KR20040007212A

KR20040007212A - 니켈계 초합금 및 그로부터 제조된 터빈 구성요소

Info

Publication number: KR20040007212A
Application number: KR1020027011311A
Authority: KR
Inventors: 바우스그레고리케이; 헨리마이클에프; 쉐퍼존씨
Original assignee: 제너럴 일렉트릭 캄파니
Priority date: 2000-02-29
Filing date: 2001-02-28
Publication date: 2004-01-24
Also published as: AU2001243302A1; WO2001064964A9; JP5073905B2; KR100862346B1; US6908518B2; US20030103862A1; JP2004518811A; US20040011443A1; WO2001064964A1

Abstract

크롬 7.0 내지 12.0 중량%; 탄소 0.06 내지 0.10 중량%; 코발트 5.0 내지 15.0 중량%; 티타늄 3.0 내지 5.0 중량%; 알루미늄 3.0 내지 5.0 중량%; 텅스텐 3.0 내지 12.0 중량%; 몰리브덴 1.0 내지 5.0 중량%; 붕소 0.0080 내지 0.01 중량%; 레늄 0 내지 10.0 중량%; 탄탈 2.0 내지 6.0 중량%; 콜럼븀 0 내지 2.0 중량%; 바나듐 0 내지 3.0 중량%; 하프늄 0 내지 2.0 중량%; 및 잔량의 니켈 및 부수 불순물을 포함하는, 대형 지상-발진 유틸리티 가스 터빈 엔진에 사용하기에 적합한 대형의 무균열 니켈계 초합금 가스 터빈 버킷의 제조에 적합한 니켈계 초합금.

Description

니켈계 초합금 및 그로부터 제조된 터빈 구성요소{NICKEL BASE SUPERALLOYS AND TURBINE COMPONENTS FABRICATED THEREFROM}

항공기 엔진 구성요소의 제조에 니켈계 초합금을 사용하는 것은 공지되어 있다. 상기 합금이 허용되기 위해서는, 열처리 균열이 없는 우수한 주조성, 우수한 고온 종방향 및 횡방향 크리프 강도 특성 및 우수한 고온 내식성을 나타내어야 한다.

항공기 엔진의 터빈 블레이드재로 사용되는 상기 니켈계 초합금중 하나가 단결정(single crystal, SC) 렌(Rene) N4 합금이다. SC 렌 N4의 한 형태가 미국 특허 제 5,154,884 호에 7 내지 12 중량%의 Cr, 1 내지 5 중량%의 Mo, 3 내지 5 중량%의 Ti, 3 내지 5 중량%의 Al, 5 내지 15 중량%의 Co, 3 내지 12 중량%의 W,10 중량% 이하의 Re, 2 내지 6 중량%의 Ta, 2 중량% 이하의 Cb, 3 중량% 이하의 V, 2 중량% 이하의 Hf를 포함하고 잔량은 필수적으로 니켈과 부수 불순물인 니켈계 초합금 조성물로서 기술되어 있다. 미국 특허 제 5,399,313 호는 9.5 내지 10.0 중량%의 Cr, 7.0 내지 8.0 중량%의 Co, 1.3 내지 1.7 중량%의 Mo, 5.75 내지 6.25 중량%의 W, 4.6 내지 5.0 중량%의 Ta, 3.4 내지 3.6 중량%의 Ti, 4.1 내지 4.3 중량%의 Al, 0.4 내지 0.6 중량%의 Cb, 0.1 내지 0.2 중량%의 Hf, 0.05 내지 0.07 중량%의 C 및 0.003 내지 0.005 중량%의 B를 포함하고 잔량은 니켈과 부수 불순물인 SC 렌 N4의 변형된 형태를 기술하고 있다.

전형적으로, 항공기 엔진 블레이드는 소형이며, 대략 수 인치 길이에, 무게가 기껏해야 수 온스 또는 수 파운드이다. 대조적으로 동력 터빈 버킷은 전형적으로 길이가 약 36 인치 이하이고 무게가 약 40 파운드 이하이다. 상기 대형 부품들에서의 단결정 합금의 사용은 비실용적인 것으로 밝혀졌다. 열처리 균열이 없으면서 우수한 주조성, 우수한 고온 종방향 및 횡방향 크리프 강도 특성 및 우수한 고온 내식성을 나타내는 대형 터빈 블레이드의 제조에 사용하기 위한 초합금에 대한 요구가 존재한다. 본 발명은 상기 요구를 충족시키기 위해 시도된 것이다.

발명의 요약

본 발명은 버킷이 동력 터빈에서 연장된 기간동안, 전형적으로는 약 72,000 시간까지 사용되도록 하는 니켈계 초합금으로부터 제조된 버킷에 대한 합금 및 고온 열처리에 관한 것이다. 상기 연장된 터빈 수명은 합금중에 감마-프라임석출물(gamma-prime precipitate)의 약 60 내지 80%의 용체화가 일어나는 경우 달성될 수 있는 것으로 밝혀졌다. 감마-프라임 석출물은 합금에 강화 상을 제공한다. 더욱이, 본 발명에 따라서, 본 발명의 합금 중 붕소의 수준을 약 70 내지 130 ppm, 일반적으로는 약 80 내지 130 ppm, 보다 통상적으로는 약 80 내지 100 ppm(약 0.0080 내지 0.01 중량%)의 범위 이내, 예를 들면, 약 90 ppm(약 0.009 중량%)로 조정하면 주조 버킷에서 열처리 균열의 발생률이 감소되는 것이 발견되었다.

