JPH046789B2 - - Google Patents
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- JPH046789B2 JPH046789B2 JP60250579A JP25057985A JPH046789B2 JP H046789 B2 JPH046789 B2 JP H046789B2 JP 60250579 A JP60250579 A JP 60250579A JP 25057985 A JP25057985 A JP 25057985A JP H046789 B2 JPH046789 B2 JP H046789B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- regeneration method
- creep
- hours
- phase
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Solid-Sorbent Or Filter-Aiding Compositions (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Chemically Coating (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、特にクリープによつて損傷を受けた
部材の有効寿命を延ばすための熱処理方法に関す
る。本発明方法の目的は、寿命を長くするために
最初の特性を回復することである。本発明は硬化
相γ′を含むニツケル基材の耐熱合金より成る部材
に関し、特にタービンエンジンの可動羽根に適用
される。
部材の有効寿命を延ばすための熱処理方法に関す
る。本発明方法の目的は、寿命を長くするために
最初の特性を回復することである。本発明は硬化
相γ′を含むニツケル基材の耐熱合金より成る部材
に関し、特にタービンエンジンの可動羽根に適用
される。
該可動羽根は、900℃乃至1300℃の熱ガスと燃
焼室から出る酸化剤にさらされながら、5000乃至
20000rpmで回転する円板に取付けられているの
で、この羽根は高温によるクリープに絶え得るも
のでなければならない。従つて化学組成を最適化
することができ、クリープによる破損に対する抵
抗を改良するために析出により十分な硬化を得る
ことができる鋳造合金が使用される。航空学的に
使用されるニツケル基材の超合金は、容量部で70
％に達し得る硬化相を含有する。
焼室から出る酸化剤にさらされながら、5000乃至
20000rpmで回転する円板に取付けられているの
で、この羽根は高温によるクリープに絶え得るも
のでなければならない。従つて化学組成を最適化
することができ、クリープによる破損に対する抵
抗を改良するために析出により十分な硬化を得る
ことができる鋳造合金が使用される。航空学的に
使用されるニツケル基材の超合金は、容量部で70
％に達し得る硬化相を含有する。
しかしながら、作動中前述の如き機械的及び熱
的応力を受ける羽根には、クリープによつて永久
ひずみが生じ、致命的な破損の危険を回避するた
めに一定時間の使用後破棄といつた、規則的な破
棄が絶対に必要である。
的応力を受ける羽根には、クリープによつて永久
ひずみが生じ、致命的な破損の危険を回避するた
めに一定時間の使用後破棄といつた、規則的な破
棄が絶対に必要である。
例えば、いくつかのモータの高圧タービン羽根
の有効寿命はクリープによつて約800時間に制御
される。
の有効寿命はクリープによつて約800時間に制御
される。
クリープによる変形過程は微小な構造の変質に
よるものと考えられるが、本発明の目的は、部材
の幾何学的基準に合う条件下（寸法規定をはずれ
ない条件下）にて最初の構造の復元を可能ならし
める熱処理方法を実現することである。
よるものと考えられるが、本発明の目的は、部材
の幾何学的基準に合う条件下（寸法規定をはずれ
ない条件下）にて最初の構造の復元を可能ならし
める熱処理方法を実現することである。
高温で使用されるニツケル基合金は、900℃か
ら腐触耐性が悪く、特に硫黄を含有する大気中に
おいて悪くなる。従つて、熱化学的方法によりア
ルミニウムでニツケルを被覆する等の表面保護が
必要である。この種の保護によつて生じる問題
は、一定の温度及び一定の時間以上の部材の熱処
理により化学的組成及び性質を変えるような金属
間化合物の拡散が生じることである。これを回避
するためには通常該層を予め除去する処理を行う
だけで充分である。しかしながら、この作業は冷
却用に内側溝を設けるタービン羽根においては薄
い壁の厚さを更に薄くしなければならず不可能で
あり利用できない。
ら腐触耐性が悪く、特に硫黄を含有する大気中に
おいて悪くなる。従つて、熱化学的方法によりア
ルミニウムでニツケルを被覆する等の表面保護が
必要である。この種の保護によつて生じる問題
は、一定の温度及び一定の時間以上の部材の熱処
理により化学的組成及び性質を変えるような金属
間化合物の拡散が生じることである。これを回避
するためには通常該層を予め除去する処理を行う
だけで充分である。しかしながら、この作業は冷
却用に内側溝を設けるタービン羽根においては薄
い壁の厚さを更に薄くしなければならず不可能で
あり利用できない。
従つて、本発明の第２の目的は、保護層を予め
除去する必要のない熱処理を実現することであ
る。
除去する必要のない熱処理を実現することであ
る。
本発明による硬化相γ′を含有するニツケル基材
より成る耐熱合金部材の再生方法（すなわち特に
高温におけるクリープによる損傷が原因で有効寿
命が少なくとも一部を失つた部材の再生方法）
は、少なくとも50％の相γ′を再溶解するのに足る
時間共晶溶融温度以下の温度に該部材を保持する
