JPS61119661A - ニツケル基材の超合金製部材の再生方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、特にクリープによって損傷を受けた部材の機
Ｄ／テンシャルを得るためＯ熱処理方法に関する０本発
明方法の目的は、寿命を長くするために＃？７Ｊの特性
を回復することである。本発明用される。

骸可動羽根は、５ｏｏｃ乃至１３００　Ｃｏｒｄガスと
燃焼室から出る酸化剤に露出しながら＆００Ｇ乃ｇ２０
，０ＯＯｔ／ｍｕで回転する円板に取付けられているの
で縦羽根は高濾によるクリープに耐え得るもの′Ｃなけ
ればならない、従って化学組厄を黛逼化することが出来
、クリープによる破損に対丁得ることができる鋳造合金
寥字的キ≠る。航空学的に使用されるニッケル基材の超
合金は、容重部で７０僑に遅し得る硬化電相を含有する
。

しかしながら、機能中前述の如き機械的及び熱的応力を
受ける羽根には、クリープによっ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数の使用
後といったような規則的な破粟が絶対に必要である。

例えば、いくつかの毫−タの高圧タービン羽根の機能ポ
テンシャルはクリープによって約８００時間に制限され
る。

クリープによる変形過程は微品質裕造の変質による４の
として表わされるが、本発明の目的は、部材の幾何学的
基ｓＫ合う条件下にて最初の構造の復元を可能ならしめ
る熟処塩方法を実現することである。

高１で便用される該合金は、９００℃から腐蝕耐性が悪
く、特に硫黄をｔ有する大気中において悪くなる。従っ
て、熱化学的方法によシアルミニニウムでニッケルを被
覆する等の表面仮題が必要である。こＯ’４Ｏ保＆によ
って生じる問題は、一定ｆＤＨ！及び一定０Ｆｒｆ間以
上Ｏ部材の熱処理によ）化学組成及び性ｉｔ−変えるよ
うな金属間化合物の拡敷が生じることである。これを回
避するためにＦ１通常該層を予め除去する処理を行うだ
けで充分でおる。しかしながら、この作業は冷却用に円
＠錦を投けるタービン羽根においてはその既ＦＣ薄いｇ
ｏ厚さをＩＫ薄くすることは不可能でわシ便用できない
。

従って、本発明の第２の目的は、保１ｌｌ−の予備除去
作業を必要としない前処塩を実現することでめる。

本発明による硬化８Ｉｒ’をｔ７Ｆｆするニッケル基材
よＣＩ！する耐熱合金部材の再生方法、すなわち脣に高
銀におけるクリープによる損傷が原因で機能Ｉテン７ヤ
ルの少なくとも一部を消費した部材の再生方法は、少な
くとも５０鴫の篤湘ｒ′を再溶解するのに充分な時間共
晶溶１％Ｉ温度以下の温度に該部材を保持する段階と、
次ＫＳ＆相１１の析出領域以下ＯＯＩ＆鼠まで、制御速
度で、すなわち所望微小構造形態ｏｉ＝ｅとして選択し
た速度で該部材を冷ヨ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次０例えば、仏騙Ｉ＃
杼２，２９２，０４９号には、るる孤の合金の二次クリ
ープ期間を延長するための方法が紀敢されておや、この
方法は、化合物の嬉＄温友以下の温度にて応力なしく熱
処理するものである。実際、該ればならないので温度が
充分長い関保持される。

該方法は硬化化合物Ｏ再ＭＭを妨げるので微晶買桝造の
再生をし得す、当然のことながら例几ば、１１００℃等
の高温で機能する部材の場合にはに制限のある該処理方
法は無効でおる。更に工東用として使用する場合時間が
極めて不経済でろる。

仏国特許２，３１３，４５９号には、永久ひずみを受け
る金属部材の仕事耐性の改良方法が記載されている。該
方法は、表面Ｋ１１ｌ裂が現れる以前に粒子が生長する
温度以下の温度で該部材を熱関靜定圧縮する段階と、次
に硬化焼戻しの後に位相再爵解処理する段階とで構成さ
れる。圧縮工ａｏ大きな利点は、クリープのひずみをな
くシ、関造時の非開口の孔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夛困難であり、あらゆ
るあるし、表面保！ｉ層の破損も考慮されていない。

又工業用に利用するのに４経済的に不過当である。

以下の記載によシ本発明及び従来技術に対する本発明の
利点がよシ良くｊｌ解されるであろう。

ｌＮ１００という商標の合金Ｋｄして記載しているが、
本方法の通用はν合笠Ｏみに限定されるものではなくよ
シ一般的なものでろる。

本発明の他の特徴及び利点は、本発明の実施例を示す６
附の図面を参照して以下に詳述する。

ＮＫ１５ＣＡＴ規格の合金ｌＮ１００　は二ツ’１１基
材ＯＮＪ！Ｌ合金でるる。その化学組成を次に示す。

コバルト１３乃至１７９６、クロム８乃至１１％、アル
ミニウム５乃至６優、チタン４乃至Ｓ嘔、そリブダン２
乃至４慢、バナジウム０．７乃至１７％。

炭素０．１乃至０．２憾等である。

１４６０℃で真空鋳造したｆＮ　Ｚｏｏは、長期便用ち
でｔｉｌｏｏＯｃ、又短期匣用の場合Ｆｉ１１００℃で
使用されるものと考えられている。いずれに号の蒸気相
におけるアル２＝ウム被橿方法によル得られる保握を必
要とする。

