）ゼネラル・エレクトリック・カンパニイ (6,332)
【Ｆターム（参考）】
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