제 1 태양으로, 크롬 7.0 내지 12.0 중량%, 코발트 5.0 내지 15.0 중량%, 탄소 0.06 내지 0.10 중량%, 티타늄 3.0 내지 5.0 중량%, 알루미늄 3.0 내지 5.0 중량%, 텅스텐 3.0 내지 12.0 중량%, 몰리브덴 1.0 내지 5.0 중량%, 붕소 0.0080 내지 0.013 중량%, 레늄 0 내지 10.0 중량%, 탄탈 2.0 내지 6.0 중량%, 콜럼븀 0 내지 2.0 중량%, 바나듐 0 내지 3.0 중량%, 하프늄 0 내지 2.0 중량%, 및 잔량의 니켈 및 부수 불순물을 포함하거나 또는 필수적으로 이들로 이루어진, 대형 지상-발진 유틸리티 가스 터빈 엔진(large land-based utility gas turbine engine)에 사용하기에 적합한 대형의 견고한 무균열 니켈계 초합금 가스 터빈 버킷의 제조에 적합한 니켈계 초합금이 제공된다.

본 발명의 전형적인 니켈계 합금은 크롬 9.50 내지 10.00 중량%, 코발트 7.00 내지 8.00 중량%, 알루미늄 4.10 내지 4.30 중량%, 티타늄 3.35 내지 3.65 중량%, 텅스텐 5.75 내지 6.25 중량%, 몰리브덴 1.30 내지 1.70 중량%, 탄탈 4.60 내지 5.00 중량%, 탄소 0.06 내지 0.10 중량%, 지르코늄 최대 0.01 중량%(최소치 없음), 붕소 0.008 내지 0.010 중량%(80 내지 100 ppm으로도 또한 표시함), 철 최대0.20 중량%(최소치 없음), 실리콘 최대 0.20 중량%(최소치 없음), 망간 최대 0.01 중량%(최소치 없음), 구리 최대 0.10 중량%(최소치 없음), 인 최대 0.005 중량%(최소치 없음), 황 최대 0.003 중량%(최소치 없음), 콜럼븀 0.40 내지 0.60 중량%, 산소 최대 0.002 중량%(최소치 없음), 질소 최대 0.0015 중량%(최소치 없음), 바나듐 최대 0.10 중량%(최소치 없음), 하프늄 0.10 내지 0.20 중량%, 백금 최대 0.15 중량%(최소치 없음), 레늄 최대 0.10 중량%(최소치 없음), 레늄+텅스텐 최대 6.25 중량%(최소치 없음), 마그네슘 최대 0.0035 중량%(최소치 없음), 팔라듐 최대 0.10 중량%(최소치 없음) 및 잔량의 니켈을 포함하거나 또는 필수적으로 이들로 이루어진다.

또 다른 태양에서, 감마 프라임 석출물의 60 내지 80% 용체화를 전개시키기 위해 제품을 아르곤 분위기하 또는 진공하에서 가열한 후 실온으로 냉각시키는, 본 발명의 니켈계 초합금으로 된 대형 동력 터빈 버킷과 같은 주조 및 열처리 제품을 제조하는 방법이 제공된다. 전형적으로, 제품은 약 2260 내지 2300 ℉의 범위이면서 초합금의 초기 용융 온도보다 적어도 약 25 ℉ 낮은 온도로 가열한다. 제품은 노 냉각에 의해 약 35 ℉/분의 냉각 속도로 2050 ℉로 냉각한 다음, 공칭적으로 가스 팬 냉각에 의해 100 ℉/분으로 1200 ℉로 냉각한 후, 임의의 냉각 속도로 실온으로 냉각시킨다.

또 다른 태양으로, 본 발명은 본 발명의 방법에 따라 제조된 대형 터빈 버킷과 같은 제품을 제공한다.

다른 태양으로, 본 발명의 제품을 포함하는 가스 터빈 엔진이 제공된다.

본 발명의 합금은 여러 이점을 나타낸다. 첫째로, 본 발명의 합금은 90 내지 130 ppm의 붕소 함량에서 30 내지 50 ppm 붕소 함량에서의 SC 렌 N4보다 우수한 주조성(대형 터빈 버킷에 대해)을 갖는다. 둘째로, 본 발명의 합금은 DS 형태일 때 90 내지 130 ppm의 붕소 함량에서 30 내지 50 ppm 붕소 함량의 SC 렌 N4에 비해 개선된 수율을 갖는다. "수율"과 관련하여, SC 렌 N4는 부품 당 하나의 결정립(grain)을 포함한다. SC 렌 N4는 전형적으로 소형 터빈 블레이드를 제조하는데 사용된다. 소형 부품들이 사용되므로, 실제 "단결정"을 갖는 것이 가능하다. 그러나, 대형 구성요소의 경우, 실제로 단 하나의 결정립을 갖는 부품을 제조하는 것이 곤란하다. 따라서, SC 부품에 대한 "수율"은 거의 제로(0)일 것이다(즉, 결코 제조할 수 없다). 주로 붕소를 더 첨가하여 SC 렌 N4의 조성을 변화시킴으로써, 다중-결정립의 DS 구성요소를 제조하는 것이 가능하다. 상기 다중-결정립 DS 구성요소는 부품의 단면을 교차하여 많은 결정립을 수용하도록 설계된 것이다. 상기 방식으로 제조하면, "수율"은 80 내지 100%로 증가한다.

셋째로, 본 발명의 합금은 90 내지 130 ppm의 붕소 함량에서 30 내지 50 ppm 붕소 함량의 SC 렌 N4와 공칭적으로 동등한 기계적 성질(종방향으로)을 갖는다. 넷째로, 본 발명의 합금은 90 내지 130 ppm의 붕소 함량에서 30 내지 50 ppm 붕소 함량의 SC 렌 N4보다 우수한 횡방향 크리프 특성을 갖는다. 다섯째로, 본 발명의 합금은 90 ppm의 붕소 함량에서, 30 내지 50 ppm 붕소 함량의 SC 렌 N4보다 또는 본 발명의 130 ppm 붕소 함량의 DS 합금보다 열처리 균열에 대한 내성이 더 우수하다. 130 ppm의 붕소를 갖는 합금은, DS 렌 N4 또는 90 ppm의 붕소를 갖는 DS 렌N4(약 2315 ℉의 융점)보다, 또는 거의 2334 ℉의 융점을 갖는 SC 렌 N4보다 낮은 융점(약 2301 ℉)을 갖는다(융점: 130 ppm의 붕소를 갖는 DS 렌 N4 - 2301 ℉; 90 ppm의 붕소를 갖는 DS 렌 N4 - 2315 ℉; 30 내지 50 ppm의 붕소를 갖는 SC 렌 N4 - 2334 ℉).