段階と、次に、相γ′の析出領域以下の温度まで、
制御された速度で、すなわち微小構造形態に応じ
て選択した所定速度で該部材を冷却する段階とで
構成される。
より成る耐熱合金部材の再生方法（すなわち特に
高温におけるクリープによる損傷が原因で有効寿
命が少なくとも一部を失つた部材の再生方法）
は、少なくとも50％の相γ′を再溶解するのに足る
時間共晶溶融温度以下の温度に該部材を保持する
段階と、次に、相γ′の析出領域以下の温度まで、
制御された速度で、すなわち微小構造形態に応じ
て選択した所定速度で該部材を冷却する段階とで
構成される。
従来から再生処理が注目されてきた。例えば、
仏国特許第2292049号には、ある種の合金の二次
クリープ期間を延長するための方法が記載されて
いる。この方法は、化合物の溶解温度以下の温度
にて応力なしに熱処理するものである。実際、該
温度は部材の最高機能温度に相応し、更に仮説に
よれば拡散過程によつて空〓を有する格子を消滅
し得なければならないので温度が充分長い間保持
される。この方法は硬化化合物の再溶解を妨げる
ので微小構造の再生をし得ない。また、当然のこ
とながら例えば、1100℃等の高温で機能する部材
の場合に温度制限のある該処理方法は無効であ
る。更に工業用として利用する場合時間が極めて
不経済である。
仏国特許第2292049号には、ある種の合金の二次
クリープ期間を延長するための方法が記載されて
いる。この方法は、化合物の溶解温度以下の温度
にて応力なしに熱処理するものである。実際、該
温度は部材の最高機能温度に相応し、更に仮説に
よれば拡散過程によつて空〓を有する格子を消滅
し得なければならないので温度が充分長い間保持
される。この方法は硬化化合物の再溶解を妨げる
ので微小構造の再生をし得ない。また、当然のこ
とながら例えば、1100℃等の高温で機能する部材
の場合に温度制限のある該処理方法は無効であ
る。更に工業用として利用する場合時間が極めて
不経済である。
仏国特許第2313459号には、永久のひずみを受
ける金属部材の仕事耐性の改良方法が記載されて
いる。この方法は、表面に亀裂が現われる以前に
粒子が生長する温度以下の温度で部材を熱間静
（水）圧（HIP）処理する段階と、次に硬化焼戻
しの後に相を再溶解処理する段階とで構成され
る。圧縮工程の大きな利点は、クリープのひずみ
をなくし、鋳造時の非開口の孔（空〓）を再閉鎖
することにある。しかしながら、該技術は実施が
かなり困難であり、あらゆる場合に適用可能であ
るか否か確認されていない。更に後半で実施する
熱処理では析出機構が制御不可能であるし、表面
保護層の破損も考慮されていない。又工業用に利
用するのにも経済的に不適当である。
ける金属部材の仕事耐性の改良方法が記載されて
いる。この方法は、表面に亀裂が現われる以前に
粒子が生長する温度以下の温度で部材を熱間静
（水）圧（HIP）処理する段階と、次に硬化焼戻
しの後に相を再溶解処理する段階とで構成され
る。圧縮工程の大きな利点は、クリープのひずみ
をなくし、鋳造時の非開口の孔（空〓）を再閉鎖
することにある。しかしながら、該技術は実施が
かなり困難であり、あらゆる場合に適用可能であ
るか否か確認されていない。更に後半で実施する
熱処理では析出機構が制御不可能であるし、表面
保護層の破損も考慮されていない。又工業用に利
用するのにも経済的に不適当である。
以下の記載により本発明及び従来技術に対する
本発明の利点がより良く理解されるであろう。
IN100という商標の合金（インターナシヨナルニ
ツケルカンパニー製）に関して記載しているが、
本方法の適用は該合金のみに限定されるものでは
なくより一般的なものである。
本発明の利点がより良く理解されるであろう。
IN100という商標の合金（インターナシヨナルニ
ツケルカンパニー製）に関して記載しているが、
本方法の適用は該合金のみに限定されるものでは
なくより一般的なものである。
本発明の他の特徴及び利点は、本発明の実施例
を示す添附の図面を参照して以下に詳述する。フ
ランス規格NK15CATに合つた合金IN100（商標）
はニツケル基材の鋳造合金である。その化学組成
を次に示す。コバルト13乃至17％、クロム８乃至
11％、アルミニウム５乃至６％、チタン４乃至５
％、モリブデン２乃至４％、バナジウム0.7乃至
1.7％、炭素0.1乃至0.2％等である。
を示す添附の図面を参照して以下に詳述する。フ
ランス規格NK15CATに合つた合金IN100（商標）
はニツケル基材の鋳造合金である。その化学組成
を次に示す。コバルト13乃至17％、クロム８乃至
11％、アルミニウム５乃至６％、チタン４乃至５
％、モリブデン２乃至４％、バナジウム0.7乃至
1.7％、炭素0.1乃至0.2％等である。
1460℃で真空鋳造したIN100は、長期使用では
1000℃、又短期使用の場合は1100℃で使用される
ものと考えられている。いずれにしても該合金は
特に硫化物を含有する大気中において腐触耐性が
低いので、例えば仏国特許第1433497の号の蒸気
相におけるアルミニウム被覆方法により得られる
保護を必要とする。
1000℃、又短期使用の場合は1100℃で使用される
ものと考えられている。いずれにしても該合金は
特に硫化物を含有する大気中において腐触耐性が
低いので、例えば仏国特許第1433497の号の蒸気
相におけるアルミニウム被覆方法により得られる
保護を必要とする。
IN100は共晶体及び炭化物の凝集を有する樹枝
状γ−γ′結晶構造を有する。樹枝状晶の大きさ及
び硬化相の形状は、該相の冷却速度、従つて部材
の材料の局部的な厚さ及びＢとZrの含有量によ
つて左右される。１乃至10mmの厚さの場合10分の
数mm乃至数mmとなる。
状γ−γ′結晶構造を有する。樹枝状晶の大きさ及
び硬化相の形状は、該相の冷却速度、従つて部材
