JP2017532440A

JP2017532440A - ジルコニウム添加による強化超合金

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Publication number: JP2017532440A
Application number: JP2017507957A
Authority: JP
Inventors: ムーラー，デイビッド・ポール; ウェスマン，アンドリュー・エゼキエル
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 2014-08-18
Filing date: 2015-08-17
Publication date: 2017-11-02
Also published as: WO2016053489A2; BR112017002000A2; EP3183372B1; CN106661675A; WO2016053489A3; US20180223395A1; EP3183372A2; CA2957786C; CA2957786A1; US10767246B2

Abstract

ガンマプライムニッケル基超合金が提供され、この超合金は、合金の粒界に位置するセル状析出物を形成するのに十分な全重量のＴｉ及びＺｒの組合せを含むことができ、ここでセル状析出物は、粒界が位置するところで粒界を変形させるガンマプライムアームを定める。Ｈｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金及び／又はガンマプライムニッケル基超合金は、合金の粒界に主に位置するセル状析出物を含むことができ、したがってセル状析出物は、粒界が位置するところで粒界を変形させるガンマプライムアームを定める。超合金は、セル状析出物より微細なガンマプライム析出物（例えば、立方体状又は球状の析出物）をさらに含むことができる。【選択図】図１

Description

本発明は概してニッケル基合金組成物に関し、とりわけ構成部品、例えば、多結晶ミクロ組織、並びに耐クリープ性、引張強度及び高温滞留能力などの全く異なる特性の組合せを必要とするガスタービンエンジンのタービンディスクに適したニッケル基超合金に関する。

ガスタービンエンジンのタービン部は燃焼器部の下流に位置し、ロータシャフト及び１以上のタービンステージを含み、それぞれが、ディスクの周縁部に取り付けられ、そこから半径方向に延在するシャフト及びタービンブレードにより取り付けられた、又は保持されたタービンディスク（ロータ）を有する。燃焼器部及びタービン部内の構成部品は、高温燃焼ガスの結果生じる高温の間、許容される機械的特性を実現するために超合金材料で形成されることが多い。最近の高圧力比ガスタービンエンジンにおけるさらに高い圧縮機出口温度は、圧縮機ディスク、ブリスク及び他の構成部品に高性能ニッケル超合金の使用を必要とすることもある。所与の構成部品に適した合金組成物及びミクロ組織は、構成部品が受ける特定の温度、応力及び他の条件に依存する。例えば、ブレード及びベーンなどの翼形構成部品は、等軸の一方向凝固（ＤＳ）超合金又は単結晶（ＳＸ）超合金で形成されることが多いが、タービンディスクは通常、制御された結晶粒組織及び望ましい機械的特性を有する多結晶ミクロ組織を生成するために、注意深く制御された鍛造熱処理、及びピーニングなどの表面処理を経なければならない超合金で形成される。

タービンディスクは、ニッケルと結合してガンマ（γ）マトリックスを形成するクロム、タングステン、モリブデン、レニウム及び／又はコバルトを主要元素として含むガンマプライム（γ’）析出強化ニッケル基超合金（以下、ガンマプライムニッケル基超合金）で形成されることが多く、ニッケルと結合して望ましいガンマプライム析出物強化相、主にＮｉ₃（Ａｌ，Ｔｉ）を形成するアルミニウム、チタン、タンタル、ニオブ及び／又はバナジウムを主要元素として含む。ガンマプライム析出物は通常、球状又は立方体状であるが、セル状の形態が発生することもある。しかし、米国特許第７７４０７２４号明細書に報告されている通り、セル状ガンマプライムは通常、クリープ破断寿命に対するその悪影響により、望ましくないと考えられる。特に顕著なガンマプライムニッケル基超合金には、Ｒｅｎｅ８８ＤＴ（Ｒ８８ＤＴ、米国特許第４９５７５６７号明細書）及びＲｅｎｅ１０４（Ｒ１０４、米国特許第６５２１１７５号明細書）、並びにＩｎｃｏｎｅｌ（登録商標）、Ｎｉｍｏｎｉｃ（登録商標）及びＵｄｉｍｅｔ（登録商標）の商標で市販されている特定のニッケル基超合金が含まれる。Ｒ８８ＤＴは、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０．５．０〜１．０％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、残部のニッケル及び不可避不純物の組成を有する。Ｒ１０４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、残部のニッケル及び不可避不純物の組成を有する。

ディスク及び他の極めて重要なガスタービンエンジン構成部品は、粉末冶金（Ｐ／Ｍ）、従来の鋳鍛造加工、及びスプレー鋳造又は有核鋳造形成技術によって製造されたビレットから鍛造されることが多い。任意の適した方法が用いられてもよいが、粉末冶金により生成されるガンマプライムニッケル基超合金は特に、タービンディスク及び特定の他のガスタービンエンジン構成部品の性能要件を満たすクリープ特性、引張特性及び疲労亀裂成長特性の良好なバランスをもたらすことができる。典型的な粉末冶金プロセスにおいて、所望の超合金の粉末は、熱間静水圧成形（ＨＩＰ）及び／又は押出緻密化などによる緻密化を経る。次に、生じるビレットは、合金のガンマプライムソルバス温度をわずかに下回る温度で等温鍛造されて超塑性成形条件に近づくが、これにより、大きな冶金学的ひずみが蓄積することなく、大きな幾何学的ひずみの蓄積によるダイキャビティの充填が可能になる。これらの加工ステップは、ビレット内において初めは微細な（例えば、ＡＳＴＭ１０〜１３又はさらに微細な）粒度を保持し、高可塑性を実現してニアネットシェイプ鍛造ダイを充填し、鍛造中の破壊を避け、比較的低い鍛造応力及びダイ応力を維持するよう設計される。高温における耐疲労亀裂成長性及び機械的特性を改善するため、次にこれらの合金はしばしば、それらのガンマプライムソルバス温度を超えて熱処理（一般に固溶化熱処理又はスーパーソルバス熱処理と呼ばれる。）され、析出物を固溶化し、結晶粒の均一で著しい粗大化を引き起こす。