본 발명은 개선된 열처리 특성, 우수한 고온 종방향 및 횡방향 크리프 강도 특성, 우수한 고온 내식성 및 내산화성을 갖는 방향성 응고 니켈계 초합금에 관한 것이다. 본 발명은 또한 터빈 구성요소, 특히 항공기 엔진용 대형 터빈 버킷 및 터빈 블레이드의 제조에 있어 상기 합금의 용도에 관한 것이다.

이제, 첨부한 도면을 참고로 하여 본 발명을 보다 상세히 기술한다.

도 1은 MS7001 H 터빈 버킷에서의 균열 길이에 대한 상이한 가공 조건의 영향을 보여주는 일련의 플롯이고;

도 2는 온도의 함수로서 크리프 강도를 나타내는 회귀 플롯이고;

도 3은 붕소 함량(ppm)의 함수로서 횡방향 크리프 강도(%)를 나타내는 회귀 플롯이고;

도 4는 시험 온도의 함수로서 크리프 연신율을 나타내는 플롯이며;

도 5는 SC 또는 DS 렌 D4의 초기 용융에 대한 다양한 양의 붕소의 영향을 나타내는 플롯이고;

도 6은 본 발명의 합금으로 제조된 3단 및 4단 버킷을 도시한 것이며;

도 7은 본 발명의 버킷이 사용되는 위치를 나타낸 가스 터빈 엔진이다.

본 발명에 따라서, 버킷 형태를 포함하여 부품 구조에서의 여러 변화와 함께, SC 렌 N4 명세사항 중 붕소를 약 30 내지 50 ppm에서 130 ppm 이하로 증가시키면 본질적으로 대형 터빈 버킷에서의 주조 균열이 배제됨이 밝혀졌다. 추가의 붕소는 "M₅B₃" 상[여기서, M은 합금 매트릭스 내의 결정립계(grain boundary) 및 기타 위치에서의 Ni 또는 Ni₅B₃공융(eutedic) 상이다(오거 분광법(Auger Spectrometry) 및 미세회절(Microdiffraction) 분석법으로 측정할 때)]을 형성할 수 있으며, 합금의 용융 특성은 "M₅B₃" 붕소 상의 존재에 기인하였다. 상기 공융 상의 존재는 초기 융점(금속이 용융되기 시작하는 온도)을 2334 ℉에서 2301 ℉로 저하시킨다(시차 열 분석법(Differential Thermal Analysis, DTA)으로 측정할 때). 따라서, 2320 ℉의 열처리(SC 렌 N4에 대해 통상적임)를 적용한 후, DS 합금은 붕소가 Ni₅B₃로서 농축되어 있는 공융 풀(pool) 내의 위치에서 용융되기 시작한다. 상기 공융 풀들의 대부분은 결정립계에 존재하며, 결정립 내의 다른 위치에 있는 공융 풀보다 더 많이 분리될 수 있다. 공융이 개시되고 버킷을 실온으로 다시 냉각시키면, 균열로 정의되는 선형 결함이 생길 수 있다. 열처리 균열로 불리는 상기 균열들은 길이가 수 인치일 수 있지만 육안에는 보이지 않을 수도 있다. 열처리 균열은 비파괴 검사법인 형광 침투 시험(FPI)을 이용하여 찾을 수 있다.

본 발명자들은 합금의 붕소 함량에 대한 파라미터들을 측정하기 위한 작업을 수행하였다. 본 발명의 합금 중 30 내지 50 ppm의 붕소 함량은 대형 버킷의 주조성에 특별히 적합하지는 않은 것으로 밝혀졌다. 상기 붕소 수준에서는, 2320 ℉의 열처리가 감마-프라임 상을 완전히 용체화시키며 긴 버킷 수명을 위한 최적의 종방향 기계적 성질을 제공한다. 그러나, 상기 낮은 붕소 수준에서는, 횡방향 크리프 특성이 대형 버킷에는 최적에 미치지 못한다.

대조적으로, 합금 중 130 ppm의 붕소는 주조성에는 적합한 것으로 밝혀졌으나, 완전 용체화 열처리에는 특별히 적합하지는 않다. 상기 합금의 융점은 약 2301 ℉로 저하되며, 용이하게 적용될 수 있는 최고 열처리 온도는 용융을 피해야 하는 경우 2280 ℉이다. 2280 ℉의 온도에서의 열처리는 감마-프라임 상의 단지 약 60 내지 80%의 용체화를 제공하지만, 이것은 일반적으로 전체-수명의 버킷에 허용가능하다. 따라서, 130 ppm의 붕소 물질 함량에서 감마-프라임 상은, 완전 용체화가 달성될 수 있기 전에 합금이 용융되기 시작하므로 완전히 용체화될 수 없다.

횡방향 크리프 특성은 상기 130 ppm의 보다 높은 붕소 수준에서 허용된다. 그러나, 상기 붕소 수준에서는, 열처리 균열에 대해 5%의 실패율이 관찰되었다.