の材料の局部的な厚さ及びＢとZrの含有量によ
つて左右される。１乃至10mmの厚さの場合10分の
数mm乃至数mmとなる。
Ni中のCr及びCoの固溶体の効果によつて硬化
したマトリクスγは、C.F.C系内で結晶化する。
最大硬化は、L12（Cu3Au）型の同じ結晶系で、
そのマトリクスと結合した秩序正しい相γ′の析出
によつて得られる。その容量は約70％である。該
化学組成はおよそ（Ni，Co）3（Ti，Al）である。
γ′によつてニツケル基材の超合金に与えられる顕
著な熱間機械抵抗は、主として温度が増加する時
に著しく増大する特性を有する該相の流出応力に
よるものである。
したマトリクスγは、C.F.C系内で結晶化する。
最大硬化は、L12（Cu3Au）型の同じ結晶系で、
そのマトリクスと結合した秩序正しい相γ′の析出
によつて得られる。その容量は約70％である。該
化学組成はおよそ（Ni，Co）3（Ti，Al）である。
γ′によつてニツケル基材の超合金に与えられる顕
著な熱間機械抵抗は、主として温度が増加する時
に著しく増大する特性を有する該相の流出応力に
よるものである。
合金γ−γ′を考える場合、温度と共に変化する
機械抵抗の変化は、当然のことながらγ′の容量に
よつて左右されるが、同様に析出物が転位運動す
る時の傷害のタイプにより析出物の形状によつて
も左右される。
機械抵抗の変化は、当然のことながらγ′の容量に
よつて左右されるが、同様に析出物が転位運動す
る時の傷害のタイプにより析出物の形状によつて
も左右される。
更に、該合金にはγ−γ′共晶（島状）部に富ん
でおり、これらは樹枝状間領域に局限されてい
る。該凝塊物の形成温度は、固相線通過時の該凝
塊物の化学と関係し、大きく変わり得る。熱分析
によれば、該温度は1210℃乃至1275℃であり特に
炭素含有量によつて変化する。
でおり、これらは樹枝状間領域に局限されてい
る。該凝塊物の形成温度は、固相線通過時の該凝
塊物の化学と関係し、大きく変わり得る。熱分析
によれば、該温度は1210℃乃至1275℃であり特に
炭素含有量によつて変化する。
IN100には２種類の炭化物が見られる。第１の
ものはMC型の炭化物でTi又はTi−Moに富み、
マトリクスとの配向に関係なく、合金が凝固し終
る前に見られる。第２の炭化物はM23C6型でCr
に富み、マトリクスとの配向に関係して850℃乃
至1000℃の比較的ひくい温度にて析出する。
ものはMC型の炭化物でTi又はTi−Moに富み、
マトリクスとの配向に関係なく、合金が凝固し終
る前に見られる。第２の炭化物はM23C6型でCr
に富み、マトリクスとの配向に関係して850℃乃
至1000℃の比較的ひくい温度にて析出する。
IN100合金製でアルミニウム被膜した、冷却空
気を通過させるための内側溝を設けた航空用ター
ビンエンジンの高圧タービン用羽根に関する実験
を行つた。アルミニウム被覆の原理は、フツ化ア
ルミニウムの大気中にて1000℃以上の温度で部材
（羽根）を保持することである。部材と接触した
ガスは表面でアルミニウム原子及び反応を保持す
る気体フツ素に解離する。Alは、部材のニツケ
ルと結合してアルミニウム被膜を形成し、耐酸化
特性を該部材に与える。
気を通過させるための内側溝を設けた航空用ター
ビンエンジンの高圧タービン用羽根に関する実験
を行つた。アルミニウム被覆の原理は、フツ化ア
ルミニウムの大気中にて1000℃以上の温度で部材
（羽根）を保持することである。部材と接触した
ガスは表面でアルミニウム原子及び反応を保持す
る気体フツ素に解離する。Alは、部材のニツケ
ルと結合してアルミニウム被膜を形成し、耐酸化
特性を該部材に与える。
該羽根の微小構造に関し、作動する前の状態、
その後50h、800h及び1000h作動した後の羽根を
連続的に観察した。作動条件は、おおよそ応力が
130MPaで温度は1000℃である。
その後50h、800h及び1000h作動した後の羽根を
連続的に観察した。作動条件は、おおよそ応力が
130MPaで温度は1000℃である。
先ず新しい羽根の前縁及び後縁には共晶体及び
第１の炭化物に富む構造γ−γ′が見られる。析出
物γ′の２個の集団が存在し、約2μｍの大きさの
「大きな」γ′は合金の凝固後にはほとんど析出せ
ず、約0.2μｍの大きさの「小さい」γ′は保護処理
時の連続冷却時に析出する。共晶体のすぐ近くに
は小さいγ′のみが存在する。合金は完全に凝固し
ない時に析出する第１の炭化物は、２個の隣接す
る粒子相互間のγ′の配向差によつて主として区別
される粒界が存在している樹枝構造間に押し返さ
れる。
第１の炭化物に富む構造γ−γ′が見られる。析出
物γ′の２個の集団が存在し、約2μｍの大きさの
「大きな」γ′は合金の凝固後にはほとんど析出せ
ず、約0.2μｍの大きさの「小さい」γ′は保護処理
時の連続冷却時に析出する。共晶体のすぐ近くに
は小さいγ′のみが存在する。合金は完全に凝固し
ない時に析出する第１の炭化物は、２個の隣接す
る粒子相互間のγ′の配向差によつて主として区別
される粒界が存在している樹枝構造間に押し返さ
れる。
50乃至800時間作動した後の羽根に見られた第
１番目に発達した微小構造は、50時間作動した後
の第１の炭化物の周辺及び共晶体のγ−γ′界面で
の、粒間第２炭化物（前記）の析出によつて構成
される（第１Ｂ図及び１Ａ図）。作動時間が更に
増加すると、析出物が増大して粒界を形成する。
これと平行した、相γ′の合着現象（析出粒子の合
体）によつて小さい析出物γ′が徐々に消滅する。
１番目に発達した微小構造は、50時間作動した後
の第１の炭化物の周辺及び共晶体のγ−γ′界面で
の、粒間第２炭化物（前記）の析出によつて構成
される（第１Ｂ図及び１Ａ図）。作動時間が更に
増加すると、析出物が増大して粒界を形成する。