多くのガンマプライムニッケル基超合金において、ハフニウム（Ｈｆ）が強化元素として超合金組成物の指定範囲内で含まれる。例えば、Ｍｏｕｒｅｒらの米国特許第８６１３８１０号明細書に記載のガンマプライムニッケル基超合金は、０．０５重量％〜０．６重量％のハフニウムを含む。より高いＨｆレベルは、粒界の扇状ガンマプライムを増進して、望ましいかみ合わせ結晶粒組織を生み出す傾向があると考えられる。超合金組成物内のハフニウムのこれらの利益にもかかわらず、ハフニウムの比較的高いコストは、多くの用途における使用を制限している。さらに、ハフニウムは特定のるつぼ材料と反応し、これがその使用をさらに制限している。

また、多くのガンマプライムニッケル基超合金において、ジルコニウム（Ｚｒ）は高温特性のばらつきの原因とされるため、超合金組成物の指定範囲内で含まれる。特に、Ｂ及びＺｒ（それぞれ約０．０１％）を一緒に加えると、さらに優れた破断、延性及び加工性がもたらされると一般に考えられる。しかし、ガンマプライムニッケル基超合金におけるジルコニウム（Ｚｒ）の使用は制限されてきた。その理由は、Ｚｒがガスタービン構成部品の分野において「有害物質」として評判を得ているからである。主として、Ｚｒは特に一体ホイール鋳造における有孔度の増加、及び熱間割れに関連してきた。また、より高いＺｒは初期溶融温度を低下させ、鋳物又は鋼塊において共晶構成成分を増加させる。粉末冶金加工の利用は、これらの有孔度及び共晶の問題を緩和する。

本発明の態様及び利点は、以下の説明において部分的に記載されることになり、或いは説明から明らかであったり、又は本発明を実施することによって分かるであろう。

Ｈｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金は概して、その製造方法と共に提供される。一実施形態では、Ｈｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金は以下を含む：約１０重量％〜約２２重量％のコバルト、約９重量％〜約１４重量％のクロム、０重量％〜約１０重量％のタンタル、約２重量％〜約６重量％のアルミニウム、約２重量％〜約６重量％のチタン、約１．５重量％〜約６重量％のタングステン、約１．５重量％〜約５．５重量％のモリブデン、０重量％〜約３．５重量％のニオブ、約０．０１重量％〜約１．０重量％のハフニウム、約０．０２重量％〜約０．１重量％の炭素、約０．０１重量％〜約０．４重量％のホウ素、約０．１５重量％〜約１．３重量％のジルコニウム、及び残部のニッケル及び不純物。特定の実施形態では、ガンマプライムニッケル基超合金におけるハフニウム及びジルコニウムの総量は約０．３重量％〜約１．５重量％である。

また、ガンマプライムニッケル基超合金は概して、その製造方法と共に提供される。一実施形態では、ガンマプライムニッケル基超合金は：０重量％〜約２１重量％のコバルト、約１０重量％〜約３０重量％のクロム、０重量％〜約４重量％のタンタル、０．１重量％〜約５重量％のアルミニウム、０．１重量％〜約１０重量％のチタン、０重量％〜約１４重量％のタングステン、０重量％〜約１５重量％のモリブデン、０重量％〜約４０重量％の鉄、０重量％〜約１重量％のマンガン、０重量％〜約１重量％のケイ素、０重量％〜約５重量％のニオブ、０重量％〜約０．０１重量％のハフニウム、０重量％〜約０．３５重量％の炭素、０重量％〜約０．３５重量％のホウ素、約０．２５重量％〜約１．３重量％のジルコニウム、及び残部のニッケル及び不純物を含み、ここでガンマプライムニッケル基超合金は、総量で４重量％以上のアルミニウム及びチタンを含み、ここでガンマプライムニッケル基超合金は、タングステン、ニオブ又はこれらの混合物を含む。特定の実施形態では、ガンマプライムニッケル基超合金は、０重量％〜約０．００８重量％のハフニウムを含み、ハフニウムを含まなくてもよい。

また、ガンマプライムニッケル基超合金が提供され、この超合金は、合金の粒界に位置するセル状析出物を形成するのに十分な全重量のＴｉ及びＺｒの組合せを含み、ここでセル状析出物は、粒界が位置するところで粒界を変形させるガンマプライムアームを定める。

特定の実施形態では、本明細書に開示されている任意の実施形態によるＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金及び／又はガンマプライムニッケル基超合金は、合金の粒界に主に位置するセル状析出物を含み、したがってセル状析出物は、粒界が位置するところで粒界を変形させるガンマプライムアームを定める。超合金は、セル状析出物より微細なガンマプライム析出物（例えば、立方体状又は球状の析出物）をさらに含むことができる。例えば、合金は、約５〜約１２体積％のセル状析出物及び／又は約４３〜約５０体積％のより微細なガンマプライム析出物を含むことができる。

また、ガスタービンエンジンの回転部品（例えば、タービンディスク又は圧縮機ディスク）が提供され、回転部品は、本明細書に開示されている任意の実施形態によるＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金及び／又はガンマプライムニッケル基超合金で形成される。

本発明の上記及びその他の特徴、態様及び利点は、以下の記載及び添付の特許請求の範囲を参照してより良く理解されるであろう。添付図面は、本明細書に組み込まれ、本明細書の一部を構成するものであり、本発明の諸実施形態を例示するとともに、以下の記載と共に本発明の原理を説明する働きをする。

