JP2021070867A - 高ガンマプライムニッケル基超合金、その使用、及びタービンエンジン構成部品を作製する方法 - Google Patents

Abstract

【課題】
タービンエンジン構成部品の修復及び３Ｄ付加製造法向けに、亀裂のない溶接部を常温で単結晶（ＳＸ）材料上に生成することのできる、耐酸化性に優れ、強度及び延性にも優れた、新しい高ガンマプライムニッケル基超合金を開発すること。
【解決手段】
本発明の高ガンマプライムニッケル基超合金は、９．０〜１０．５重量％のＣｒ、１６〜２２重量％のＣｏ、１．０〜１．４重量％のＭｏ、５．０〜５．８重量％のＷ、２．０〜６．０重量％のＴａ、１．０〜４．０％重量のＮｂ、ただし、ＴａとＮｂを合わせて３．０〜７．０重量％、３．０〜６．５重量％のＡｌ、０．２〜１．５重量％のＨｆ、０．０１〜０．２重量％のＣ、０〜１．０重量％のＧｅ、０〜１重量％のＳｉ、０〜０．２重量％のＹ、０〜０．０１５重量％のＢ、１．５〜３．５重量％のＲｅ、及び、残部ニッケル及び不純物を含む。
【選択図】図１

Description

本発明の高ガンマプライム（γ’）ニッケル基超合金は、鋳造及び熱間成形による、タービンエンジン構成部品及びその他の物品の製造にだけでなく、レーザビーム（ＬＢＷ）、プラズマ（ＰＡＷ）、マイクロプラズマ（ＭＰＷ）、ガスタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ）、電子ビーム（ＥＢＷ）溶接、及び３Ｄ付加製造法に使用することができる。

航空用及び工業用タービンエンジンの大部分のタービンブレードは、酸化特性及びクリープ特性の独自の組み合わせを有するニッケル基高ガンマ−プライム（γ’）超合金から製造されている。しかしながら、高γ’超合金の顕著な特性にもかかわらず、エンジン構成部品は、タービンエンジンの動作の最中に生じるクリープ及び熱機械的疲労による亀裂、酸化、及び高温腐食損傷に起因して様々な溶接修復が必要となることが多い。異種のコバルト基マール７２（Ｍｅｒｌ ７２）（Ｍ７２）、ニッケル基ルネ１４２（Ｒｅｎｅ １４２）（Ｒ１４２）、及びルネ８０（Ｒ８０）溶接材料は、１９８０年代から高圧タービン（ＨＰＴ）及び低圧タービン（ＬＰＴ）ブレードの修復に使用されてきたが、これは、ゴンチャロフら（Ａ． Ｇｏｎｔｃｈａｒｏｖ ｅｔ ａｌ， ＧＴ２０１８−７５８６２， “Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ ｆｏｒ Ｒｅｐａｉｒ ｏｆ Ｔｕｒｂｉｎｅ Ｅｎｇｉｎｅ Ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅｄ ｏｆ Ｈｉｇｈ Ｇａｍｍａ Ｐｒｉｍｅ Ｎｉｃｋｅｌ Ｂａｓｅｄ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ”， Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ ＡＳＭＥ Ｔｕｒｂｏ Ｅｘｐｏ ２０１８： Ｔｕｒｂｉｎｅ Ｔｅｃｈｎｉｃａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｘｐｏｓｉｔｉｏｎ， ＧＴ２０１８， Ｊｕｎｅ １１−１５， ２０１８， Ｏｓｌｏ， Ｎｏｒｗａｙ （さらにＧＴ２０１８−７５８６２））を参照されたい。

コバルト基Ｍ７２は、優れた溶接性、延性、及び耐酸化性を有するものの、ＧＴ２０１８−７５８６２及び実施例１に示されているとおり、１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）以上の温度でクリープ特性が低く、この結果として、早期のＨＰＴブレード故障、及び計画にないエンジン撤去が生じていた。低いクリープ特性は、大部分のコバルト基合金、及び高いコバルト含有量を有するニッケル基超合金に典型的である。その一方、高γ’ニッケル基Ｒ１４２溶接ワイヤで、６．８重量％のＣｒ―１２重量％のＣｏ―１．５重量％のＭｏ―４．９重量％のＷ―６．４重量％のＴａ―６．１重量％―１．５重量％のＨｆ―２．８重量％のＲｅを含むものが、アール・Ｗ・ロス（Ｅａｒｌ Ｗ． Ｒｏｓｓ）及びケビン・Ｓ・オハラ（Ｋｅｖｉｎ Ｓ． Ｏ’Ｈａｒａ）（“Ｒｅｎｅ １４２： Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ， Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ＤＳ Ｔｕｒｂｉｎｅ Ａｉｒｆｏｉｌ Ａｌｌｏｙ”， Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ １９９２， ｐｐ． ２５７ − ２６５）により開示され、そして米国特許第４，１６９，７４２号明細書のとおりの、１０〜１３重量％のＣｏ、３〜１０重量％のＣｒ、０．５〜２重量％のＭｏ、３〜７重量％のＷ、０．５〜１０重量％のＲｅ、５〜６重量％のＡｌ、５〜７重量％のＴａ、０．５〜２重量％のＨｆ、０．０１〜０．１５重量％のＣ、０．００５〜０．０５重量％のＢ、０〜０．１重量％のＺｒと、残部のニッケルを含む高ガンマプライムニッケル基超合金を基にして作り出されているが、これは、優れたクリープ特性を有するものの、溶接性は極端に劣る。Ｒ１４２を用いたタービンエンジン構成部品の限定的な溶接修復が、エンジン構成部品を高温に予熱して行われており、これは、ディクラン・Ａ・バルハンコら（Ｄｉｋｒａｎ Ａ． Ｂａｒｈａｎｋｏ ｅｔ ａｌ， “Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｂｌａｄｅ Ｔｉｐ Ｒｅｐａｉｒ ｆｏｒ ＳＧＴ−７００ Ｔｕｒｂｉｎｅ Ｂｌａｄｅ Ｓｔａｇｅ １， Ｗｉｔｈ Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ Ｒｅｓｉｓｔａｎｔ Ｗｅｌｄ Ａｌｌｏｙ”， Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ ＡＳＭＥ Ｔｕｒｂｏ Ｅｘｐｏ ２０１８， Ｔｕｒｂｏｍａｃｈｉｎｅｒｙ Ｔｅｃｈｎｉｃａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｘｐｏｓｉｔｉｏｎ， ＧＴ２０１８， Ｊｕｎｅ １１−１５， ２０１８， Ｏｓｌｏ， Ｎｏｒｗａｙ）、及び先に引用したＧＴ２０１８−７５８６２の論文においてアレクサンドル・ゴンチャロフら（Ａｌｅｘａｎｄｒｅ Ｇｏｎｔｃｈａｒｏｖ ｅｔ ａｌ）により示されているとおりである。しかしながら、予熱をもってしても、Ｒ１４２溶接部は、延性に劣り、微小亀裂を生じる傾向があるため、３Ｄ付加製造法にＲ１４２を使用することはできない。