これと平行した、相γ′の合着現象（析出粒子の合
体）によつて小さい析出物γ′が徐々に消滅する。
800時間作動した後では大きな寸法の構造γ′は
３乃至4μｍに達し、共晶部付近にては、第１炭
化物と粒界が２倍になる（第２Ｂ図及び２Ａ図）。
３乃至4μｍに達し、共晶部付近にては、第１炭
化物と粒界が２倍になる（第２Ｂ図及び２Ａ図）。
薄板による実験により、界面γ−γ′及び
M23C6−γ′の転位が特別の配置を成すことがわ
かる。この配置傾向は、最初の遠心力に対して平
行であるか（第３図）多角形状になつている（第
４図）。
M23C6−γ′の転位が特別の配置を成すことがわ
かる。この配置傾向は、最初の遠心力に対して平
行であるか（第３図）多角形状になつている（第
４図）。
1000時間作動した羽根の場合、翼中心部の前縁
の微小構造は樹枝状構造を呈している。樹枝状間
空間は、共晶に富み、樹枝部中心よりもかなり大
きな析出物γ′で構成される。800時間後の実験に
おいても観察されるようにいくつかの鋳造孔の幾
何学的形状によつて変形が始まることが判明して
いる。相γ′の合着によつて小さい析出物が消滅す
る。
の微小構造は樹枝状構造を呈している。樹枝状間
空間は、共晶に富み、樹枝部中心よりもかなり大
きな析出物γ′で構成される。800時間後の実験に
おいても観察されるようにいくつかの鋳造孔の幾
何学的形状によつて変形が始まることが判明して
いる。相γ′の合着によつて小さい析出物が消滅す
る。
電子顕微鏡で透過観察した結果は、800時間作
動した後の観察に一致する。すなわち、 −γ′の合着、 −遠心力と平行な界面γ−γ′の転位の配向と多角
形小球の形成があること、 −界面M23C6−γ′又はM23C6−γの転位が規則
的で、結晶格子が密なこと、 −マトリクスγ内における転位が定着しないこ
と。
動した後の観察に一致する。すなわち、 −γ′の合着、 −遠心力と平行な界面γ−γ′の転位の配向と多角
形小球の形成があること、 −界面M23C6−γ′又はM23C6−γの転位が規則
的で、結晶格子が密なこと、 −マトリクスγ内における転位が定着しないこ
と。
第５Ａ乃至５Ｄ図は、特に試験体にて観察した
ものであり、130MPaの応力と1000℃の温度の合
金がクリープによつて受ける損傷の過程を概括す
る概略図である。
ものであり、130MPaの応力と1000℃の温度の合
金がクリープによつて受ける損傷の過程を概括す
る概略図である。
第５Ａ図は、アルミニウム被覆後の構造状態を
示すが、ここには３集団のγ′が区別される。すな
わち樹枝状間の比較的大きな粒子γ′と、樹枝状の
細い粒子γ′及びアルミニウム被覆処理後の冷却時
に得られる均一配分した極めて細い粒子とであ
る。
示すが、ここには３集団のγ′が区別される。すな
わち樹枝状間の比較的大きな粒子γ′と、樹枝状の
細い粒子γ′及びアルミニウム被覆処理後の冷却時
に得られる均一配分した極めて細い粒子とであ
る。
第５Ｂ図は第１クリープ後のもので、極めて細
いγ′が消滅し、第２炭化物が析出を示す。
いγ′が消滅し、第２炭化物が析出を示す。
第５Ｃ図は第２クリープが始まつた後のもの
で、樹枝状粒子γ′が配向して合着することを示
す。
で、樹枝状粒子γ′が配向して合着することを示
す。
第５Ｄ図は第２クリープ終了後のもので、γ′の
合着が更に明らかなものとなり、樹枝状体γ′は配
向し、樹枝状間γ′は配向しないことを示す。
合着が更に明らかなものとなり、樹枝状体γ′は配
向し、樹枝状間γ′は配向しないことを示す。
従つて、前述のクリープによる損傷の研究によ
り、冶金学的な行程が組み合わさつて変形が生じ
ることが明らかとなつた。
り、冶金学的な行程が組み合わさつて変形が生じ
ることが明らかとなつた。
本発明によれば、合金は、クリープを受けた後
再生処理されるが、該再生処理は、変形による影
響をなくする熱サイクルを包含し、応力を受ける
以前の合金ミクロ組織に類似したものに再生す
る。観察してきたような処理すべき部材、すなわ
ち1000時間作動した後の部材は好ましくは酸化の
問題を回避するための真空の炉に置かれる。充分
な容量の硬化相を再溶解するために選択した温度
に該部材を加熱する。アルミニウム被膜で保護さ
れた合金IN100性の羽根の場合、該温度も同様に
該保護膜の維持に適合する条件に応じて決定され
る。実際、温度が高すぎるとアルミニウムは拡散
し、ニツケルのアルミニウム層が溶解する。この
場合、該温度を1190℃に選択したが、場合に応じ
て1160℃乃至1220℃の間で変化可能である。同様
に温度の選択は工業用として使用するための共晶
融点を充分満足する必要性により決定される。
再生処理されるが、該再生処理は、変形による影
響をなくする熱サイクルを包含し、応力を受ける
以前の合金ミクロ組織に類似したものに再生す
る。観察してきたような処理すべき部材、すなわ
ち1000時間作動した後の部材は好ましくは酸化の
問題を回避するための真空の炉に置かれる。充分
な容量の硬化相を再溶解するために選択した温度
に該部材を加熱する。アルミニウム被膜で保護さ
れた合金IN100性の羽根の場合、該温度も同様に
該保護膜の維持に適合する条件に応じて決定され
る。実際、温度が高すぎるとアルミニウムは拡散
し、ニツケルのアルミニウム層が溶解する。この
場合、該温度を1190℃に選択したが、場合に応じ
て1160℃乃至1220℃の間で変化可能である。同様
に温度の選択は工業用として使用するための共晶
融点を充分満足する必要性により決定される。
実際の結果、少なくとも50％の容量部の相γ′を
再溶解するためには、４時間以下、望ましくは１
時間くらいの保持で充分なことが判明し、これに
よつて特にクリープによる損傷中に発達した小球
γ′相互間の連結が破壊されることになる。
再溶解するためには、４時間以下、望ましくは１