本発明とみなされる主題は、本明細書の結論部分において特に指摘され、明確に請求されている。しかし、本発明は、添付の図面と併せて以下の説明を参照することにより最も良く理解され得る。

本発明の実施形態によるガスタービンエンジンにおいて用いられるタイプの例示的なタービンディスクの斜視図である。本発明の実施形態による超合金基材上の耐食及び耐酸化皮膜の断面図である。超合金組成物のセル状ガンマプライム析出物の概略図である。

本開示では、元素周期表に通常見られるような、通常の化学記号を使用して化学元素が議論される。例えば、水素が、その通常の化学記号Ｈで表され、ヘリウムが、その通常の化学記号Ｈｅで表され、以下同様である。

次に、本発明の実施形態を詳細に参照するが、その１以上の例が図面に例示されている。各例は、本発明の説明のために提供されるものであり、本発明を限定するものではない。実際、本発明の範囲又は精神から逸脱することなく本発明において様々な修正及び変形が行われ得ることは、当業者には明らかであろう。例えば、一実施形態の一部として示されているか、又は説明されている特徴は、さらなる実施形態を得るために別の実施形態と共に使用されてもよい。したがって、本発明は、このような修正例及び変形例を、添付の特許請求の範囲及びその均等物の範囲内に入るものとして包含することが意図されている。

多結晶ミクロ組織を有するために熱間加工（例えば、鍛造）操作により製造される構成部品に特に適したガンマプライムニッケル基超合金が概して提供される。このような構成部品の特定の例を、ガスタービンエンジンの高圧タービンディスク１０として図１に示す。本発明は、ディスク１０の加工に関して議論されるが、本発明の教示及び利益は、ガスタービンエンジンの圧縮機ディスク及びブリスク、並びに高温で応力を受け、したがって高温超合金を必要とする他の構成部品にも適用できることを当業者なら理解するであろう。

図１に示すディスク１０は概して、外側リム１２、中心ハブ又はボア１４及びリム１２とボア１４の間のウェブ１６を含む。リム１２は、タービンブレードが挿入されるディスク外周に沿ってダブテール１３を含むことにより、タービンブレード（図示せず）の取り付けのために構成される。貫通孔の形態のボア孔１８は、ディスク１０をシャフトに取り付けるためにボア１４の中心に位置しており、したがってボア孔１８の軸はディスク１０の回転軸と一致する。ディスク１０は単一の鍛造品であり、ＧｅｎｅｒａｌＥｌｅｃｔｒｉｃ社により製造されるもののような高バイパスガスタービンエンジンを含む航空機エンジンにおいて用いられるタービンディスクを代表するものであるが、これに限定されない。

図１に示すタイプのディスクは通常、粉末冶金（ＰＭ）、鋳鍛造加工又はスプレー鋳造或いは有核鋳造タイプの技術により形成される粗粒ビレットを等温鍛造することにより製造される。粉末冶金プロセスを利用する特定の実施形態では、ビレットは、熱間静水圧成形（ＨＩＰ）又は押出緻密化などにより、超合金粉末を緻密化することにより形成することができる。ビレットは通常、合金の再結晶温度、又はその付近だが合金のガンマプライムソルバス温度未満の温度の超塑性成形条件下で鍛造される。鍛造後、スーパーソルバス（固溶化）熱処理が実施され、その間、結晶粒成長が起こる。スーパーソルバス熱処理は、超合金のガンマプライムソルバス温度を超える温度（ただし初期溶融温度未満）で実施され、加工した結晶粒組織を再結晶し、超合金中のガンマプライム析出物（主に（Ｎｉ，Ｃｏ）₃（Ａｌ，Ｔｉ））を溶解（固溶化）する。スーパーソルバス熱処理の後、特定の所望の機械的特性を実現するため、構成部品は適切な速度で冷却され、ガンママトリックス内又は粒界にガンマプライムを再析出させる。また、構成部品は既知の技術を用いて時効を行ってもよい。

タービンディスク１０のボア１４及びウェブ１６はリム１２よりも動作温度が低いため、リム１２及びボア１４においては異なる特性が必要とされ、この場合、異なるミクロ組織がリム１２及びボア１４に最適であることもある。通常、引張強度、破裂強度、及び低サイクル疲労（ＬＣＦ）に対する抵抗を増進するためには、ボア１４及びウェブ１６には比較的微細な粒度が最適であるが、高温におけるクリープ、応力−破断及び滞留ＬＣＦ及び耐滞留疲労亀裂成長性（ｄｗｅｌｌｆａｔｉｇｕｅｃｒａｃｋｇｒｏｗｔｈｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）を増進するためには、リム１２において、より粗い粒度がより最適である。また、動作温度が上昇し、粒界破壊モードが限界挙動になると、粒界特性はさらに重要になる。制約要因である粒界主導の挙動に向かうこの傾向は、スーパーソルバス粗粒加工の利用につながり、部分的に、高温挙動において改善を促進するさらに蛇行した粒界破壊経路をもたらした。したがって、粒界が鋸歯状になり、可能性のある粒界破壊経路の蛇行を増やす程度を含む粒界要因は、ディスクリムにおいてさらにいっそう重要である。

先に議論した通り、さらに先進のエンジンに関連するより高い動作温度は、タービンディスク、特にタービンディスクリムのクリープ特性及び滞留亀裂成長特性にさらに大きな負担を掛けてきている。リム１２内の耐滞留疲労亀裂成長性は、過度に高い冷却速度を避けたり、又は冷却速度を小さくしたり、又は固溶化熱処理後に冷却したりすることにより改善することができるが、このような改善は通常、リム１２内のクリープ特性を犠牲にして得られる。さらに、ディスクリム１２は通常、断面が小さくさらに薄いため、さらに小さい冷却速度を保つために特別な注意を払わなければならならず、これによりディスク熱処理スケジュール及び任意の冷却速度手順、備え付け又は装置が複雑になる。