약 80 내지 100 ppm, 즉, 약 90 ± 10 ppm의 붕소 수준이 주조성에 최적인 것으로 밝혀졌다. 개선된 버킷 수명 한계에 대해 종방향 크리프 특성을 개선하기 위해, 감마-프라임 용체화 퍼센트를 약 60 내지 80% 이상으로 증가시키는 것이 바람직하다. 이것은 중간(약 90 ppm) 붕소 수준에 대한 용융 온도의 증가로 인해 가능할 수 있다. 또한, 상기 90 ppm의 붕소 수준은 열처리 균열에 대해 보다 큰 한계를 제공하며, 용체화 열처리 공정동안 수율을 증가시킨다.

주조성 실험은 미국 특허 제 4,169,742 호(본원에 참고로 인용됨)에 기술된 절차를 이용하여 수행하였다. B 및 Zr이 제거되고, 다른 남은 원소들(C 및 Hf 제외)은 전술한 바와 같은 SC 렌 N4에서와 동일한 경우, DSN4의 마스터 "빈(lean)"열이 발생하였다. 이어서, 3가지 수준의, 4가지 인자로 설계된 실험(DOE)을 수행하였다. 주조성은 하기 표에 나타낸 바와 같이, 하기 수준들에서(Zr은 변하지 않고 최저 수준으로 유지하였다) 결정립계 강화 원소들(및 Ti)를 사용하여 전술한 주조성 시험을 이용하여 시험하였다:

DOE 실험에 바람직한 3가지 수준의 원소들의 중량%
원소	낮은 수준	중간 수준	높은 수준
탄소	0.06	0.10	0.14
하프늄	0.25	0.45	0.65
붕소	0.0075(75 ppm)	0.01(100 ppm)	0.015(150 ppm)
티타늄	3,37	3.50	3.65

Hf 및 Ti를 최고 수준에서 시행하는 경우 주조성이 개선되지만, 이것은 또한 B 함량에 의존하는 것으로 측정되었다. C 및 B 사이의 차이는, 상기 실험이 완전 요인 실험이 아니었고(3x3x3x1x3 또는 81 실험이었음), 하프늄(0.65%-0.25%=0.45%) 및 티타늄(3.65%-3.37%=0.28%)의 범위에 대해 탄소(0.14%-0.06%=0.08%) 및 붕소(0.015%-0.0075%=0.0075%)의 제한된 범위로 인해 완전히 확인할 수는 없었다.

하프늄(Hf)은 FPI 검사시 측정되는 바와 같이 횡방향의 선형 표시인 "띠"로 알려진 주조 결함을 야기하는 것으로 알려져 있다. 0.75%의 Hf는 낮거나 높은 붕소 함량의 DS 렌 N4(30 내지 50 ppm 또는 80 내지 130 ppm의 붕소)에서 띠를 야기하는 반면, 0.25 중량%의 Hf 및 0.45 중량%의 Hf는 띠를 야기하지 않는 것으로 측정되었다. 허용되는 횡방향 크리프 연성의 견지에서, 버킷 제조시 Hf의 보다 낮은 수준은 0.15 중량% 미만으로 떨어져서는 안된다. 따라서, DS 렌 N4의 경우, Hf는일반적으로 약 0.15 내지 0.45 중량%의 범위로 유지된다.

주조성에 대한 붕소 및 하프늄의 영향을 측정하기 위해 기준선 N4 마스터 가열에 첨가된 제어된 양의 붕소 및 하프늄을 이용하여 실험을 수행하였다. 마스터 가열 조성은 0.04 중량%의 C, 9.77 중량%의 Cr, 7.49 중량%의 Co, 5.92 중량%의 W, 1.51 중량%의 Mo, 4.21 중량%의 Al, 3.37 중량%의 Ti, 0.45 중량%의 Nb, 4.71 중량%의 Ta, 0.16 중량%의 Hf, 0.00 중량%의 B, 0.005 중량% 미만의 Zr 및 잔량의 Ni이었다. 박막(약 60 밀의 두께) 주조 및 후막(약 120 밀의 두께) 주조에 대한 결과를 하기 도표에 나타내었다. 최소 수준의 균열(균열 인치로 나타냄)이 가장 우수한 것이다.

상기 도표는 박막 대 후막 데이터가 필적할 정도이며, 40 ppm(0.004%)의 붕소를 가지며 Hf는 갖지 않는 DS 렌 N4, 130 ppm(0.013%)의 붕소 및 0.45%의 Hf를 갖는 OR의 경우에 가장 우수한 주조성이 관찰되어 데이터에 "안장점(saddle point)"이 존재함을 나타낸다. Hf를 함유하지 않는 것은 횡방향 크리프 연성을 감소시킬 수 있기 때문에 허용되는 것으로 간주되지 않는다. 0.15% Hf를 갖는 90ppm 붕소 합금의 주조성은 0.15% Hf를 갖는 130 ppm 붕소 물질의 주조성에 비해 개선되는 것으로 밝혀졌다. Hf 수준이 높을수록 횡방향 "띠" 또는 드로스(dross)를 야기할 수 있다. 앞에서 언급한 바와 같이 띠 형성은 공지된 주조의 흠이며, "드로스"는 금속 중의 용존 산소와 결합되어 HfO₂(산화 하프늄)과 같은 안정한 산화물을 형성하는 금속 중의 유리 하프늄 간의 화학 반응에 의해 야기된 비금속성 혼입물이다. 어느 경우에든, Hf가 낮을 수록(전형적으로 0.15 내지 0.45 중량%) 결함이 없는 주조물을 생성하는데 바람직하다.