Ｎｉ−１５％のＣｒ−９．５％のＣｏ−５％のＴｉ−４％のＷ−４％のＭｏ−３％のＡｌ−０．１７％のＣを含む、米国特許第３，６１５，３７６号明細書のとおりの化学組成を有するニッケル基超合金Ｒ８０は、さらに良好な溶接性を有するが耐酸化性は劣り、Ｒ１４２及びＭ７２を置き換えることはできない。

Ｃｏ含有量を２０〜３０％にまで高めた、中国特許第１０５４９２６３９号明細書、加国特許第２８００４４０２号明細書、米国特許第４，２８８，２４７号明細書、米国特許第７，０１４，７２３号明細書、米国特許第８，９９２，６６９号明細書、及び米国特許第８，９９２，７００号明細書に開示されたニッケル基超合金も、潜在的にさらに良好な溶接性があるにもかかわらず、１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）以上で機械的特性が不充分であることに起因して、高ガンマプライムＲ１４２超合金を置き換えることはできない。

それゆえ、タービンエンジン構成部品の修復及び３Ｄ付加製造法向けに、亀裂のない溶接部を常温で単結晶（ＳＸ）材料上に生成することのできる、耐酸化性に優れ、強度及び延性にも優れた、新しい高ガンマプライムニッケル基超合金を開発することに実質的な要望が存在する。

発明者らは、重量％で：９．０から１０．５％までのＣｒ、１６から２２％までのＣｏ、１．０から１．４％までのＭｏ、５．０から５．８％までのＷ、２．０から６．０％までのＴａ、ＴａとＮｂの合計含有量が３．０から７．０％までの範囲内にあることを前提に１．０から４．０％までのＮｂ、３．０から６．５％までのＡｌ、０．２から１．５％までのＨｆ、０．０１から０．２％までのＣ、０から１．０％までのＧｅ、０から１．０重量％までのＳｉ、０から０．２重量％までのＹ、０から０．０１５重量％までのＢ、１．５から３．５重量％までのＲｅ、及び、残部ニッケル及び不純物を含む高ガンマプライムニッケル基超合金が、常温での優れた溶接性、機械的特性と酸化特性との良好な組み合わせを有し、溶融溶接によるタービンエンジン構成部品の様々な修復に、そして３Ｄ付加製造法、鋳造、及び熱間成形によるタービンエンジン構成部品の製造に使用できることを見出した。

高ガンマプライムニッケル基超合金の別の好ましい実施形態は、合計量が０．９から１．１重量％までの範囲にあるゲルマニウム及びケイ素を含む。

本発明に係る超合金の好ましい実施形態は、溶接ワイヤ、溶接粉末、等軸又は一方向凝固したタービンエンジン構成部品、修復されたタービンエンジン構成部品、及び熱間成形により製造された物品の中から選択される。

本発明の別の実施形態は、本発明の高ガンマプライムニッケル基超合金を使用するステップを含む、タービンエンジン構成部品を製造する方法である。

本明細書では、「タービンエンジン構成部品を製造する」とは、原材料から製造すること、及び／又は古いタービンエンジン構成部品を修復してそれを新品として使用できるようにすることを表す。

好ましい化学組成を有する本発明の超合金から製造されたタービンエンジン構成部品及びその他の物品は、熱処理が施されるものであるところ、この処理は、Ｒ１４２超合金の熱処理とは異なり、２１９０^ｏＦ（約１１９８．８９℃）から２２９０^ｏＦ（約１２５４．４４℃）までの温度範囲で１〜２時間のアニーリング、１９７５^ｏＦ（約１０７９．４４℃）から２０５０^ｏＦ（約１１２１．１１℃）までの温度範囲で２〜４時間の一次時効処理、及び１３００^ｏＦ（約７０４．４４℃）から１５００^ｏＦ（約８１５．５６℃）までの温度範囲で１６〜２４時間の二次時効処理を含み、γ’の析出が生じる時効処理によって、開発された超合金の機械的特性を最大にすることを狙うものである。

鋳造によりタービンエンジン構成部品を製造する好ましい実施形態は、アニーリングに先立って、２２００〜２２９０^ｏＦ（約１２０４．４４〜１２５４．４４℃）の温度、１５〜２０ＫＳＩ（約１０３．４５〜１３７．９３ＭＰａ）の圧力で２〜６時間、インゴットを熱間静水圧加圧処理するさらなるステップを含む。

別の好ましい実施形態のとおりのタービンエンジン構成部品の製造は、２１９０^ｏＦ（約１１９８．８９℃）から２２９０^ｏＦ（約１２５４．４４℃）までの１〜２時間のインゴットのアニーリングに続いて、１５００^ｏＦ（約８１５．５６℃）から１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）までの温度範囲を用いた５〜８０％の塑性変形による熱間成形と、１９７５〜２０５０^ｏＦ（約１０７９．４４〜１１２１．１１℃）で２〜４時間のタービンエンジン構成部品の一次時効処理及び１３００〜１５００^ｏＦ（約７０４．４４〜８１５．５６℃）で１６〜２４時間の二次時効処理を含む最終的な熱処理との、少なくとも二つの引き続くステップを含む。

熱間成形により製造されたタービンエンジン構成部品の再結晶化を回避するためには、これらのタービンエンジン構成部品の使用温度は、一次時効処理の温度未満から選択される。

その他の好ましい実施形態に準拠して、タービンエンジン構成部品を製造する方法は、レーザビーム、プラズマアーク、マイクロプラズマ、及び電子ビーム、及び、ガスタングステンアーク溶接の中から好ましくは選択された溶融溶接のステップであって、溶融池の中で、ニッケル基及びコバルト基という少なくとも二つの異種粉末をそれぞれ（７０〜８０）重量％及び（２０〜３０）重量％の量で含む粉末混合物が溶融及び凝固堆積することによるものであり、そのニッケル基粉末が、重量％で：
− ６から８％までのクロム、
− ６から１２％までのコバルト、
− １．３から１．６％までのモリブデン、
− ４．５から５％までのタングステン、
− ２．０から６．０％までのタンタル、
− １．０から４．０％までのニオブ、
− タンタルとニオブを合わせて３．０から７．０％まで、
− ３．０から６．５％までのアルミニウム、
− ０．２から１．５％までのハフニウム、
− ２．５から３までのレニウム％、
− ０から１．０％までのゲルマニウム、
− ０から１％のケイ素、
− ０から０．２％のイットリウム、
− ０から０．０１５％までのホウ素、
− ０．０１から０．１％の炭素及び
− 残部ニッケル及び不純物を含み、そして
そのコバルト基粉末が、重量％で：
− １０から１８％までのニッケル、
− １９から２１％までのクロム、
− ８から１０％までのタングステン、
− ３から６．５％までのアルミニウム、
− ０から１．０％までのゲルマニウム、
− ０から１％までのケイ素、
− ０から０．４５％までのイットリウム、
− ０から１．５％までのハフニウム、
− ０から４％までのニオブ、
− ０．０１から０．２％までの炭素及び
− 残部コバルト及び不純物；
を含むものである溶融溶接ステップと、予めプログラムされた溶接経路のとおりに溶融池を徐々に移動、凝固させ、これにより、本発明の超合金と同一の化学構成を有する溶接ビードを形成するステップと；高静水圧加圧、アニーリング、時効処理、又はアニーリングと時効処理との組み合わせの中から選択された溶接後熱処理のステップと；要求される形状への加工、及び非破壊試験のステップと、を含む。