一般に、ガンマプライムニッケル基超合金は、固溶化熱処理及び冷却を含めて加工され、ガンマプライムのセル状析出物を含むミクロ組織を有する。セル状析出物３０を図３に略図で示す。図３において、セル状析出物は、はるかに小さな共通の源から放射状に広がる複数のアームを含む扇様構造を有するように示されている。特定の実施形態では、結晶粒内部全体にわたって広く分散しているだけでなく、セル状析出物のさらに大きなアームの間に散在した著しく小さな（より微細な）ガンマプライム析出物にセル状析出物は取り囲まれている。セル状析出物と比べて、より小さなガンマプライム析出物はさらに離散しており、通常、立方体状又は球状であり、概してガンマプライム析出強化ニッケル基超合金に通常見られるタイプ、形状及びサイズのものである。より小さなガンマプライム析出物の体積分率はセル状析出物の体積分率よりも大きく、通常、約４３〜約５０体積％の範囲にある。

用語「セル状」は本明細書において、当分野において一貫性があるように用いられ、すなわち、相に有機的セルの外観を持たせるように粒界に向かって成長して出るガンマプライム相のコロニーを指す。とりわけ、ガンマプライムのセル状析出物の成長は、析出物が核形成し、粒界に向かって整列したコロニーとして成長する固体−状態変化の結果である。いかなる理論によっても制限されることは本意ではないが、後固溶化冷却時、過飽和ガンママトリックスが不均一にガンマプライムの核を形成し、これが粒界に向かって扇状構造形態に成長し、その好ましい低エネルギーの最小曲率経路から粒界を変形させることが推測される。

図３に示すセル状析出物３０は、超合金の多結晶ミクロ組織の２つの結晶粒３４間の境界３２に位置するように示されている。析出物３０は、ベース部分３６、及びベース部分３６を含んでもよい共通の源中心から離れる方向に中心の位置又は中心点４０から延在する扇形部分３８を有する。特に、扇形部分３８はベース部分３６（存在する場合）よりもはるかに大きい。さらに、扇形部分３８は、大きく、輪郭のはっきりした複数の突出部又はアーム４２を有し、その結果、入り組んだ境界４４を有する扇形部分３８になる。アーム４２は、二次元で観察されるとき、析出物３０に扇様の外観を与えるが、アーム４２は、それらの完全三次元性で観察されるとき、さらにカリフラワー型の形態を与える。

図３は、局所粒界３２に向かって延在し、通常は低エネルギーの最小曲率経路である、その好ましい自然な経路を変形させている扇形部分３８のアーム４２を示す。図３に示すセル状析出物の体積分率が十分である（例えば、約５〜約１２体積％など、５体積％以上）ところで、超合金の粒界は、鋸歯状形状、入り組んだ形状又は不規則な形状を有する傾向があり、これにより、超合金の耐疲労亀裂成長性を増進すると考えられる蛇行した粒界破壊経路が生み出される。いかなる特定の理論によっても制限されることは本意ではないが、セル状ガンマプライム析出物の扇形部分は、超合金の粒界に向かって優先的に配向されるように見受けられ、広い扇状領域は通常、粒界と交差又は一致するのが観察されると考えられる。扇形部分の見かけの成長は、粒界が非常に不規則な形状を有し、しばしば扇形部分の輪郭を描き、結晶粒のかみ合わせの程度を示す形態を生み出す程度まで粒界を変形させることが示されている。特定の粒界は、ボールソケット配置に近づく形態を有することが観察されており、扇形部分によって引き起こされる高度な粒界の鋸歯状又は蛇行を裏付ける。

特定の実施形態では、すべてのガンマプライム析出物を固溶化する固溶化熱処理の適用と、その後に続く従来の熱処理装置で容易に達する速度での冷却又は冷却を通じて、図３に示すタイプの扇形のセル状析出物により増進された鋸歯状又は蛇行した粒界をガンマプライムニッケル基超合金が形成する。また、好ましい固溶化熱処理は、低速の制御された初期冷却速度及びガンマプライムソルバス温度未満の高温保持など、鋸歯状の形成を促進するのにあらかじめ必要とされるような複雑な熱処理スケジュールを必要としない。さらに、好ましい熱処理を利用して超合金中で生成された鋸歯状及び蛇行した粒界は、粒界に局在するガンマプライム析出物の単純な成長により生成されたものよりも大きな広がりと高度な見かけのかみ合わせを有することが観察されている。

熱処理の特定の例は、適した鍛造（熱間加工）プロセスを利用した超合金からの物品の製造にしたがう。超合金鍛造は、約２１００°Ｆ〜２１７５°Ｆ（約１１５０℃〜約１１９０℃）以上の温度で固溶化されるスーパーソルバスであり、その後、鍛造品全体を約５０〜約３００°Ｆ／分（約３０〜約１７０℃／分）の速度で、より好ましくは約１００〜約２００°Ｆ／分（約５５〜約１１０℃／分）の速度で冷却することができる。冷却は、スーパーソルバス温度から約１６００°Ｆ（約８７０℃）以下の温度まで直接実施される。その結果、鋸歯状形状、入り組んだ形状又は不規則な形状を有するために粒界を活性化する複数の異なる冷却速度、高温保持及び／又はより低速の冷却が関与する熱処理を実施する必要がなく、これにより、超合金の耐疲労亀裂成長性を増進すると考えられる蛇行した粒界破壊経路が生み出される。