時間くらいの保持で充分なことが判明し、これに
よつて特にクリープによる損傷中に発達した小球
γ′相互間の連結が破壊されることになる。
真空下で１時間1190℃の温度で前述の如く保持
した後、アルゴン等の不活性ガス流を炉内へ噴射
することによつて部材を冷却した。相γ′の析出範
囲以下の温度まで該部材を冷却する速度を制御す
るために流量を調節した。
した後、アルゴン等の不活性ガス流を炉内へ噴射
することによつて部材を冷却した。相γ′の析出範
囲以下の温度まで該部材を冷却する速度を制御す
るために流量を調節した。
室温までの冷却制御は必要ではないことが判明
した。実際、700℃以下においては冷却速度は析
出に何ら影響を与えない。
した。実際、700℃以下においては冷却速度は析
出に何ら影響を与えない。
得られた微小構造の全てを第６図に示す。アル
ゴン冷却によつて２群のγ′が析出し、大きな容量
のγ′は増加するが小さい成分は減少し、同時に冷
却速度が低下することがわかる。微小構造の観察
によつて、「粒状結晶の発生」及び「粒状結晶の
合着の増加」の複合現象が見られる。各々の動特
性（進行機構）はγ′を成すマトリクスを占める化
学組成に応じて変化する。従つて所望の、優れた
機械作用を得ることを可能とする関係が、大きい
γ′の容量と小さいγ′の容量のバランスの上に成立
する。実際、細い析出物γ′のみで構成される微小
構造は耐クリープ性には有利であるが、合金の冷
間及び熱間延性には有害である。これに反して、
「大きい」γ′の群しか含まないような微小構造を
作る緩慢な冷却は耐クリープ性にいかなる利点を
ももたらさない。望ましい形態を得るために、
600℃／ｈ乃至2500℃／ｈの速度に制御する。本
実施例の場合、最も優れたものは1085℃／ｈ乃至
1145℃／ｈで選択したものであり、その微小構造
を第９図に示す。この状態においては、新しい羽
根（第７図）と再生羽根（第９図）の微小構造の
間には一度調べただけでは何ら差異が見られな
い。前述のいずれの場合もγ−γ′の分布は同一で
あり、第２の炭化物は処理中に溶けたもので存在
しない。
ゴン冷却によつて２群のγ′が析出し、大きな容量
のγ′は増加するが小さい成分は減少し、同時に冷
却速度が低下することがわかる。微小構造の観察
によつて、「粒状結晶の発生」及び「粒状結晶の
合着の増加」の複合現象が見られる。各々の動特
性（進行機構）はγ′を成すマトリクスを占める化
学組成に応じて変化する。従つて所望の、優れた
機械作用を得ることを可能とする関係が、大きい
γ′の容量と小さいγ′の容量のバランスの上に成立
する。実際、細い析出物γ′のみで構成される微小
構造は耐クリープ性には有利であるが、合金の冷
間及び熱間延性には有害である。これに反して、
「大きい」γ′の群しか含まないような微小構造を
作る緩慢な冷却は耐クリープ性にいかなる利点を
ももたらさない。望ましい形態を得るために、
600℃／ｈ乃至2500℃／ｈの速度に制御する。本
実施例の場合、最も優れたものは1085℃／ｈ乃至
1145℃／ｈで選択したものであり、その微小構造
を第９図に示す。この状態においては、新しい羽
根（第７図）と再生羽根（第９図）の微小構造の
間には一度調べただけでは何ら差異が見られな
い。前述のいずれの場合もγ−γ′の分布は同一で
あり、第２の炭化物は処理中に溶けたもので存在
しない。
保護層に対する処理の効果の実験により、その
厚さが増加していることがわかつた。これは、溶
解処理中に活動する拡散現象によるものである。
塩素及び硫黄に富む燃焼ガスを用いる掃気による
硫化腐触実験を実施し、アルミニウム被覆した新
しい羽根と、900時間作動した後本発明の方法に
より処理したアルミニウム被覆した羽根とを比較
した。250時間後の観察結論によれば、該処理に
よつて保護効果に何の変化も見られなかつた。そ
の理由は、主としてアルミニウムが基質に拡散す
ることによつて腐触が増大することがあつても、
保護用析出物の厚さが増加することによつて補償
されるからである。
厚さが増加していることがわかつた。これは、溶
解処理中に活動する拡散現象によるものである。
塩素及び硫黄に富む燃焼ガスを用いる掃気による
硫化腐触実験を実施し、アルミニウム被覆した新
しい羽根と、900時間作動した後本発明の方法に
より処理したアルミニウム被覆した羽根とを比較
した。250時間後の観察結論によれば、該処理に
よつて保護効果に何の変化も見られなかつた。そ
の理由は、主としてアルミニウムが基質に拡散す
ることによつて腐触が増大することがあつても、
保護用析出物の厚さが増加することによつて補償
されるからである。
同様に、クリープに対する特性を調べるために
試験片についての実験をも行つた。合金IN100の
試験片で行い、130MPaで1000℃の応力下にて0.5
％、１％、及び３％のひずみを及ぼした。エンジ
ンにおける作用と同じで、１％のひずみは、前記
条件下にて800時間機能したものに相当する。該
試験片を再生後クリープ状態に置いた。その結果
を第１０図に示す。実験条件において、再生後の
合金が受ける１次及び２次クリープ段階は予備的
な変形が大きい程減少することが観察される。
試験片についての実験をも行つた。合金IN100の
試験片で行い、130MPaで1000℃の応力下にて0.5
％、１％、及び３％のひずみを及ぼした。エンジ
ンにおける作用と同じで、１％のひずみは、前記
条件下にて800時間機能したものに相当する。該
試験片を再生後クリープ状態に置いた。その結果
を第１０図に示す。実験条件において、再生後の
合金が受ける１次及び２次クリープ段階は予備的
な変形が大きい程減少することが観察される。
0.5％の予備変形の後で処理の最大効果が得ら
れた。１％のひずみを得るための時間が83±10時
間である場合、これと同一のひずみを0.5％のひ