上記の好ましい実施形態を実行するために、粉末混合物は、ニッケル基及びコバルト基という異種の粉末を含むプレアロイ粉末配合物の中から、又は、溶接の最中に溶融池中で直接混合されるニッケル基粉末及びコバルト基粉末から選択される。

図１は、アニールされ時効処理された本発明に係る鋳造超合金の微細組織写真であり、次を示す： ａ） 凝固の最中にジグザク状の結晶粒界の形成； ｂ） 時効熱処理の最中の立方体状γ’相の析出。 図２は、時効処理された条件での押出された棒の微細組織写真であり、次を示す： ａ） 押出及び一次再結晶の最中の真っ直ぐな粒界を有する等軸結晶粒の形成； ｂ） 時効熱処理の最中のγ’相の析出。 図３は、室温で製造されたＬＢＷ溶接部の微細組織写真であり、次を示す： ａ） １７００〜１８００^ｏＦ（約９２６．６７〜９８２．２２℃）への予熱とともにＧＴＡＷ溶接を使用して溶接生成されたルネ１４２における微小亀裂の形成； ｂ） 本発明の超合金から製造された溶接粉末を用いＬＢＷを使用して常温で生成された欠陥のない多層溶接肉盛り。 図４は、ＰＷＡ１４８４ ＳＸ基材（基金属）上に常温でＬＢＷを使用して生成された欠陥のない多層溶接肉盛りの微細組織写真であり、次を示す： ａ） 溶接されたままの条件における溶接金属と基金属との亀裂のない溶融； ｂ） ＰＷＨＴ時効熱処理の後の溶接金属におけるγ’相の析出。 図５は、溶接金属から製造された引張試料の破面写真、及び、いくつかの合金元素のＥＤＳマッピング（分布）であって、微細な立方体状Ｔａ−Ｈｆ基金属間化合物粒子の樹枝状晶間での析出を示す： ａ） 溶接金属引張試験試料の延性破壊のＳＥＭ像； ｂ） タンタルの分布； ｃ） ハフニウムの分布。 図６は、本発明に係る超合金のうちのゲルマニウムを含まない実施形態から製造された破面解析引張試験試料であり、次を示す： ａ） 引張試験試料の延性ディンプル（ｄｉｍｐｌｅ）破壊、及び、ディンプル底部の立方体状Ｔａ−Ｈｆ基金属間化合物粒子を示す破面写真； ｂ） ａ）と同じ破面であるが、ＥＤＳ用に選択及び印付けをした典型的な粒子（スペクトル１及び２）を示す、さらに高倍率の破面写真； ｃ） スペクトル１と印付けされた粒子の化学分析結果、及び、４６．５％のＴａ―３７．３％のＨｆ―９．５％のＮｉ―４．１％のＣｏ―１．８％のＣｒを含む選択された粒子の化学組成。 図７は、ルネ８０基材上に本発明に係る超合金を使用して製造された溶接の微細組織写真であり、次を示す： ａ） 「溶接されたまま」の条件で溶接部に形成された樹枝状晶； ｂ） 好ましい実施形態のとおりのアニーリング及び時効処理ＰＷＨＴ後の溶融線に隣接する溶接金属及び基材料の微細組織。 図８は、常温で曲げ試験に供した溶接金属試験試料の破面写真であり、試料の延性破壊を示す。 図９は、本発明に係る超合金のうちのゲルマニウムを０．８５重量％含む実施形態から製造し、１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）での引張試験に供した溶接試料の破面写真であり、次を示す： ａ） Ｔａ−Ｈｆ基金属間化合物粒子の形態の変化； ｂ） ａ）と同じ破面であるが、ＥＤＳ用に選択した典型的なＴａ−Ｈｆ粒子を伴うさらに高倍率の破面； ｃ） 図９ａにマップデータ１９と印付けされた粒子の表面上のＴａ及びＨｆのマッピングであって、この粒子にＴａ及びＨｆが顕著に濃集している様子。 図１０は、ニッケル基及びコバルト基という異種の粉末を含む粉末配合物を使用して製造されたＬＢＷ溶接部の微細組織写真であり、次を示す： ａ） 溶融池の凝固の最中の樹枝状晶の形成； ｂ） 好ましい実施形態のとおりの時効処理がその後に続く均質化アニーリングの最中のデンドライトの溶解を示す。 図１１は、ＬＢＷ及び３Ｄ付加製造法の概念を用いて実施例６に記載された４２８５材料から製造された溶接試料の断面写真であり、次を示す。 ａ）ＬＢＷによって製造された試験試料の手動突合せガスタングステンアーク溶接部； ｂ）マルチパスＬＢＷ溶接における樹枝状晶のエピタキシャル成長と、ＬＢＷ溶接のパス当たり７９５μｍという堆積物の典型的な厚さ； ｃ）ＧＴＡＷ溶接継手の溶接後熱処理の間の立方体ガンマプライムおよびダブルガンマプライム相の析出。

標準的な頭字語及び主要な定義
ＡＳＴＭ ― 米国試験材料協会
ＨＰＴ ― 高圧タービン
ＬＰＴ ― 低圧タービン
ＮＤＴ ― 非破壊試験
ＮＧＶ ― ノズルガイドベーン（Ｎｏｚｚｌｅ Ｇｉｄｅ Ｖａｎｅ）
ＰＷＨＴ ― 溶接後熱処理
ＵＴＳ ― 最大抗張力
ＳＲＴ ― 応力破壊試験
ＬＢＷ ― レーザビーム溶接
ＭＰＷ ― マイクロプラズマ溶接
ＧＴＡＷ ― ガスタングステンアーク溶接
ＥＢＷ ― 電子ビーム溶接
ＰＡＷ ― プラズマアーク溶接
ＳＸ ― 単結晶材料
ＢＭ ― 基材料
３Ｄ ＡＭ ― 三次元付加製造法
ＳＥＭ ― 走査型電子顕微鏡
ＥＤＳ ― エネルギー分散型Ｘ線分光法
ＩＰＭ ― インチ毎分（約２．５４ｃｍ／分）
ＦＰＩ ― 蛍光浸透探傷検査

ニッケル基超合金 ― タービンエンジン構成部材、並びに優れた機械的強度及び溶融温度の０．９倍までの高温でのクリープ（応力下でゆっくりと移動又は変形する固体材料の特性）に対する耐性；良好な表面安定性、酸化腐食耐性を発揮するその他の物品の製造に使用される金属性材料である。析出強化超合金は、典型的には、ニッケル基―アルミニウム又はチタン―アルミニウムであるγ’相の析出を伴うオーステナイト系面心立方結晶格子のマトリクスを有する。超合金は、タービンエンジン構成部品の製造に使用されることがほとんどである。

熱間成形 ― 熱間成形は、熱間加工としても知られており、材料が充分な延性を有するかなりの高温で圧力下、金属を成形する工程である。

高ガンマプライムニッケル基超合金 ― アルミニウム若しくはチタンの何れかの合金元素を、又はアルミニウム及びチタンの合金元素全体を、３重量％から１２重量％まで含むニッケル基超合金である。