ニッケル基超合金は、マトリックス内のＮｉ₃Ａｌ γ’相により主として強化される。Ｎｉ−Ａｌ状態図は、Ｎｉ₃Ａｌ相が、可能性のある幅広い化学組成を有することを示す。化学組成の範囲が広いことは、ガンマプライムの相当な合金化が実現可能であることを示唆する。ガンマプライム中のＮｉサイトは主としてＮｉで占められているが、「Ｎｉサイト」は実際、顕著なＣｏ含有量を含んでもよい。「Ａｌサイト」の位置に注目すると、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ又はＮｂのような原子によるＡｌ原子置換が可能である。ガンマプライム合金化における主要な要因は、元素の相対的なサイズ／直径、並びにガンマプライム格子の変形及び整合ひずみの増大に対するその影響である。これらは場合によっては有用な添加であり、Ｓｉ、Ｇｅ及びＶは、ガンマプライム合金化に対するこれらの望ましさを低下させる要因を有する。モリブデン及びタングステンは、Ｎｉ₃ＸへのＸの溶解性を制限し、Ｎｉ₃Ｘの格子パラメータの変化によるミスマッチへのこれらの影響ははっきりしないであろう。Ｔｉ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔａ又はＮｂによるガンマプライム合金化に注目すると、直径の増大及び耐火性の向上にのみ基づいて、これらの有効性を向上させると、これらの順序がＴｉ、Ｎｂ／Ｔａ及びＺｒ／Ｈｆ（最も望ましい）に変わる。

したがって、Ｈｆ及びＺｒは、これらの原子の原子価間の違い、ＡＰＢエネルギー、及び（１００）面上の交差すべりに関連するエネルギーと共に比較的大きな原子のサイズにより、ガンマプライムニッケル基超合金（例えば、Ｎｉ₃Ａｌ）において非常に効果的な強化元素である。ＨｆとＺｒの両方が（１００）面上のＣＲＳＳ（臨界分解せん断応力）を大きくし、（１１１）面には弱い影響しか与えないと考えられる。したがって、すべり系の転移の温度は高くなる。さらに、ＨｆとＺｒの両方がＡＰＢエネルギーを小さくし、超転位に関連する｛１１１｝から｛１００｝への交差すべりの速度を大きくする。さらに、現在、より高いＨｆレベルは、図３に示すような望ましいかみ合わせ結晶粒組織を生み出す粒界の扇状ガンマプライムを増進する傾向があると考えられており、Ｔｉ／Ｚｒ／Ｈｆレベル及び相対量は、扇状ガンマプライムの形成において極めて重要な要因であると考えられる。

その原子の直径を含め、周期表中のその位置に基づいて、Ｚｒは、粒界の扇状ガンマプライムの増大に対してＨｆと同様の効果を、高度に蛇行した粒界経路及びかみ合わせ結晶粒組織と一貫した高温挙動における改善と共にもたらすと考えられる。Ｈｆの代わりにＺｒを使用することには、コスト及び介在物の含有量の両方において潜在的な利点がある。さらに、Ｚｒは、界面境界又は粒界の格子の切れ目を充填し、構造規則性及び角状の格子間の結合強度を高める傾向がある。この界面偏析及び空格子点の充填は、高温挙動において主要な要因である、酸素及び硫黄などのような化学種の粒界拡散を低減又は妨害する働きもするであろう。したがって、上昇したＺｒレベルは、粒界及びホウ化物／マトリックス界面においてさらに高まり、ＭＣ炭化物及びマトリックス中で固溶体になる可能性があり、おそらく一次ＭＣ炭化物を変化させ、ガンマプライム形態にも影響する。

したがって、Ｚｒの添加は粒界の空格子点を充填し、その結果、空格子点密度を低下させ、かつＧＢ間の結合強度を高めることにより粒界構造が改善する可能性がある。一般的な機構は、サイズが不揃いの原子（約２０〜３０％過大又は過小）が粒界に偏析して、空格子点を充填し、粒界拡散を低減するというものである。Ｚｒが粒界に集中し、粒界の微小空洞を充填するとき、これが粒界の応力集中を軽減し、亀裂の発生及び伝播を遅らせ、破断寿命を延ばし、破断伸びを大きくする。さらに、ジルコニウムはＺｒ₄Ｃ₂Ｓ₂を生成して、粒界の元素硫黄の量を大幅に低減し、粒界亀裂の発生を遅らせることが明らかになっている。これらの傾向は、延性を改善し、かつ亀裂の発生及び伝播を遅らせる応力の吸収を促進して、合金の高温強度及び滞留抵抗（ｄｗｅｌｌｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）を高める。

Ｚｒの利益にもかかわらず、Ｚｒは、鍛造超合金においては公称レベル０．０５重量％で、一部の合金では０．１０重量％以下で使用されてきた。しかし、Ｚｒ上昇レベルをさらに高くすると（例えば、約０．１５重量％〜約１．３重量％、例えば、０．２重量％〜約０．４重量％）、特にＨｆの置換又はＨｆ添加の増加のように、さらなる改善の可能性がある。

Ｔｉ／Ｚｒ／Ｈｆレベル及び相対量は、扇状ガンマプライムの形成において極めて重要な要因であると考えられるため、以下の議論は、２つのタイプのガンマプライムニッケル基超合金を対象とする：（１）Ｈｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金及び（２）Ｈｆを含まない、又は公称量（例えば、公称０．０１重量％）を超えるＨｆを含まないガンマプライムニッケル基超合金。