ずみにおける処理後に得るための時間は103±16
時間となり、24％の利得になることがわかつた。
れた。１％のひずみを得るための時間が83±10時
間である場合、これと同一のひずみを0.5％のひ
ずみにおける処理後に得るための時間は103±16
時間となり、24％の利得になることがわかつた。
該利得は破損時間に関しても同じである。これ
は一般に145時間であり、0.5％ひずにみにおける
再生後180時間になる。
は一般に145時間であり、0.5％ひずにみにおける
再生後180時間になる。
該試験片の場合、定常状態の期間は、0.5％の
ひずみを受ける直前に終了し、再生を実施すべき
最大変形限界となることが観察によつてわかる。
１％のひずみの後では、γ′の配向性を有する合着
と空〓の増大という効果が組合わさつて、処理の
効率を減少させる傾向にある。
ひずみを受ける直前に終了し、再生を実施すべき
最大変形限界となることが観察によつてわかる。
１％のひずみの後では、γ′の配向性を有する合着
と空〓の増大という効果が組合わさつて、処理の
効率を減少させる傾向にある。
試験片と第１の場合の羽根との微小構造の観察
比較において、前者では樹枝状γ′と樹枝状間γ−
γ′との形態の差異は、羽根の場合とは反対に、処
理後にも存在する。これによつて、羽根の損傷
は、0.5％ひずみ後の試験片の損傷以下であるこ
とが分る。かくして、羽根の場合、試験片にて判
明したものを上回る利益があることになる。
比較において、前者では樹枝状γ′と樹枝状間γ−
γ′との形態の差異は、羽根の場合とは反対に、処
理後にも存在する。これによつて、羽根の損傷
は、0.5％ひずみ後の試験片の損傷以下であるこ
とが分る。かくして、羽根の場合、試験片にて判
明したものを上回る利益があることになる。
これからわかることは、800時間作動した後で、
クリープにより損傷した羽根が本発明による熱処
理によつて再生されることである。羽根と試験片
との比較実験により各々の損傷過程を考慮して、
作動中の羽根の寿命は30％以上延びることが期待
される。
クリープにより損傷した羽根が本発明による熱処
理によつて再生されることである。羽根と試験片
との比較実験により各々の損傷過程を考慮して、
作動中の羽根の寿命は30％以上延びることが期待
される。
羽根が第２クリープを過ぎても開口するような
空〓が存在しない場合、本発明の処理と共に、そ
れ自体既知の熱間静圧処理を予め行うことも可能
である。これは、少なくとも1000バールの圧力下
にて1190℃で４時間保持するものである。
空〓が存在しない場合、本発明の処理と共に、そ
れ自体既知の熱間静圧処理を予め行うことも可能
である。これは、少なくとも1000バールの圧力下
にて1190℃で４時間保持するものである。
こうすると、クリープによる凝集力低下が防止
され、また、非開口の空〓が閉塞される。
され、また、非開口の空〓が閉塞される。
第１Ｂ図及び１Ａ図は、エンジンにて50時間作
動した後の羽根の金属組織の電子顕微鏡による顕
微鏡写真である。第２Ｂ図及び２Ａ図は、800時
間作動後の前記と同様な金属組織の顕微鏡写真で
ある。第３図及び第４図は、800時間作動後の界
面γ−γ′の転位様相を示す金属組織の顕微鏡写真
である。第５Ａ乃至５Ｄ図は、クリープによる損
傷過程を示す概略図である。第６図は、真空下で
１時間1190℃保持した後の合金の微小組織の変化
を冷却速度の関数として示した金属組織の顕微鏡
写真である。第７，８及び９図は、再生処理の微
小構造に対する効果を示すもので、第７図は新し
い羽根、第８図は1000時間作動した後の羽根、第
９図は1000時間作動した後に再生した羽根の金属
組織の顕微鏡写真である。第１０図は0.5％ひず
みを受けた試験片のクリープの様相を再生しない
ものと再生したものとに関してそれぞれ時間−ひ
ずみの座標内に示すものである。
動した後の羽根の金属組織の電子顕微鏡による顕
微鏡写真である。第２Ｂ図及び２Ａ図は、800時
間作動後の前記と同様な金属組織の顕微鏡写真で
ある。第３図及び第４図は、800時間作動後の界
面γ−γ′の転位様相を示す金属組織の顕微鏡写真
である。第５Ａ乃至５Ｄ図は、クリープによる損
傷過程を示す概略図である。第６図は、真空下で
１時間1190℃保持した後の合金の微小組織の変化
を冷却速度の関数として示した金属組織の顕微鏡
写真である。第７，８及び９図は、再生処理の微
小構造に対する効果を示すもので、第７図は新し
い羽根、第８図は1000時間作動した後の羽根、第
９図は1000時間作動した後に再生した羽根の金属
組織の顕微鏡写真である。第１０図は0.5％ひず
みを受けた試験片のクリープの様相を再生しない
ものと再生したものとに関してそれぞれ時間−ひ
ずみの座標内に示すものである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ クリープによる損傷を受けた、硬化相γ′を含
有するニツケル基材の鋳造合金製部材の再生方法
であつて、該硬化相γ′の容量の少なくとも50％を
再溶解するのに足る時間だけ共晶溶融温度以下の
温度で該部材を保持する段階と、次に再生すべき
微小構造の形態に合わせ、該相γ′の析出温度範囲
以下の温度まで冷却速度を600℃／ｈ〜2500℃／
ｈに制御しながら該部材を冷却する段階とで構成
されることを特徴とする該再生方法。 ２ 再溶解温度が1160℃〜1220℃で、該温度にて
保持する時間が１〜４時間である特許請求の範囲
第１項に記載の再生方法。 ３ 冷却速度を部材温度700℃以下まで制御する
特許請求の範囲第２項に記載の再生方法。 ４ 冷却速度が1085℃／ｈ〜1145℃／ｈである特
許請求の範囲第３項に記載の再生方法。 ５ アルミニウム被覆による腐触に対する保護処
理を受けた部材の再生方法であつて、処理後も上