レーザビーム（電子ビーム、ガスタングステンアーク、及びプラズマアーク）溶接 ― 溶接材料とともに又は溶接材料なしに、継ぎ目又は基材料上に衝突する集中したコヒーレント光ビーム（電子ビーム、又は電気アークをそれぞれ）を当てることから得られる熱を用いて材料の合体を生成する溶接工程である。
溶接性 ― 課された条件下で材料が溶接されて、特定の好適な構造になる、そしてその意図された用途に対して満足にふるまう能力。
構造的なタービンエンジン構成部品 ― 使用条件下においてエンジン性能を発揮させる、様々な筐体、フレーム、ノズルガイドベーンリング（ｎｏｚｚｌｅ ｇｕｉｄｅ ｖａｎｅ ｒｉｎｇ）、及びその他のステータ（ｓｔａｔｏｒ）部品。
基材料 ― エンジン構成部品及び試験試料の材料である。
エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ） ― 試料の元素分析又は化学特性評価に使用される分析技術である。

本発明の材料は、析出強化高γ’超合金に属し、周知のガンマプライム形成元素であるアルミニウムを多量に含んでいる。

強度、延性、耐酸化性、及び溶接性の独自の組み合わせは、オーステナイト系延性γ相マトリクスにおいて、図１ｂ、９，１０、及び１１に示されるように、大体積の高強度金属間ガンマプライム（γ’）Ｎｉ_３Ａｌ相、ダブルガンマプライム（γ’’）Ｎｉ_３Ｎｂ相、及びＴａ−Ｈｆ−Ｗ−Ｓｉ立方体状金属間化合物粒子の析出に起因し、このγ相マトリクスは、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｒｅのニッケルへの固溶体であって、すべての合金元素の比が最適化されているものである。本発明の超合金のγ’及びγ’’相の体積分率は、時効処理された条件で５０体積％を超えることが見出された。

本発明の超合金の機械的特性を評価するためのインゴットは、アルゴン中でのトリプル・アーク・リメルト（ｔｒｉｐｌｅ ａｒｃ ｒｅ−ｍｅｌｔ）により製作され、続いて、好ましい実施形態のとおりのアニーリング及び時効熱処理がなされた。

溶接ワイヤは、温度１６００〜１８００^ｏＦ（約８７１．１１〜９８２．２２℃）でインゴットのマルチステップ押出により製造され、続いて、表面酸化物を除去する酸洗いがなされた。

直径４５μｍの溶接粉末は、アルゴン中でインゴットをガスアトマイズすることにより製造された。

本発明に係る析出強化超合金の機械的特性を最大化することを目的として、２１９０^ｏＦ（約１１９８．８９℃）から２２９０^ｏＦ（約１２５４．４４℃）までの温度範囲で１〜２時間の均質化アニーリング、続いて１９７５^ｏＦ（約１０７９．４４℃）から２０５０^ｏＦ（約１１２１．１１℃）までの温度範囲で２〜４時間の一次時効処理、及び１３００^ｏＦ（約７０４．４４℃）から１５００^ｏＦ（約８１５．５６℃）までの温度範囲で１６〜２４時間の二次時効処理を含む、特別な熱処理を開発した。この熱処理は、Ｒ１４２超合金の熱処理に頻繁に使用される熱処理とは異なるところ、ルネ１４２についてはＷ・ロス及びケビン・Ｓ・オハラ（“Ｒｅｎｅ １４２： Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ， Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ＤＳ Ｔｕｒｂｉｎｅ Ａｉｒｆｏｉｌ Ａｌｌｏｙ”， Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ １９９２， ｐｐ． ２５７ − ２６５）を参照されたい。

タービンエンジン構成部品のＰＷＨＴ熱処理用パラメータは用途に依存する。ＨＰＴ、ＬＰＴ、ＮＧＶ、並びに、鋳造及び３Ｄ付加製造法により製造されたタービンエンジンの他の非回転構成部品についての最適な熱処理パラメータが、２２５０〜２２９０^ｏＦ（約１２３２．２２〜１２５４．４４℃）の温度範囲で２時間のアニーリング、続いて、１１００〜１１２０^ｏＦ（約５９３．３３〜６０４．４４℃）で２時間の一次時効処理、及び１４８０〜１５００^ｏＦ（約８０４．４４〜８１５．５６℃）の温度で２４時間の二次時効処理を含むことが見出された。

単結晶超合金から製造された、及び／又は本発明に係る溶接ワイヤ又は溶接粉末を使用して溶接により修復されたＨＰＴ及びＬＰＴタービンブレードの熱処理用のＰＷＨＴパラメータは、基材料の再結晶化を回避するために、一次及び二次時効処理として、それぞれ、１９７５^ｏＦ（約１０７９．４４℃）から１９９５^ｏＦ（約１０９０．５６℃）までの温度範囲で４時間、及び１３００^ｏＦ（約７０４．４４℃）から１３２５^ｏＦ（約７１８．３３℃）までの温度範囲で１６時間の時効処理を含む。本発明に係る超合金から熱間成形により製造されたタービンエンジン構成部品の熱処理も、基材料の再結晶化を防止するための上に開示されたパラメータを使用する、一次及び二次時効処理のみを含む。

本発明に係る超合金から熱間成形により製造されたタービンエンジン構成部品の使用温度は、一次時効処理温度未満から選択したが、これは、使用条件での基材料の再結晶化及び機械的特性の劣化を排除するのを目的としていた。

押出の前の、又は好ましい実施形態のとおりの鋳造によるタービンエンジン構成部品の製造の後のインゴットのアニーリングは、均質化を生じさせる一方で、時効処理は、γ’相の析出に起因する優れた強度の形成に極めて重要な役割を果たす。さらに、実施例により、好ましい実施形態をより詳細に説明する。

実施例１
開発された超合金の高い強度及び延性の独自の組み合わせを実証するために、表１に示された、ルネ（Ｒ１４２）及びマール７２（Ｍ７２）、好ましい実施形態を用いた本発明の超合金（４２７５Ａ、４２７５Ｂ、４２７５Ｃ、及び４２７５Ｄと印付けされた試料）、並びに好ましい実施形態から逸脱した化学組成を有する超合金（４２７Ｘと印付けされた試料）から製造された試料を、アルゴン中のトリプル・アーク・リメルト、それに続く、２２１５〜２２３０^ｏＦ（約１２１２．７８〜１２２１．１１℃）で２時間の均質化アニーリング、２０３５〜２０５０^ｏＦ（約１１１２．７８〜１１２１．１１℃）で２時間の一次時効処理、及び１１５５〜１１７０^ｏＦ（約６２３．８９〜６３２．２２℃）で２４時間の二次時効処理により生成した。

直径０．２５５〜０．２７５インチ（約０．６４８〜０．６９９ｃｍ）の試験試料をインゴットから加工し、ＡＳＴＭ Ｅ１９２−０４のとおり放射線試験に供した。サイズが０．００２インチ（約０．００５０８ｃｍ）を超える線状欠陥及び孔は許容しなかった。ゲージ径０．１７６〜０．１８０インチ（約０．４４７〜０．４５７ｃｍ）、及び長さ１．８インチ（約４．５７２ｃｍ）の標準より小型の試験試料を、ＡＳＴＭ Ｅ−８のとおり加工した。引張試験を、最高１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）の温度でＡＳＴＭ Ｅ−２１のとおり実行した。