一実施形態では、以下を含むＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金が概して提供される：約１０重量％〜約２５重量％のコバルト（例えば、約１７重量％〜約２１重量％のコバルト）、約９重量％〜約１４重量％のクロム（例えば、約１０．５重量％〜約１３重量％のクロム）、０重量％〜約１０重量％のタンタル（例えば、約４．６重量％〜約５．６重量％のタンタル）、約２重量％〜約６重量％のアルミニウム（例えば、約２．６重量％〜約３．８重量％のアルミニウム）、約２重量％〜約６重量％のチタン（例えば、約２．５重量％〜約３．７重量％のチタン）、約１．５重量％〜約６重量％のタングステン（例えば、約２．５重量％〜約４．５重量％のタングステン）、約１．５重量％〜約５．５重量％のモリブデン（例えば、約２重量％〜約５重量％のモリブデン）、０重量％〜約３．５重量％のニオブ（例えば、約１．３重量％〜約３．２重量％のニオブ）、約０．０１重量％〜約１．０重量％のハフニウム（例えば、約０．３重量％〜約０．８重量％のハフニウム）、約０．０２重量％〜約０．１重量％の炭素（例えば、約０．０３重量％〜約０．０８重量％の炭素）、約０．０１重量％〜約０．４重量％のホウ素（例えば、約０．０２重量％〜約０．０４重量％のホウ素）、約０．１５重量％〜約１．３重量％のジルコニウム（例えば、約０．２５重量％〜約１．０重量％のジルコニウム、例えば、約０．２５重量％〜約０．５５重量％）、及び残部のニッケル及び不純物。

上に記載の成分範囲を下表１にまとめた。これらは重量％（ｗｔ％）で表されている。

より高いアルミニウムレベルは、高温での使用に必要な合金の安定性を向上させるが、より高いチタンレベルが大部分の機械的特性に対して一般に有益であるということから、表１に記載の合金のチタン：アルミニウム重量比が重要であると考えられる。モリブデン：モリブデン＋タングステン重量比も重要であると考えられるが、それはこの比が、高温で応答する高融点元素含量を示し、ガンマ相及びガンマプライム相の高融点元素含量のバランスをとるからである。さらに、望ましくなく、大量にあると合金能力を低下させるシグマ相又はイータ相などの脆化相、或いは他のトポロジー稠密充填（ＴＣＰ）相の形成を避けるために、チタン、タンタル及びクロム（及び他の高融点元素）の量のバランスがとられる。表１に一覧にした元素とは別に、望ましくない特性につながることなく、少量の他の合金化構成成分が存在することもできると考えられる。このような構成成分及びそれらの（重量による）量には、２．５％以下のレニウム、２％以下のバナジウム、２％以下の鉄及び／又は０．１％以下のマグネシウムが含まれる。

本発明の好ましい態様によれば、表１に記載の超合金は、Ｈｆの使用に関連する欠点を抑えながら、高温でのクリープ及び耐疲労亀裂成長性の両方における改善を含め、高温滞留特性においてバランスがとれた改善の可能性をもたらす。

表１において、ある特定のガンマプライムニッケル基超合金に関して上で議論したが、ＺｒによるＨｆの置換は、Ｈｆを含む任意のガンマプライムニッケル基超合金において利用することができる。本実施形態では、ハフニウムとジルコニウムの両方がガンマプライムニッケル基超合金中に存在し、ハフニウム及びジルコニウムの総量（Ｈｆ＋Ｚｒ）は約０．３重量％〜約１．５重量％である。例えば、このような実施形態では、少なくともいくらかの量だけ存在するハフニウム（例えば、約０．０１重量％〜約１．０重量％）と共に、ジルコニウムの量をガンマプライムニッケル基超合金の約０．２５重量％以上（例えば、約０．２５重量％〜約１．０重量％のジルコニウム、例えば、約０．２５重量％〜約０．５５重量％）にすることができる。

表２を参照すると、いくつかの市販のＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金の組成が記載されており、これらは重量％（ｗｔ％）で表されている。

上述の通り、これらのＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金のそれぞれにおけるＺｒの濃度は、Ｈｆ濃度を下げながら、約０．１５重量％〜約１．３重量％、例えば、約０．２５重量％〜約０．５５重量％に上げることができる。

しかし、合金組成の一部として形式的には確認されないが、多くの合金が構成成分としてＨｆを許容する。これらの合金において、Ｈｆの濃度は通常、存在するにしても公称量で存在する。すなわち、このような合金には、０重量％（すなわち、Ｈｆを含まない。）〜約０．０１重量％（すなわち、公称量のＨｆが存在する。）含まれる。したがって、代替の実施形態は、名目上Ｈｆ含有及び／又はＨｆフリーガンマプライムニッケル基超合金を対象とする。これらの名目上Ｈｆ含有及び／又はＨｆフリーガンマプライムニッケル基超合金において、Ｚｒ濃度は約０．１５重量％〜約１．３重量％、例えば、約０．２５重量％〜約０．５５重量％である一方、Ｈｆが存在したとしても、存在する必要性をさらに最小限に抑えながら、改善された耐クリープ性、引張強度及び高温滞留能力を実現する。そのように改質された合金は、高度な鋸歯状形状、入り組んだ形状又は不規則な形状を有する超合金の粒界を示すことがあり、超合金の耐疲労亀裂成長性を増進すると考えられる蛇行した粒界破壊経路が生み出される。

例えば、このような実施形態では、ガンマプライムニッケル基超合金内において、全く存在しないか、又は名目上存在するハフニウムの量（例えば、約０．００１重量％〜約０．１重量％、例えば、約０．０１重量％〜約０．０８重量％）と共に、ジルコニウムの量をガンマプライムニッケル基超合金の約０．１５重量％以上（例えば、約０．２５重量％〜約１．３重量％のジルコニウム、例えば、約０．２５重量％〜約０．５５重量％）にすることができる。さらに、高強度ガンマプライムニッケル基超合金とみなすために、合金組成には、タングステン又はニオブの１種以上と共に、総量で約４重量％以上のＡｌ及びＴｉ（例えば、約４重量％〜約１５重量％）が含まれる。