본 발명의 방법은 용체화 열처리 온도 이하로의 램프 열처리, 및 용체화 열처리후 실온으로의 냉각 속도를 포함한다. 4가지 인자는 감소된 열처리 균열을 달성하는데 중요하다. 상기 인자 각각은 하기에서 논의하는 바와 같이 두가지 수준으로 시험하였다:

·HIP 온도(2175 ℉ 또는 2225 ℉);

·용체화 열처리 온도(2270 ℉ 또는 2290 ℉);

·용체화 열처리후 온도 냉각 속도(약 35 ℉/분에서의 느린 노 냉각, 또는 약 150 ℉/분에서의 빠른 가스 팬 냉각 둘 다에 이어, 약 2050 ℉의 온도로부터의 가스 팬 냉각); 및

·용체화 열처리 분위기(진공 또는 아르곤 가스).

HIP 또는 "고온 등압 압축"은 주조시 내부 기공을 외부 압력의 적용에 의해 폐쇄시킬 수 있는 방법이다. 상기 공정은 HIP 용기에서 달성된다. 기공은 SC 또는 DS 렌 N4와 같은 합금에 2175 내지 2225 ℉ 범위의 온도 및 15,000 psi의 적용에 의해 폐쇄된다.

2290 ℉의 열처리 온도는 용체화 열처리에 가능한 최고 온도로서 선택되었다. 2290 ℉의 온도는 2290 ℉까지의 램프(RAMP) 4 사이클의 일부를 이용하여 도달하였으며, 상기 사이클은 하기 표에 나타내었다.

상기 가열 사이클은, 다양한 버킷 또는 잉곳 크기를 이용하여 용융 또는 열처리 균열이 나타나지 않았기 때문에 선택하였다. 2290 ℉의 용체화 사이클의 경우, 상기 램프 4 사이클의 일부(2290 ℉/2 시간까지 포함)를 선택하였다. 2290 ℉의 온도는, 본 발명자에 의한 사전 작업 결과 2300 ℉에서 재결정화된 결정립(RX) 결함이 DS 렌 N4에서 형성될 수 있으며 RX 결정립을 배제하기 위해 온도를 저하시켜야 하는 것으로 밝혀졌기 때문에 선택되었다. 온도는 10 ℉ 이내로만 제어할 수 있기 때문에, 2290 ℉의 온도는 최고 실행 열처리 온도로서 선택하였다.

두 번째 용체화 열처리 온도는 2270 ℉이었다. 이것은 감마-프라임 용체화 퍼센트를 나타내는 금속조직학 사진에 근거하였으며, 전체-수명 버킷을 제공할 수있는 허용되는 최저 온도인 것으로 간주하였다.

결과는 도 1에 나타내었다. 2270 ± 10 ℉에서의 열처리는 2260 내지 2280 ℉ 범위에서의 열처리와 동등하였으며, 2290 ± 10 ℉에서의 열처리는 2280 내지 2300 ℉ 범위에서의 열처리와 동등하였다.

열처리 균열을 야기하는 원인을 측정하는 것이 어려운 이유는 버킷이 균열되는 지를 보기 위해 용체화 열처리 온도에서 버킷을 시험할 수 없기 때문이다. 버킷은 시험을 위해 실온으로 냉각시키는 것이 필수적이다. 또한, 버킷의 단면 크기는 잔류 응력에 다소의 영향을 미치며, 이것은 열처리 균열 문제를 더욱 복잡하게 한다.

HIP 온도는 초기 용융 온도보다 상당히 낮기 때문에 아마 중요하지 않을 것이었다. 더욱, HIP 사이클은 또한 열 사이클이므로 DS 렌 N4에 다소의 균질화를 제공할 수 있다. 이 경우, 2225 ℉ 사이클은 2175 ℉ 사이클보다 더 많은 균질화를 제공할 것이다. 그러나, 실험 분석을 근거로, HIP 사이클에 의해 제공된 균질화의 수준은 열처리 균열에 영향을 미치기에는 불충분한 것으로 나타났다.

앞의 HIP 및 용체화 열처리 사이클 이외에, 냉각 속도가 열처리 균열에 영향을 미치는 것으로 생각되었다. 이를 조사하기 위해, 두가지 냉각 속도를 이용하였다. 첫 번째 냉각 속도는 100 내지 150 ℉/분의 범위로 가스 팬 냉각으로부터 비롯되며, 이는 대부분의 진공로에서 이용될 수 있다. 두 번째 냉각 속도는, 가스 팬 냉각은 이용할 수 없고 오직 자연 냉각만을 이용할 수 있는(노 냉각으로 불림) 경우 개선 시험중에, 구체적으로는 램프 4 열처리로부터 사용되었기 때문에 선택하였다. 노 냉각은 단지 노를 정지시키고 자연적으로 냉각되게 함으로써 이루어진다. 이 경우, 속도 범위는 35 내지 75 ℉/분인 것으로 측정되었다.

마지막으로, 노의 분위기가 중요한 것으로 생각되었다. 두가지 분위기를 통상적으로 이용할 수 있다. 첫 번째는 400 내지 800 마이크론 범위의 약간의 아르곤 백필(backfill) 하의 진공 분위기이다. 통상적으로 사용되는(그리고 램프 4 열처리에 사용되었던) 두 번째 분위기는 100% 아르곤(진공이 아님)이었다.

열처리 실험 중 노의 환경은 부차 요인인 것으로 측정되었다. 초기에는, 진공 또는 부분적 진공 환경이 결정립계 원소들을 휘발시킴으로써 열처리 균열을 야기할 수 있다고 생각하였다. 이 경우, 진공 열처리동안, 낮은 증기압을 갖는 일부 원소들은 합금으로부터 제거되어, 아마도 예를 들어 결정립계를 따라 공극 공간을 남길 수 있다(이것은 균열로서 설명될 수 있다). 그러나, 어떤 분위기(아르곤 분압하의 진공 또는 100% 아르곤)도 DS 렌 N4 버킷의 열처리 균열에 의미있는 영향을 미치지 못하였다.