インゴットが凝固した結果、図１ａに示されたジグザク状の結晶粒界が形成されたが、これは、開発された超合金の機械的特性を増強するものである。溶接後（ＰＷＨＴ）時効熱処理の結果、図１ｂに示された高体積のγ’相の析出が生じる。

延性オーステナイト系マトリクスにおいて大体積の高強度γ’相が析出することで、高い強度及び延性の所望の組み合わせが形成される結果となり、これは表２に示されるとおりである。本発明に係る超合金の延性（延び）は、標準材であるＲ１４２試料の延性より優れていると同時に、強度はＭ７２より優れている。

実施例２
低γ’鍛造ＡＭＳ ５６６４インコネル７１８（Ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８）（ＩＮ７１８）及びＡＭＳ ５７０４ワスパロイ（Ｗａｓｐａｌｏｙ）超合金は、１２００^ｏＦ（約６４８．８９℃）に達する温度での高い強度、及び良好な作業性に起因して、構造的なタービンエンジン構成部品の製造に使用されてきた。しかしながら、ＩＮ７１８及びワスパロイを１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）までさらに加熱すると、これらの超合金の強度及び応力破壊特性（ＳＲＴ）は劇的に減少し、これは表３に示されるとおりである。

開発された高ガンマプライム超合金の１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）に達する温度での強度と作業性との良好な組み合わせに起因して、開発された高ガンマプライム超合金が、熱間成形工程を利用して構造的なタービンエンジン構成部品を製造するための標準的な鍛造超合金を置き換えるには最も卓越していることが見出されている。鍛造（熱間成形）条件での本発明の超合金の機械的特性を評価するために、インゴットを、好ましい実施形態のとおりに押出して、直径０．２２５インチ（約０．５７２ｃｍ）の棒を生成し、これをさらに１９５０^ｏＦ（約１０６５．５６℃）の温度で４時間の一次時効処理及び１３００^ｏＦ（約７０４．４４℃）で２４時間の二次時効処理に供した。

長さ１．８インチ（約４．５７２ｃｍ）でゲージ径０．１５８〜０．１６２インチ（約０．４０１〜０．４１１ｃｍ）の標準より小型の試験試料を、ＡＳＴＭ Ｅ−８のとおりに加工した。引張試験を、７０^ｏＦ（約２１．１１℃）でＡＳＴＭ Ｅ−８のとおりに、そして１２００^ｏＦ（約６４８．８９℃）及び１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）でＡＳＴＭ Ｅ−２１のとおりに実行した。応力破壊試験を、ＡＳＴＭ Ｅ−１３９のとおりに１２００^ｏＦ（約６４８．８９℃）、１３５０^ｏＦ（約７３２．２２℃）、及び１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）の温度で実行した。

高温で本発明の超合金を押出した結果、図２ａに示された真っ直ぐな結晶粒界を有する等軸晶が形成されたが、これらの結晶粒界は、図１ａに示された、インゴットの凝固の最中に形成されたジグザク状の粒界とは異なるものであった。一次時効熱処理の結果、図２ｂに示されたγ’相の析出が生じた。

実験により見出されたとおり、開発された超合金のＵＴＳ及びＳＲＴ特性は、１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）まで、インコネル７１８及びワスパロイのＵＴＳ及びＳＲＴより優れていたが、これらはそれぞれ、表３及び４に示すとおりである。

本発明の超合金は、高い強度、延性、及び作業性の組み合わせのおかげで、熱間成形によるタービンエンジン構成部品の製造に最も卓越したものとなる。

実施例３
手作業でのＧＴＡＷ及び自動のＬＢＷ溶接を使用して単結晶材料から製造されたタービンエンジン構成部品の修復をシミュレートするために試験試料を生成したが、これは、開発された超合金を溶接ワイヤ及び溶接粉末の形態でそれぞれに使用し、また、標準材であるルネ１４２の溶接ワイヤを１７００〜１８００^ｏＦ（約９２６．６７〜９６８．３３℃）へ予熱してＧＴＡＷ用に、及び常温でＬＢＷ用に使用して作られた。

ＧＴＡＷに使用するルネ１４２溶接ワイヤには、予熱を施して、引張試験及びＳＲＴ試験用の試料を生成したが、その理由は、常温での溶接の結果、図３ａに示されたとおり、ルネ１４２溶接部の広範な亀裂が形成される結果となったためである。

本発明に係る超合金から製造された溶接粉末を用いたマルチパスＬＢＷ（ｍｕｌｔｉ ｐａｓｓ ＬＢＷ）、及び本発明に係る超合金から製造された溶接ワイヤを用いたＧＴＡＷを常温で実行して、ＬＢＷ４２７５及びＧＴＡＷ４２７５と印付けされた溶接試料を生成した。溶接部には亀裂がなかった。これらの試料の典型的な微細組織を、図３ｂ及び図４ａに示す。

溶接部の溶接後熱処理は、ＰＷＡ１４８４ ＳＸ材料から製造されたＨＰＴブレードの再結晶化を排除するため、２２００^ｏＦ（約１２０４．４４℃）で２時間の均質化アニーリング、続いて、１９７５〜１９９５^ｏＦ（約１０７９．４４〜１０９０．５６℃）で４時間の一次時効処理、及び１３００〜１３２０^ｏＦ（約７０４．４４〜７１５．５６℃）で１６時間の二次時効処理を含むものであった結果、４９．２体積％の体積分率で図４ｂに示されるγ’相が析出した。

厚さ０．０５０インチ（約０．１２７ｃｍ）の平坦な標準より小型の「全溶接金属」試料を、ＡＳＴＭ Ｅ−８のとおりに生成し、ＡＳＴＭ Ｅ−２１のとおりに１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）で引張試験に、そしてＡＳＴＭ Ｅ−１３９のとおりに１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）、２２ＫＳＩ（約１５１．７２ＭＰａ）の応力でＳＲＴに供した。

表５から以下のとおり、本発明の超合金から生成されたＬＢＷ及びＧＴＡＷの溶接部の延性及びＳＲＴ特性は、標準材であるルネ１４２の溶接部の特性より優れていた。

ルネ１４２の溶接部の低い引張及びＳＲＴ特性は、図３ａに示された微小亀裂の形成に起因した。

高い引張及びクリープ特性は、開発された超合金の良好な延性及び溶接性と同様に、図５及び６に示された、ガンママトリクスであるの延性Ｎｉ―Ｃｒ―Ｃｏ―Ｒｅ―Ｗ―Ｍｏ固溶体における高体積の高強度立方体状γ’相の析出、及び微細な立方体状Ｔａ−Ｈｆ基金属間化合物粒子の樹枝状晶間析出に起因した。

実施例４
ゲルマニウムは、米国特許第２９０１３７４号明細書のとおりにＮｉ―（５〜４０）重量％のＣｒ―（１５〜４０）重量％のＧｅを含むニッケル基ロウ付け材料が１９５４年に発明されたにもかかわらず、Ｎｉ基超合金の製造には使用されてこなかった。ゲルマニウムは、高温での強度に影響するはずの融点降下剤であるにもかかわらず、我々は、表１において４２７５Ｃと印付けされた本発明の超合金にゲルマニウムを０．８５重量％まで添加すると溶接性が改善し、図７に示されたとおり、欠陥のない溶接部がルネ８０上に生成されたことを見出した。