したがって、一実施形態では、０重量％〜約０．０１重量％のＨｆ、総量で約４重量％以上のＡｌ及びＴｉ（例えば、約４重量％〜約１５重量％）、Ｗ又はＮｂの１種以上、及び約０．１５重量％〜約１．３重量％のジルコニウム、例えば、約０．２５重量％〜約０．５５重量％のジルコニウムを含むガンマプライムニッケル基超合金が概して提供される。このようなガンマプライムニッケル基超合金は以下を含む：約０重量％〜約２１重量％のコバルト（例えば、約１重量％〜約２０重量％のコバルト）、約１０重量％〜約３０重量％のクロム（例えば、約１０重量％〜約２０重量％のクロム）、０重量％〜約４重量％のタンタル（例えば、０重量％〜約２．５重量％のタンタル）、０．１重量％〜約５重量％のアルミニウム（例えば、約１重量％〜約４重量％のアルミニウム）、０．１重量％〜約１０重量％のチタン（例えば、約０．２重量％〜約５重量％のチタン）、０重量％〜約１４重量％のタングステン（例えば、約１重量％〜約６．５重量％のタングステン）、０重量％〜約１５重量％のモリブデン（例えば、約１重量％〜約１０重量％のモリブデン）、０重量％〜約４０重量％の鉄（例えば、０重量％〜約１５重量％の鉄）、０重量％〜約１重量％のマンガン（例えば、０重量％〜約０．５重量％のマンガン）、０重量％〜約１重量％のケイ素（例えば、０重量％〜約０．５重量％のケイ素）、０重量％〜約５重量％のニオブ（例えば、０重量％〜約３．６重量％のニオブ）、０重量％〜約０．０１重量％のハフニウム（例えば、０重量％〜約０．００５重量％のハフニウム）、０重量％〜約０．３５重量％の炭素（例えば、約０．０１重量％〜約０．１重量％の炭素）、０重量％〜約０．３５重量％のホウ素（例えば、約０．０１重量％〜約０．０１重量％のホウ素）、約０．１５重量％〜約１．３重量％のジルコニウム（例えば、約０．２５重量％〜約１．０重量％のジルコニウム、例えば、約０．２５重量％〜約０．５５重量％）、及び残部のニッケル及び不純物。

上に記載の成分範囲を下表３にまとめた。これらは重量％（ｗｔ％）で表されている。

表３に一覧にした元素とは別に、望ましくない特性につながることなく、少量の他の合金化構成成分が存在することもできると考えられる。このような構成成分及びそれらの（重量による）量には、２．５％以下のレニウム、２％以下のバナジウム、２％以下の鉄及び／又は０．１％以下のマグネシウムが含まれる。本発明の好ましい態様によれば、表３に記載の超合金は、Ｈｆの使用に関連する欠点を抑えながら、高温でのクリープ及び耐疲労亀裂成長性の両方における改善を含め、高温滞留特性においてバランスがとれた改善の可能性をもたらす。

表４はいくつかの市販のＨｆフリーガンマプライムニッケル基超合金の組成を示し、これらは重量％（ｗｔ％）で表されている。

上述の通り、これらの名目ＨＦ又はＨｆフリーガンマプライムニッケル基超合金のそれぞれにおけるＺｒの濃度は、合金中のあらゆるＨｆをほとんど又は完全に排除しながら（すなわち、約０．０１重量％未満）、約０．１５重量％〜約１．３重量％、例えば、約０．２５重量％〜約０．５５重量％に上げることができる。したがって、表４に示す合金はそれぞれ、約０．２５重量％〜約１．３重量％のＺｒ、例えば、約０．２５重量％〜約０．５５重量％のＺｒを含むように改質することができる。

一実施形態では、超合金構成部品は、その上に耐食皮膜を有することができる。図２を参照すると、超合金基材２６の表面領域２４上に堆積された耐食皮膜２２が示されている。超合金基材２６は、図１のディスク、又はガスタービンエンジン内のその他の任意の構成部品であってもよい。

この書面による説明は、例を使用して、最良の態様を含めて、本発明を開示すると共に、当業者が、任意の機器もしくはシステムの作成及び使用、並びに任意の組み込まれた方法の実行を含めて、本発明を実施することも可能にするものである。本発明の特許可能な範囲は特許請求の範囲によって定義され、当業者が想起する他の例を含んでいてもよい。そのような他の例は、それらの例が特許請求の範囲の文言と異ならない構造要素を含む場合、又はそれらの例が特許請求の範囲の文言と非実質的な差異を有する等価構造要素を含む場合、特許請求の範囲内にあることを意図している。