도 1은 냉각 속도가 열처리 균열에 가장 큰 영향을 미치고, 이어서 용체화 열처리 온도가 근사하게 영향을 미침을 보여준다(기울기가 클수록 영향이 크다). 다른 두가지 인자-HIP 온도 및 노의 분위기-는 부차적인 인자들로 간주된다. 따라서, 냉각 속도가 느리고 용체화 열처리 온도가 낮을수록 우수한 결과가 수득되었다(최소량의 열처리 균열).

합금이 130 ppm의 붕소를 갖는 DS 렌 N4 합금인 경우, 열처리 균열을 방지하기 위해, 최적 열처리는 2175 내지 2225 ℉ 범위에서 15,000 psi에서 4 시간동안의HIP 사이클에 이어, 2270 내지 2290 ℉ 범위의 용체화 열처리 온도에 이어, 약 35 ℉/분으로 약 2050 ℉까지의 노 냉각, 및 1200 ℉ 미만으로의 가스 팬 냉각을 포함한다.

용체화 온도는 열처리 균열에 가장 큰 영향을 미치며, 일반적으로 2280 ± 10 ℉(즉, 2270 내지 2290 ℉), 보다 통상적으로는 2280 ℉이다. 상기 온도는 여전히 적절한 감마-프라임 석출물 용체화를 달성하면서 열처리 균열의 보다 낮은 발생률을 제공한다.

냉각 속도는 일반적으로 25 내지 45 ℉/분의 범위, 예를 들면, 35 ℉/분이다. 가스 팬 냉각은 온도가 약 2050 ± 50 ℉에 이를 때 개시될 수 있다.

노의 분위기는 100% 아르곤이거나, 또는 진공 및 아르곤 분압(400 내지 800 마이크론)일 수 있다. 일반적으로 진공 및 아르곤 분압(400 내지 800 마이크론)을 이용한다. 상기 소량의 아르곤을 이용하면 열처리 사이클동안 크롬의 증발(고갈)을 감소시키는데 도움이 된다.

상기 130 ppm 붕소 함량 그룹으로부터, 총 19개의 버킷 중에서 열처리 균열로 인해 1개의 균열된 버킷이 발생하였거나 또는 5.2%의 실패율을 나타내었다. 이에 대한 원인의 일부는 열처리 온도(2280 ℉)와 상기 합금의 초기 융점(2301 ℉)간 오차의 작은 차이 때문이다. 열처리 온도와 융점 사이의 온도차는 2301 - 2280 ℉ = 21 ℉이다. 이 작은 차이는 열전쌍의 오차(상기 열전쌍의 오차는 실제 온도의 1%에 가깝거나 또는 2280 ℉에서 22.8 ℉가 될 것이다) 미만이다. 이것은 실제 열처리 온도가 노 운전자가 알지 못한 채 합금의 융점을 초과할 수 있음을 의미한다.그러한 경우가 일어나면, 초기 용융이 야기될 것이며 이것은 잔류 응력의 존재하에 열처리 균열을 유발할 수 있다. 이것은 열처리 온도와 초기 용융 및 열처리 균열 가능성 사이의, 40 ppm의 붕소 물질에 대한 54 ℉의 차이와 비교된다(2334 - 2280 ℉ = 54 ℉).

2280 ℉의 열처리에 있어 온도 오차에 대한 차이를 하기 표에 나타내었다.

DSN4/GTD444 합금	초기 융점(℉, 가열시)	목적 열처리 온도(℉)	열처리시 온도 오차에 대한 차이(℉)
DSN4 w/31 p1pm 붕소	2346	2280	66
DSN4 w/36 ppm 붕소	2344	2280	64
DSN4 w/40 ppm 붕소	2334	2280	54
DSN4 w/90 ppm 붕소	2311	2280	31
DSN4 w/130 ppm 붕소	2301	2280	21

80 내지 100 ppm 범위와 같이 중간 수준의 붕소로 수행할 때의 이점은 2280 ℉의 열처리 온도에서 초기 용융(합금이 용융되기 시작할 때) 사이의 차이에 있다. 예를 들면, 130 ppm 붕소에서는, 초기 융점과 2280 ℉ 열처리 사이에 21 ℉만이 차이난다. 이것은 열전쌍(TC) 만에 의한 오차가 22.8 ℉(2280 ℉의 1%)이기 때문에 허용되는 범위가 아니다. 그러나, 90 ppm 붕소에서는, 초기 용융 온도와 열처리 온도 사이의 범위가 31 ℉로 증가하였다. 그러므로, TC 오차의 22.8 ℉를 고려한 후에도 초기 융점과 2280 ℉ 열처리 온도 사이에 8.2 ℉의 온도 차이(31 - 22.8 ℉)가 존재한다. 8.2 ℉의 차이는 큰 것은 아니지만, 다른 첨단 기술의 SC 또는 DS 합금에 비교할 때 동등한 차이이다.

90 ppm 붕소 가열로부터 제조된 버킷은 열처리 균열로 인한 실패율이 0%로서 2280 ℉에서 성공적으로 열처리되었다. 90 ppm 붕소 물질의 경우, 융점이 2311 ℉로 측정되었다. 따라서, 2280 ℉의 열처리 온도에 있어, 열처리 온도와 융점 사이의 온도차는 2311 - 2280 ℉ = 31 ℉이다. 열처리 온도와 초기 융점 사이의 온도차는 열전쌍 오차(2280 ℉의 1% 또는 22.8 ℉)보다 크므로, 모른 채로 버킷을 그의 초기 융점 이상으로 열처리하여 열처리 균열을 야기할 기회가 더 적게 된다.