試験試料の溶接は、７５〜８０Ａの溶接電流、９〜１０Ｖの電圧、及び１〜１．２ｉｐｍ（インチ／分）（約２．５４〜３．０５ｃｍ／分）の溶接スピードで、手作業で行った。溶接後、試料は、２１９０^ｏＦ（約１１９８．８９℃）で２時間のアニーリング、１９７５^ｏＦ（約１０７９．４４℃）で２時間の一次時効処理、続いて、１５５０^ｏＦ（約８４３．３３℃）で１６時間の二次時効処理を含む熱処理に供した。試験用の引張試験試料は、基材料及び溶接部からＡＳＴＭ Ｅ−８のとおりに加工し、１８００^ｏＦ（約９６８．３３℃）での引張試験に供した。

溶接金属を、常温でＡＳＴＭ Ｅ−１９０のとおり半型曲げ試験にも供した。

上記に加えて、ルネ８０及び本発明の超合金から製造された円柱状試料を、２０５０^ｏＦ（約１１２１．１１℃）で５００時間のサイクル酸化試験に供した。各サイクルの持続期間は、２０５０^ｏＦ（約１１２１．１１℃）で５０分間の曝露、続いて、１０分間の、約７００^ｏＦ（約３７１．１１℃）への冷却と２０５０^ｏＦ（約１１２１．１１℃）への再加熱とを含む、１時間であった。

実験により見出されたとおり、溶接継手及び溶接金属の強度及び耐酸化性は、ルネ８０基材料より優れていたが、これは表６Ａ及び６Ｂに示されるとおりである。

溶接金属から製造された曲げ試験試料は、およそ９０°で破砕して、図８に示された本発明の超合金に特有の延性を示しており、これは、公知の高γ’超合金上に生成されたいずれの溶接部についても報告されていないものであった。実験により見出されたとおり、ゲルマニウムは、Ｔａ−Ｈｆ金属間化合物粒子の間の結合を増強させ、これらの粒子の形態を変化させるが、これは、それぞれ図６ａ及び図９ａに示されるとおりである。ＥＤＳ分析により、粒子がＴａ−Ｈｆ基金属間化合物により生成されたことを確認したが、これは、図９ｂ及び９ｃを参照されたい。この効果は知られていなかったが、その理由は、化学元素の同一ＩＶＡ族に属するＳｉとは対照的に、指定された範囲のゲルマニウムでは、Ｓｉ担持ニッケル基超合金の機械的特性に影響する粒子間及び樹枝状晶間Ｎｉ−Ｇｅ基共晶が形成される結果にはならないからである。

それゆえ、高含有量のγ’相と、図９ａに示された延性Ｎｉ―Ｃｒ―Ｃｏ―Ｒｅ―Ｍｏ―Ｗ基マトリクスにコヒーレントな結合をともなう微細Ｔａ−Ｈｆ基金属間化合物粒子による結晶粒界及びデンドライト境界の強化との組み合わせにより、本発明の超合金のＧｅ担持の実施形態の優れた機械的特性が実現され、さらには、ニッケル基及びコバルト基という異種の粉末を溶融池中でともに溶融させてから凝固させることにより溶融池の凝固の特異性が生成されることで、均質な溶接粉末及びワイヤを使用して生成された溶接部の特性よりも優れた溶接部の特性が生成される。Ｃｒ、Ａｌ、Ｓｉの含有量を、本発明の超合金のＧｅ及びすべてのその他の合金元素と組み合わせて最適化することにより、耐酸化性が強化された。

試験結果に基づいて、本発明の超合金から製造された溶接ワイヤ及び粉末が、ＨＰＴ及びＬＰＴブレードの先端部修復に最も卓越しており、分解整備から分解整備までの間の全エンジンサイクルを通じて、タービンエンジンのブレードの先端部とステータ（ｓｔａｔｏｒ）との間の最適なあそび、低い燃料消費、及び高い効率を保証することが見出された。

実施例５
タービンエンジン構成部品を製造する３Ｄ付加製造工程を実証するため、長さ４インチ（約１０．１６ｃｍ）、高さ１インチ（約２．５４ｃｍ）、及び厚さ０．１２５インチ（約０．３１８ｃｍ）の試料を、１ｋＷのＩＰＧレーザと二つの粉末供給装置とを備えたＬＡＷＳ１０００レーザ溶接システムを使用して生成したが、このシステムは、プレアロイ粉末配合物を使用して溶接を実行するだけでなく、溶融池中でニッケル基及びコバルト基という２種の粉末を直接混合することができるものである。

以下の実施例に、７５重量％のニッケル基粉末及び２５重量％のコバルト基粉末を含むプレアロイ粉末配合物を用いた溶接を示す。ニッケル基粉末は、６．８重量％のＣｒ、１２重量％のＣｏ、１．５重量％のＭｏ、４．９重量％のＷ、６．３重量％のＴａ、６．１重量％のＡｌ、１．２重量％のＨｆ、２．８重量％のＲｅ、０．１重量％のＳｉ、０．１２重量％のＣ、０．０１５重量％のＢ、０．１重量％のＳｉ、及び残部のＮｉを含む。コバルト基粉末は、１７重量％のＮｉ、２０重量％のＣｒ、３重量％のＴａ、９重量％のＷ、４．４重量％のＡｌ、０．４５重量％のＹ、０．１重量％のＳｉ、及び残部のＣｏを含む。

試料を生成するために使用した溶接パラメータを、以下に提供する：
― レーザビーム出力 ― ４８０Ｗ（ワット）
― 凝固堆積速度 ― ３．８ｇ／分（グラム毎分）
― 溶接スピード ― ３．５ｉｐｍ（インチ毎分）（約８．８９ｃｍ／分）
― 溶接線交差方向のビーム速度 ― ４０ｉｍｐ（約１０１．６ｃｍ／分）
― 不活性ガス ― アルゴン

マルチパス溶接の凝固堆積の間、溶融池を、予めプログラムされた経路のとおりに３．５ｉｐｍ（８．８９ｃｍ／分）のスピードで徐々に移動させた結果、凝固に起因して、本発明の超合金と同一の好ましい化学組成を有する溶接ビードが形成されている。４２７５Ｅと印付けされた溶接金属試料の化学組成を表１に提供する。

溶接試験の後、試料は、２０３５〜２０５０^ｏＦ（約１１１２．７８〜１１２１．１１℃）で２時間の一次時効処理、及び１１５５〜１１７０^ｏＦ（約６２３．８９〜６３２．２２℃）で２４時間の二次時効処理、要求される形状への加工、続いて、ＡＭＳ ２６４７のとおりＦＰＩと、ＡＳＴＭ Ｅ１９２−０４のとおり放射線検査とを含む非破壊試験に供した。サイズが０．００２インチ（約０．００５０８ｃｍ）を超過する溶接不連続性は、許容されなかった。