記保護が有効であるように前記再溶解温度を保護
用析出物の溶融臨界温度以下に選択する特許請求
の範囲第１項〜第４項のいずれかに記載の再生方
法。 ６ 再溶解温度が、1185℃〜1195℃である特許請
求の範囲第１項〜第５項のいずれかに記載の再生
方法。 ７ 予め熱間静圧処理を行なう、非開口の空隙を
有する部材の再生方法である特許請求の範囲第１
項〜第６項のいずれかに記載の再生方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR8416974 | 1984-11-08 | ||
| FR8416974A FR2572738B1 (fr) | 1984-11-08 | 1984-11-08 | Methode de regeneration de pieces en superalliage base nickel en fin de potentiel de fonctionnement |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61119661A JPS61119661A (ja) | 1986-06-06 |
| JPH046789B2 true JPH046789B2 (ja) | 1992-02-06 |
Family
ID=9309366
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60250579A Granted JPS61119661A (ja) | 1984-11-08 | 1985-11-08 | ニツケル基材の超合金製部材の再生方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4753686A (ja) |
| EP (1) | EP0184949B2 (ja) |
| JP (1) | JPS61119661A (ja) |
| CA (1) | CA1275230C (ja) |
| DE (1) | DE3571650D1 (ja) |
| FR (1) | FR2572738B1 (ja) |
| IL (1) | IL76930A (ja) |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5498484A (en) * | 1990-05-07 | 1996-03-12 | General Electric Company | Thermal barrier coating system with hardenable bond coat |
| JP3069580B2 (ja) * | 1995-09-08 | 2000-07-24 | 科学技術庁金属材料技術研究所長 | 単結晶材料の再熱処理による余寿命延長方法 |
| JP3722975B2 (ja) * | 1998-02-23 | 2005-11-30 | 三菱重工業株式会社 | Ｎｉ基耐熱合金の性能回復処理方法 |
| DE60010405T2 (de) | 1999-10-23 | 2004-09-09 | Rolls-Royce Plc | Korrosionsschutzschicht für metallisches Werkstück und Verfahren zur Herstellung einer korrosionsschützenden Beschichtung auf ein metallisches Werkstück |
| RU2171857C2 (ru) * | 2000-11-13 | 2001-08-10 | ООО "Самаратрансгаз" | Способ восстановления циклической прочности деталей газотурбинных двигателей из жаропрочных сплавов на основе никеля |
| EP1398393A1 (en) * | 2002-09-16 | 2004-03-17 | ALSTOM (Switzerland) Ltd | Property recovering method |
| RU2230822C1 (ru) * | 2003-04-10 | 2004-06-20 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" | Способ упрочнения изделия из литейного сплава на никелевой основе |
| RU2258086C1 (ru) * | 2003-12-17 | 2005-08-10 | Круцило Виталий Григорьевич | Способ термопластического упрочнения деталей и установка для его осуществления |
| RU2459885C1 (ru) * | 2011-07-15 | 2012-08-27 | Общество с ограниченной ответственностью "Производственное предприятие Турбинаспецсервис" | Способ восстановительной термической обработки изделий из жаропрочных никелевых сплавов |
| CN105274459A (zh) * | 2014-07-23 | 2016-01-27 | 中国人民解放军第五七一九工厂 | 真空热处理恢复镍基高温合金组织和性能的方法 |