붕소의 양은 합금의 초기 융점에 영향을 미치는 것으로, 즉, 붕소가 적을수록 더 우수한 것으로 밝혀졌다. 붕소의 양은 또한 횡방향 크리프 연성에 영향을 미친다. 즉, 붕소가 많을수록 더 우수하다(하지만 붕소는 종방향 크리프 연성에는 영향을 미치지 않는다). 또한, 용체화 온도가 높을수록 보다 많은 감마 프라임 용체화가 제공되며, 감마 프라임 용체화가 많을수록 종방향 크리프 수명이 보다 늘어나게 된다. 그러나, 용체화 온도는 횡방향 크리프 연성에 영향을 미치므로, 온도가 낮을수록 더 우수하다.

따라서, 합금의 최적화는 상기 특징들을 제어가능한 인자들의 항으로 기술하는 전달 함수(방정식)를 필요로 한다. 또한, 크리프 강도 및 주조 수율은 유사한 단위로 측정되지 않는다. 그러므로, 전달 함수는 열처리 수율(100%) 및 크리프 강도(100%)의 가장 우수한 경우의 백분율로서 나타낸다. 전달 함수 산출법을 하기에서 설명한다.

열처리 수율은 두 변수, 즉 붕소 함량과 용체화 열처리 온도의 함수이다. 붕소 함량이 너무 높으면, 주조물에서 분리된 영역들에 초기 용융 또는 열처리 균열이 일어나 스크랩을 야기한다. 용체화 열처리 온도가 너무 높으면, 초기 용융 및 재결정화(RX)가 수율을 제한한다. 재결정화된 결정립은 상 변환으로부터 비롯되는데, 이때 가열시 물질에 잔류하는 변형이 강도가 약하거나 전혀 없는 무변형 결정립의 형성을 야기한다, 즉, 치명적 결함을 야기한다. 하기의 스프레드시트는 열처리 수율 전달 함수 방정식(Heat Treat Yield Transfer Function Equation) (1)을 산출하는데 이용되는 데이터를 나타낸다:

열처리 수율(%)	온도(℉)	붕소(B) 함량(ppm)
100	2280	40
50	2292	130
50	2310	40
90	2280	130
0	2327	40
0	2310	130

상기 데이터에 의한 회귀는 하기 회귀 방정식을 유도한다:

열처리 수율 = 5448 - 2.34(온도) - (0.340)*(붕소 함량) (방정식 (1))

상기 식은 수율에 대한 첫 번째 전달 함수이다.

데이터에 대해 통계학적 분석을 수행하여 하기의 기준 표를 얻었다:

예측변수	계수	표준편차	T	P	VIF
상수	5448.0	671.8	8.11	0.004
온도	-2.3353	0.2907	-8.03	0.004	1.1
B	-0.3398	0.1117	-3.04	0.056	1.1

S = 11.59 R-Sq. = 95.6% R-Sq. (Adj) = 92.6% (R-Sq = R²또는 R 제곱; adj는 조정된 값을 의미한다).

다음 전달 함수는 종방향 크리프 강도에 대한 것이다. 100% 크리프 강도를 얻기 위한 유일한 방법은 물질을 완전히 용체화시키는 것이므로, 상기 종방향 크리프 강도에 대한 함수는 감마-프라임 석출물 용체화 대 용체화 열처리 온도의 함수이다. 하기는 DS 렌 N4에 대한 전체 크리프 강도의 퍼센트 대 열처리 온도에 관한 데이터이다:

크리프 강도(%)	열처리 온도(℉)
100	2320
90	2300
60	2280
40	2215

종방향 크리프 강도는 수득가능한 최대값의 퍼센트이며, 열처리 온도(t)는 ℉로 나타낸 용체화 열처리 온도이다.

방정식 (2)를 풀기 위해 상기 데이터를 이용하였다(도 2의 회귀 플롯 참조). 곡선은 용체화 열처리 온도에 대한 크리프 강도의 정확한 의존성을 나타낸다. 주조 상태의 DS 렌 N4는 가능한 크리프 강도의 약 40%를 가지며 2320 ℉에서 DS 렌 N4의 용체화 열처리는 100% 크리프 강도를 제공함을 인지할 것이다.

합금의 또 다른 중요한 특징은 결정립계에 대해 수직인 크리프 강도(횡방향 크리프 강도)이다. 이것은 선단 보호판, 및 부품 상에서 방사 방향으로 부하되지 않는 기타 영역들에서 중요하다. 하기 데이터는 횡방향 크리프 강도에 대해 구하였다:

횡방향 크리프 강도(%)	붕소 함량(ppm)
50	40
100	80
80	130
90	100

상기 정보는 도 3에 나타낸 바와 같은 비-선형 회귀 플롯을 제공하였다. 방정식 (3)은 다음과 같다:

Y = -40.7431 + 2.9113X - 1.54E-02X²

세 개의 전달 함수(방정식)은 하기에 나타낸 최적화 스프레드시트를 이용하여 동시에 풀 수 있다:

열처리 수율, 종방향 크리프 강도 및 횡방향 크리프 강도에 대한 풀이는 다음과 같았다:

			필요사항
열처리 수율	1	1	2	2	3	3
종방향 크리프 강도	2	3	1	3	1	2
횡방향 크리프 강도	3	2	3	1	2	1
최적화	B	ppm	40	40	94.5	94.5	40	94.5
	온도	℉	2280	2280	2296	2280	2296	2280

"1"은 상기 필요에 대한 첫 번째 최적화를 의미하고, "2"에 이어 최종적으로"3"이 된다.

상기로부터 94.5 +/- 10 ppm의 붕소 함량 및 2280 ± 20 ℉의 열처리 온도로 최적화된 합금이 야기된다.

도 4는 시험 온도의 함수로서의 크리프 연신율을 나타내는 플롯이다. 도 5는 SC 또는 DS 렌 N4의 초기 용융에 대한 다양한 양의 붕소의 영향을 나타내는 플롯이다.

도 6은 본 발명의 합금으로부터 제조된 3단 및 4단 버킷을 도시한 것이다. 도 7은 본 발명의 버킷이 사용되는 위치를 나타낸 가스 터빈 엔진이다.