標準より小型の試験試料を、ＡＳＴＭ Ｅ−８のとおり溶接部から生成し、ＡＳＴＭ Ｅ−２１のとおり１７７５^ｏＦ（約９６８．３３℃）での引張試験に供した。

溶接の結果、図１０ａに示されるとおり、エピタキシャル結晶粒成長をともなう樹枝状晶の形成が生じた。溶接部は、亀裂及びその他の溶接不連続性がなかった。

溶接後の均質化及び時効熱処理の結果、図１０ｂに示されるとおり、大体積のガンマ相の析出が生じた。

表７から、以下のとおり、溶接試料は、溶接金属中、５．７重量％というＡｌのバルク含有量にもかかわらず、１７７５^ｏＦ（約９６８．３３℃）の温度で優れた強度及び良好な延性を示している。

５．７重量％のアルミニウムを含む本発明の超合金の優れた溶接性、強度、及び延性が、ニッケル基及びコバルト基という異種の粉末により生成された溶融池の凝固の特異性により実現された。

５．７重量％のＡｌを含む公知のニッケル基超合金は、常温で溶接可能ではないが、その一方で、異種粉末の混合物、及び／又は粉末配合物を使用したＬＢＷ溶接は、溶融池の凝固に起因して、本発明の超合金の化学組成に対応するバルク化学組成を有する溶接部を形成し、高い機械的特性を有する堅固な溶接部を生成する。

実施例６
ルネＮ５単結晶（ＳＸ）材料から製造されたタービンエンジン構成部品の修復をシミュレートするために、以下を含む７８−８０％Ｎｉ基粉末‘Ａ’と２０−２２％Ｃｏ基粉末‘Ｂ’との粉末配合物を使用して、そのＳＸ基材上に常温でＬＢＷ溶接がなされた：
粉末Ａ：Ｎｉ−８％Ｃｒ−８％Ｃｏ−１．５％Ｍｏ−４．５％Ｗ−３．５％Ｔａ−６％Ａｌ−０．７５％Ｈｆ−０．１５％Ｓｉ−３．５％Ｒｅ−１．２％Ｎｂ−０．０１２％Ｂ−０．１％Ｃ
粉末Ｂ：Ｃｏ−１８％Ｃｒ−１５％Ｎｉ−１０％Ｗ−０．０５％Ｈｆ−３．５％Ａｌ−０．１５％Ｓｉ−０．１％Ｃ

異種粉末であるＮｉ基粉末ＡとＣｏ粉末Ｂは、溶融池中でレーザビームによって溶かされ、均質な合金を生成した。溶融プールの凝固に起因して、以下（４２８５材料）のバルク化学組成を有する溶接ビードが形成された：
４２８５材料：Ｎｉ−１０％Ｃｒ−１６％Ｃｏ−１．２％Ｍｏ−５．６％Ｗ−２．８％Ｔａ−１％Ｎｂ−５．５％Ａｌ−０．５％Ｈｆ−０．１５％Ｓｉ−０．０１％Ｂ−０．１％Ｃ−２．２％Ｒｅ

溶接後、３Ｄ付加製造法の概念を用いたＬＢＷによって製造された試験試料は、１９７５°Ｆ（約１０７９．４４℃）で４時間の一次時効処理がなされ、続けて、１６５０°Ｆ（約８９８．８９℃）で４時間の二次時効処理がなされた。

溶接と熱処理の後、試料は、金属組織検査と放射線検査に供された。

溶接試料から標準より小型の引張試験片が加工され、常温にて引張試験がなされたところ、ＡＳＴＭ Ｅ−８合金のとおりの、開発された材料の高延性を示した。４２８５材料全ての溶接金属試料の引張特性は、以下のとおりである。
・ＵＴＳ＝１８７．２ＫＳＩ
・０．２％耐力＝１７３．４ＳＫＩ
・伸び＝１１．２％

４２８５材料の溶接性の評価について付加的な試験がなされた。

実験により見出されたとおり、自動ＬＢＷによって製造された４２８５材料に対して常温で手動溶接を用いて製造されたＧＴＡＷ溶接は、図１１ａに示されるように、溶接不連続性はなかった。

マルチパスＬＢＷ溶接の結果、図１１ｂに示されるとおり、樹枝状晶とエピタキシャル粒成長が形成された。

溶接後の熱処理の結果、図１１ｃに示されるように、ＧＴＡＷ溶接金属の延性オーステナイトマトリクスにおいて微細なγ’ Ｎｉ_３Ａｌ、ダブルガンマプライムγ’’ Ｎｉ_３Ｎｂ及び金属間Ｔａ−Ｈｆ−Ｗ−Ｓｉ強化相が形成析出し、発明された超合金の延性、溶接性及び高強度を増進する。

１４００°Ｆで高強度が実証された、図１１ａに示されたＧＴＡＷ突合せ溶接された継手：
・ＵＴＳ＝１４２．１ＫＳＩ
・０．２％耐力＝１３２．９ＫＳＩ
・伸び＝５．２％

４２８５材料の良好な溶接性、高延性、増進された強度は、発明された超合金においてＴａとＮｂの合計含有量が３から７重量％の範囲で最適化されたことに起因した。

実施例７
ルネＮ５ ＳＸ材料から製造されたタービンエンジン構成部品の修復をシミュレートするために、以下を含む７０−７２％Ｎｉ基粉末‘Ｃ’と２８−３０％Ｃｏ基粉末‘Ｄ’との粉末配合物を使用して、そのＳＸ基材上に常温でＬＢＷ溶接がなされた：
粉末Ｃ：Ｎｉ−６％Ｃｒ−６％Ｃｏ−１．７％Ｍｏ−５．６％Ｗ−３．４％Ｔａ−４％Ｎｂ−６．２％Ａｌ−０．３％Ｈｆ−０．５％Ｓｉ−３％Ｒｅ−０．０２％Ｂ−０．１％Ｃ
粉末Ｄ：Ｃｏ−２１％Ｃｒ−５．６％Ｗ−４％Ｎｂ−６．２％Ａｌ−０．３％Ｈｆ−０．５％Ｓｉ−０．１％Ｃ

溶融池の凝固に起因して、以下の４２８７材料のバルク化学組成を有する溶接ビードが形成された：
４２８７材料の成分組成：
Ｎｉ−１０％Ｃｒ−１８％Ｃｏ−１．２％Ｍｏ−５．６％Ｗ−２％Ｔａ−４％Ｎｂ−６．２％Ａｌ−０．３％Ｈｆ−０．５％Ｓｉ−０．０１５％Ｂ−０．１％Ｃ−２．２％Ｒｅ

溶接部の溶接後熱処理は、１９７５°Ｆ（約１０７９．４４℃）で４時間の一次時効処理と、それに続く１６５０°Ｆ（約８９８．８９℃）で４時間の二次時効処理を含む。

溶接と熱処理の後、試料は、金属組織検査と放射線検査に供した。クラックと他の溶接不連続性はなかった。

溶接試料からＡＳＴＭ Ｅ−８合金のとおりの標準より小型の引張試験片が加工され、ＡＳＴＭ Ｅ−２１のとおり１８００°Ｆにて引張試験がなされた。
４２８７材料全ての溶接金属試料の引張特性は、以下に提供される：
・ＵＴＳ＝６３．６ＫＳＩ
・０．２％耐力＝４９．３ＳＫＩ
・伸び＝１４．５％