| US10689741B2 (en) | 2015-08-18 | 2020-06-23 | National Institute For Materials Science | Ni-based superalloy part recycling method |
| JP2019112702A (ja) * | 2017-12-26 | 2019-07-11 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | ニッケル基合金再生部材および該再生部材の製造方法 |
| CN119574336B (zh) * | 2024-12-30 | 2025-10-14 | 北京航空航天大学 | 一种合金蠕变试验测试装置及方法 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3310440A (en) * | 1964-10-21 | 1967-03-21 | United Aircraft Corp | Heat treatment of nickel base alloys |
| US3817796A (en) * | 1970-06-30 | 1974-06-18 | Martin Marietta Corp | Method of increasing the fatigue resistance and creep resistance of metals and metal body formed thereby |
| IL46114A (en) * | 1974-11-25 | 1977-01-31 | Israel Aircraft Ind Ltd | Thermal treatment method to extend the second crawling life of alloys |
| CH594480A5 (ja) * | 1975-06-03 | 1978-01-13 | Bbc Brown Boveri & Cie | |
| JPS52120913A (en) * | 1976-04-06 | 1977-10-11 | Kawasaki Heavy Ind Ltd | Heat treatment for improving high temperature low cycle fatigue strength of nickel base cast alloy |
| US4161412A (en) * | 1977-11-25 | 1979-07-17 | General Electric Company | Method of heat treating γ/γ'-α eutectic nickel-base superalloy body |
| US4328045A (en) * | 1978-12-26 | 1982-05-04 | United Technologies Corporation | Heat treated single crystal articles and process |
| FR2503188A1 (fr) * | 1981-04-03 | 1982-10-08 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Superalliage monocristallin a matrice a matuice a base de nickel, procede d'amelioration de pieces en ce superalliage et pieces obtenues par ce procede |
-
1984
- 1984-11-08 FR FR8416974A patent/FR2572738B1/fr not_active Expired
-
1985
- 1985-11-04 IL IL76930A patent/IL76930A/xx not_active IP Right Cessation
- 1985-11-06 DE DE8585402131T patent/DE3571650D1/de not_active Expired
- 1985-11-06 EP EP85402131A patent/EP0184949B2/fr not_active Expired - Lifetime
- 1985-11-08 CA CA000494901A patent/CA1275230C/fr not_active Expired - Lifetime
- 1985-11-08 JP JP60250579A patent/JPS61119661A/ja active Granted
-
1986
- 1986-11-17 US US06/931,883 patent/US4753686A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| FR2572738A1 (fr) | 1986-05-09 |
| IL76930A (en) | 1988-08-31 |
| US4753686A (en) | 1988-06-28 |
| CA1275230C (fr) | 1990-10-16 |
| DE3571650D1 (en) | 1989-08-24 |
| EP0184949B2 (fr) | 1992-08-26 |
| JPS61119661A (ja) | 1986-06-06 |
| FR2572738B1 (fr) | 1987-02-20 |
| EP0184949B1 (fr) | 1989-07-19 |
| IL76930A0 (en) | 1986-04-29 |
| EP0184949A1 (fr) | 1986-06-18 |
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