본 발명을 현재 가장 실용적이고 바람직한 태양으로 간주되는 사항에 관해 기술하였지만, 본 발명이 개시된 태양으로 한정되지 않으며, 반대로 첨부된 청구의 범위의 진의 및 범주 내에 포함되는 다양한 수정 및 등가의 정렬을 포함함을 주지해야 한다.

Claims

크롬 7.0 내지 12.0 중량%, 탄소 0.06 내지 0.10 중량%, 코발트 5.0 내지 15.0 중량%, 티타늄 3.0 내지 5.0 중량%, 알루미늄 3.0 내지 5.0 중량%, 텅스텐 3.0 내지 12.0 중량%, 몰리브덴 1.0 내지 5.0 중량%, 붕소 0.0080 내지 0.0130 중량%, 레늄 0 내지 10.0 중량%, 탄탈 2.0 내지 6.0 중량%, 콜럼븀 0 내지 2.0 중량%, 바나듐 0 내지 3.0 중량%, 하프늄 0 내지 2.0 중량%, 및 잔량의 니켈 및 부수 불순물을 포함하는, 대형 지상-발진 유틸리티 가스 터빈 엔진에 사용하기에 적합한 대형 무균열 니켈계 초합금 가스 터빈 버킷의 제조에 적합한 니켈계 초합금.
제 1 항에 있어서,

붕소가 약 0.008 내지 0.010 중량%의 양으로 존재하는 니켈계 초합금.
제 1 항에 있어서,

붕소가 약 0.009 중량%의 양으로 존재하는 니켈계 초합금.
제 1 항에 있어서,

하프늄이 약 0.015 내지 0.45 중량%의 양으로 존재하는 니켈계 초합금.
크롬 9.50 내지 10.00 중량%, 코발트 7.00 내지 8.00 중량%, 알루미늄 4.10 내지4.30 중량%, 티타늄 3.35 내지 3.65 중량%, 텅스텐 5.75 내지 6.25 중량%, 몰리브덴 1.30 내지 1.70 중량%, 탄탈 4.60 내지 5.00 중량%, 탄소 0.06 내지 0.10 중량%, 지르코늄 0.01 중량% 이하, 붕소 0.008 내지 0.010 중량%, 철 0.20 중량% 이하, 규소 0.20 중량% 이하, 망간 0.01 중량% 이하, 구리 0.10 중량% 이하, 인 0.005 중량% 이하, 황 0.003 중량% 이하, 콜럼븀 0.40 내지 0.60 중량%, 산소 0.002 중량% 이하, 질소 0.0015 중량% 이하, 바나듐 0.10 중량% 이하, 하프늄 0.10 내지 0.20 중량%, 백금 0.15 중량% 이하, 레늄 0.10 중량% 이하, 레늄+텅스텐 6.25 중량% 이하, 마그네슘 0.0035 중량% 이하, 팔라듐 0.10 중량% 이하, 및 잔량의 니켈을 포함하는, 대형 지상-발진 유틸리티 가스 터빈 엔진에 사용하기에 적합한 대형 무균열 니켈계 초합금 가스 터빈 버킷의 제조에 적합한 니켈계 초합금.
(a) 제 1 항의 조성을 갖는 초합금을 제공하고;

(b) 상기 초합금을 가열하여 감마 프라임 석출물의 적어도 60% 용체화를 전개시키고;

(c) 실온으로 냉각시키는 단계를 포함하는,

니켈계 초합금의 주조 및 열처리 제품을 제조하는 방법.
제 6 항에 있어서,

제품을 약 2260 내지 2300 ℉의 범위이면서 초합금의 초기 용융 온도보다 적어도 약 25 ℉ 낮은 온도로 가열하는 방법.
제 6 항에 있어서,

제품을 노 냉각에 의해 약 35 ℉/분의 속도로 약 2050 ℉로 냉각시키는 방법.
제 6 항에 있어서,

제품을 가스 팬 냉각에 의해 약 2050 ℉ 미만으로부터 약 100 내지 150 ℉/분의 속도로 냉각시키는 방법.
제 6 항에 있어서,

상기 가열을 아르곤 분위기하에 수행하는 방법.
제 6 항에 있어서,

상기 열처리가, (a) 상기 제품을 25 ℉/분의 속도로 약 1400 ℉의 온도로 가열하고 약 10 분간 유지하는 단계; (b) 단계 (a)에서의 상기 제품을 25 ℉/분의 속도로 약 2225 ℉의 온도로 가열하고 약 8 시간동안 유지하는 단계; (c) 단계 (b)에서의 상기 제품을 25 ℉/분의 속도로 약 2250 ℉의 온도로 가열하고 약 4 시간동안 유지하는 단계; (d) 단계 (c)에서의 상기 제품을 30 ℉/분의 속도로 약 2280 ℉의 온도로 가열하고 약 2 시간동안 유지하는 단계; 및 (e) 실온으로 냉각시키는 단계를 포함하는 방법.
제 11 항에 있어서,

제품을 노 냉각에 의해 약 35 ℉/분의 속도로 약 2050 ℉로 냉각시키는 방법.
제 11 항에 있어서,

제품을 가스 팬 냉각에 의해 약 2050 ℉ 미만으로부터 약 100 내지 150 ℉/분의 속도로 냉각시키는 방법.
제 6 항에 있어서,

상기 제품이 대형 터빈 버킷인 방법.
제 6 항에 있어서,

상기 제품이 대형 항공 엔진 터빈 블레이드인 방법.
제 6 항의 방법에 의해 제조된 제품.
제 16 항에 있어서,

방향성 응고된 제품.
제 16 항에 있어서,

통상적으로 주조된 제품.
제 16 항에 있어서,

단결정 주조물인 제품.
제 16 항의 제품을 포함하는 가스 터빈 엔진.