本発明を好ましい実施形態に関して記載してきたが、本発明のその他の形態が当業者によって採用され得ることは明らかである。それゆえ、本発明の範囲は、以下の特許請求の範囲によってのみ限定されることになる。

Claims (17)

1. 重量％で：
   ― ９．０から１０．５％までのクロム、
   ― 約１６から２２％までのコバルト、
   ― １．０から１．４％までのモリブデン、
   ― ５．０から５．８％までのタングステン、
   ― ２．０から６．０％までのタンタル、
   ― １．０から４．０％までのニオブ、
   − タンタルとニオブを合わせて３．０から７．０％まで、
   ― ３．０から６．５％までのアルミニウム、
   ― ０．２から１．５％までのハフニウム、
   ― ０から１．０％までのゲルマニウム、
   ― ０から０．２％までのイットリウム、
   ― ０から１．０％までのケイ素、
   ― ０から０．０１５％までのホウ素、
   ― ０．０１から０．２％までの炭素、
   ― １．５から３．５％までのレニウム、及び、
   ― 残部ニッケル及び不純物を含む高ガンマプライムニッケル基超合金。
2. ゲルマニウム及びケイ素の全含有量が０．９〜１．１重量％の範囲である、請求項１に記載の高ガンマプライムニッケル基超合金。
3. 請求項１又は２の何れか一項に記載の高ガンマプライムニッケル基超合金を、溶接ワイヤ、溶接粉末、又はタービンエンジン構成部品の材料として使用する方法。
4. 請求項１又は２の何れか一項に記載の高ガンマプライムニッケル基超合金を使用するステップを含む、タービンエンジン構成部品を製造する方法。
5. ａ） 鋳造、
   ｂ） ２１９０〜２２９０^ｏＦ（約１１９８．８９〜１２５４．４４℃）で１〜２時間のアニーリング、
   ｃ） １５００〜１８００^ｏＦ（約８１５．５６〜９８２．２２℃）での塑性変形による熱間成形、
   ｄ） １９７５〜２０５０^ｏＦ（約１０７９．４４〜１１２１．１１℃）で２〜４時間の一次時効処理、及び
   ｅ） １３００〜１５００^ｏＦ（約７０４．４４〜８１５．５６℃）で１６〜２４時間の二次時効処理、の中から選択される一つ又は複数のステップを含む、請求項４に記載のタービンエンジン構成部品を製造する方法。
6. ２１９０^ｏＦ（約１１９８．８９℃）から２２９０^ｏＦ（約１２５４．４４℃）までの温度範囲で１〜２時間のアニーリング、１９７５^ｏＦ（約１０７９．４４℃）から２０５０^ｏＦ（約１１２１．１１℃）までの温度範囲で２〜４時間の一次時効処理、及び１３００^ｏＦ（約７０４．４４℃）から１５００^ｏＦ（約８１５．５６℃）までの温度範囲で１６〜２４時間の二次時効処理の中から選択される熱処理を含む、請求項５に記載のタービンエンジン構成部品を製造する方法。
7. １５００〜１８００^ｏＦ（約８１５．５６〜９８２．２２℃）の温度で熱間成形する前記ステップに先立って、２２００〜２２９０^ｏＦ（約１２０４．４４〜１２５４．４４℃）の温度、１５〜２０ＫＳＩ（約１０３．４５〜１３７．９３ＭＰａ）の圧力で２〜６時間の熱間静水圧加圧処理のさらなるステップを含む、請求項５に記載のタービンエンジン構成部品を製造する方法。
8. ５〜８０％の塑性変形による熱間成形を含む、請求項５に記載のタービンエンジン構成部品を製造する方法。
9. 前記一次時効処理の温度が前記タービンエンジン構成部品の使用温度超から選択される、請求項５に記載のタービンエンジン構成部品を製造する方法。
10. 請求項４に記載のタービンエンジン構成部品を製造する方法であって、次のａ）及びｂ）のステップを含む方法。
    ａ） 少なくとも二つの異種粉末である次のニッケル基粉末及びコバルト基粉末をそれぞれ（７０〜８０）重量％及び（２０〜３０）重量％の量で含む粉末混合物を、溶融池中で溶融し凝固堆積する溶融溶接ステップ：
    前記ニッケル基粉末が、重量％で：
    − ６から８％までのクロム、
    − ６から１２％までのコバルト、
    − １．３から１．６％までのモリブデン、
    − ４．５から５％までのタングステン、
    − ２．０から６．０％までのタンタル、
    − １．０から４．０％までのニオブ、
    − タンタルとニオブを合わせて３．０から７．０％まで、
    − ３．０から６．５％までのアルミニウム、
    − ０．２から１．５％までのハフニウム、
    − ２．５から３％までのレニウム、
    − ０から１．０％までのゲルマニウム、
    − ０から１％までのケイ素、
    − ０から０．２％までのイットリウム、
    − ０から０．０１５％までのホウ素、及び
    − 残部ニッケル及び不純物を含み、そして
    前記コバルト基粉末が、重量％で：
    − １０から１８％までのニッケル、
    − １９から２１％までのクロム、
    − ８から１０％までのタングステン、
    − ３から６．５％までのアルミニウム、
    − ０から１．０％までのゲルマニウム、
    − ０から１％までのケイ素、
    − ０から０．４５％までのイットリウム、
    − ０から１．５％までのハフニウム、
    − ０から４％までのニオブ、
    − ０．０１から０．２％までの炭素、及び
    ― 残部コバルト及び不純物を含む；
    ｂ） 予めプログラムされた溶接経路のとおりに前記溶融池を徐々に移動、凝固させて、請求項１に記載の高ガンマプライムニッケル基超合金と同一化学組成を有する溶接ビードを形成するステップ。
11. 前記溶融溶接が、レーザビーム、プラズマアーク、マイクロプラズマ、電子ビーム、及びガスタングステンアーク溶接の中から選択される、請求項１０に記載のタービンエンジン構成部品を製造する方法。
12. 前記高静水圧加圧、アニーリング、時効処理、又は前記アニーリング及び前記時効処理の組み合わせの中から選択される溶接後熱処理をさらに含む、請求項１０に記載のタービンエンジン構成部品を製造する方法。
13. 溶接後熱処理の後に、要求される形状に加工するステップをさらに含む、請求項１２に記載のタービンエンジン構成部品を製造する方法。
14. 非破壊試験のステップをさらに含む、請求項１３に記載のタービンエンジン構成部品を製造する方法。
15. 前記粉末混合物が、ニッケル基粉末及びコバルト基粉末を含むプレアロイ粉末配合物の形態であるか、又は溶接の最中に前記溶融池中で直接混合されるニッケル基粉末及びコバルト基粉末という異種粉末の形態である、請求項１０に記載のタービンエンジン構成部品を製造する方法。
16. 前記タービンエンジン構成部品が３Ｄ付加製造法により製造される、請求項４〜１５の何れか一項に記載のタービンエンジン構成部品を製造する方法。
17. 請求項４〜１６の何れか一項に記載の方法により得られるタービンエンジン構成部品。

Images