Claims

約１０重量％〜約２２重量％のコバルト、
約９重量％〜約１４重量％のクロム、
０重量％〜約１０重量％のタンタル、
約２重量％〜約６重量％のアルミニウム、
約２重量％〜約６重量％のチタン、
約１．５重量％〜約６重量％のタングステン、
約１．５重量％〜約５．５重量％のモリブデン、
０重量％〜約３．５重量％のニオブ、
約０．０１重量％〜約１．０重量％のハフニウム、
約０．０２重量％〜約０．１重量％の炭素、
約０．０１重量％〜約０．４重量％のホウ素、
約０．１５重量％〜約１．３重量％のジルコニウム、及び
残部のニッケル及び不純物を含むＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金。
内部のハフニウム及びジルコニウムの総量が約０．３重量％〜約１．５重量％である、請求項１に記載のＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金。
約０．３重量％〜約０．８重量％のハフニウムを含む、請求項１に記載のＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金。
約０．２５重量％〜約０．５５重量％のジルコニウムを含む、請求項１乃至請求項３のいずれか１項に記載のＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金。
２．５％以下のレニウム、２％以下のバナジウム、２％以下の鉄及び／又は０．１％以下のマグネシウムを含む、請求項１乃至請求項４のいずれか１項に記載のＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金。
合金が、合金の粒界に主に位置するセル状析出物を含み、セル状析出物が、粒界が位置するところで粒界を変形させるガンマプライムアームを定める、請求項１乃至請求項５のいずれか１項に記載のＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金。
合金が、セル状析出物より微細なガンマプライム析出物をさらに含み、より微細なガンマプライム析出物が立方体状又は球状である、請求項６に記載のＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金。
合金が、約５〜約１２体積％のセル状析出物及び／又は約４３〜約５０体積％のより微細なガンマプライム析出物を含む、請求項７に記載のＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金。
約１０重量％〜約２２重量％のコバルト、
約９重量％〜約１４重量％のクロム、
０重量％〜約１０重量％のタンタル、
約２重量％〜約６重量％のアルミニウム、
約２重量％〜約６重量％のチタン、
約１．５重量％〜約６重量％のタングステン、
約１．５重量％〜約５．５重量％のモリブデン、
０重量％〜約３．５重量％のニオブ、
約０．０１重量％〜約１．０重量％のハフニウム、
約０．０２重量％〜約０．１重量％の炭素、
約０．０１重量％〜約０．４重量％のホウ素、
約０．１５重量％〜約１．３重量％のジルコニウム、及び
残部のニッケル及び不純物からなる、請求項１に記載のＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金。
請求項１乃至請求項９のいずれか１項に記載のＨｆ含有ガンマプライムニッケル基超合金で形成される、ガスタービンエンジンの回転部品。
タービンディスク又は圧縮機ディスク（１０）である、請求項１０に記載の回転部品。
０重量％〜約２１重量％のコバルト、
約１０重量％〜約３０重量％のクロム、
０重量％〜約４重量％のタンタル、
０．１重量％〜約５重量％のアルミニウム、
０．１重量％〜約１０重量％のチタン、
０重量％〜約１４重量％のタングステン、
０重量％〜約１５重量％のモリブデン、
０重量％〜約４０重量％の鉄、
０重量％〜約１重量％のマンガン、
０重量％〜約１重量％のケイ素、
０重量％〜約５重量％のニオブ、
０重量％〜約０．０１重量％のハフニウム、
０重量％〜約０．３５重量％の炭素、
０重量％〜約０．３５重量％のホウ素、
約０．２５重量％〜約１．３重量％のジルコニウム、及び
残部のニッケル及び不純物
を含み、総量で４重量％以上のアルミニウム及びチタンを含み、タングステン、ニオブ又はこれらの混合物を含むガンマプライムニッケル基超合金。
０重量％〜約０．００８重量％のハフニウムを含む、請求項１２に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
ハフニウムを含まない、請求項１２に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
約０．２５重量％〜約０．５５重量％のジルコニウムを含む、請求項１２乃至請求項１４のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
２．５％以下のレニウム、２％以下のバナジウム、２％以下の鉄及び／又は０．１％以下のマグネシウムを含む、請求項１２乃至請求項１５のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
内部に存在するアルミニウム及びチタンの総量が約４重量％〜約１５重量％である、請求項１２乃至請求項１６のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基合金。
合金が、合金の粒界に主に位置するセル状析出物を含み、セル状析出物が、粒界が位置するところで粒界を変形させるガンマプライムアームを定める、請求項１２乃至請求項１７のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基合金。
合金が、セル状析出物より微細なガンマプライム析出物をさらに含み、より微細なガンマプライム析出物が立方体状又は球状である、請求項１８に記載のガンマプライムニッケル基合金。
約５〜約１２体積％のセル状析出物及び／又は約４３〜約５０体積％のより微細なガンマプライム析出物を含む、請求項１９に記載のガンマプライムニッケル基合金。
請求項１２乃至請求項２０のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基合金で形成される、ガスタービンエンジンの回転部品。
タービンディスク又は圧縮機ディスク（１０）である、請求項２１に記載の回転部品。
合金の粒界に位置するセル状析出物を形成するのに十分な全重量のＴｉ及びＺｒの組合せを含み、セル状析出物が、粒界が位置するところで粒界を変形させるガンマプライムアームを定めるガンマプライムニッケル基超合金。
約０．１重量％〜約１０．０重量％のＴｉを含む、請求項２３に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
約０．２重量％〜約５重量％のＴｉを含む、請求項２３又は請求項２４に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
約０．１５重量％〜約１．３重量％のＺｒを含む、請求項２３乃至請求項２５のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
約０．２５重量％〜約０．５５重量％のＺｒを含む、請求項２３乃至請求項２６のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
約０．０１重量％〜約１．０重量％のＨｆを含む、請求項２３乃至請求項２７のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
約０．３重量％〜約０．８重量％のＨｆを含む、請求項２３乃至請求項２８のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
内部のハフニウム及びジルコニウムの総量が約０．３重量％〜約１．５重量％である、請求項２８又は請求項２９に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
約０重量％〜約０．０１重量％のＨｆを含む、請求項２３乃至請求項２７のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
Ｈｆを含まない、請求項２３乃至請求項２７のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
総量で約４重量％以上のＡｌ及びＴｉを含む、請求項２３乃至請求項３２のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
総量で約４重量％〜約１５重量％のＡｌ及びＴｉを含む、請求項２３乃至請求項３３のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基超合金。
タングステン又はニオブの１種以上を含む、請求項２３乃至請求項３４のいずれか１項に記載のガンマプライムニッケル基超合金。