軟小構造にりいては、ｌＮ１００は共晶体及び炭化物の
凝集をイする復枝状榊造ｒ−ｒ’ｔｖする。！武質粒子
の樹脂状晶の大きさ及び硬化相の形状は、該層の冷却速
度、従って部材の＃料の局部的な厚さ及びＢとＺｒ　Ｃ
１含有ｔＫよって左右でれる。１乃至ＩＱｍＯ厚さの場
合１０斤の数鳳乃至数絽となる。

Ｎｉ中ＯＣｒ及びＣｏｏ固蔓体０幼米に二って硬化した
マトリクスｒは、Ｃ０Ｆ、Ｃシステム内で結晶する。最
大硬化は、Ｌ１２　（Ｃｕ＠人Ｕ）証の同じ結晶質シス
テムで、マトリクスと結合した秩序Ｃｏ）ｓ　（Ｔｉｅ
人１）である。ｒ′によってニッケル基材Ｏ超合金に与
えられる例外的な熱間機械抵抗は、主として温度が増加
する時に著しく増大する特性を育する鉄相の流出応力に
よるものである。

合金ｒ−ｒ’ｆ：考える場合、温度と共に便化する似械
抵抗の変化は、当然のことながらｒ′の答麓部によって
左右されるが、同様に析出物が転位運動する時の障害物
の聾によｐ析出物の形状によっても左右される。

良く、該合金くは共晶部ｒ−ｒ’に富んでお）、これら
は相互樹枝状９関に局限されている。該凝塊物Ｏ形成！
［は、固相線が通過する時の該縦坑）脣に炭素含有鴬に
よって変化する。

ｌＮ１００）Ｃは２孤類の炭化物が見られる。に１０４
ｈＯＦｉｒｃ！の炭化物でＴｉ又はＴＩ−ＭｏＫ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２０災化物はＭ２３Ｃ６型でＣｒＫ１み、
マトリクスとの配向に関係して５ｓｏｃ乃至１００Ｇ　
’Ｃ（Ｄ比較的低いは置にて析出する。

ＩＮ！ＧＯ合金製でアルミニウム被換した、冷却った。

アルミニタム被檀の原理は、フフ化アルミアルミニウム
の大気中くて１０００℃以上の温度で部材を保持するこ
とである０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ッ素に解離する０人！は、
部材のニッケルと結合してアルミニウム被膜を形氏し、
ｋす酸化特性を該部材に４．する。

該羽根の微小構造に関し、作動する前の状態、そｔｖｖ
ｋｓｏｂ　、８００ｈ及び１０００　ｈ作ｍ＋ＬＦｔｉ
の羽根を遅絖的ＫＷ察し九。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ム体及び第１炭化
物に冨む構造ｒ−ｒ’が見られる。析出−７’０２個の
集団が存在し、約２μＷ％６大きさの「大きなＪ　ｒ　
Ｉは合金の凝固後にはほとんど析出せず、約０．２μｍ
大惠さの「小さい」裏書ｒ′は保極処理時の連続冷却時
に析土する。共晶体のすぐ近くには小さいｒ′のみが存
在する０合金が完全く凝固しない時に析出するに１＃、
ｎ物は、２ｍｏｌｉｌ！接する粒子相互間の配向差によ
って主として区別される粒界が局限されている相互樹枝
構造間に押し返される。

５０乃至８００時間作動した後の羽根の場合に見られた
ｓ４１番目に発達した微小構造は、５０時間作動した後
の第１炭化物の周辺及び共晶体の界司ｒ−ｒ’ＫａｖＩ
鋪２民化物の析出によって構成される（［１８因及びＩ
Ａ図）０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＾と平行して、相１１の合着現象に
よって小さい析出物ｒ′が徐々に消滅する。

８・ｏｏｑ間作動した後では大きな寸法の構造γｌは３
乃至４μｍＫ遅し、共晶部付近にては、ｇｌ炭金物と粒
界が２倍になる（第４図及び２λ図）。

薄板による冥験によシ、界面ｒ−ｒ’及び社３Ｃ６−ｒ
’ｏ転位が特別０６ｄｌｔを氏すことがわかる。

この配置傾向は、最初の遠心力に対して平行でるるか（
第３図）多山形状になっているＣＨ２図）。

ｉ　ＯＯ０ｉｉｉＦ間作動した羽根の場合、翼中心部の
Ｗｊｌ鎌の％？小碩造Ｆｉ樹枝状襦造を呈している。樹
板状の４互２間は、共晶に富み、１ｆ枝部中心よりもか
なシ大きな析出物ｒｌで＠底される。ＳＯＯ時間後の実
績にお−ても壊聾されるようにある檀の鋳造孔の幾何学
的形状によって変形がｉまることが判明している。相ｒ
′の合着によって小さい析出物が消滅する。

電子ＩＩＩ徴伐で透過１１ｉｌシた結果は、８００時間
作動した後の観察に一致する。すなわち、ｒｌの合着 一遠心力と平行な界面ｒ−ｒ’の転位の配向と多角形小
球Ｏ形成があること 一界ｌｌｆｉＭ２３ｃ６−ｒ’又ｉ！Ｍ２３　Ｃ６−ｒ
Ｏｆ。

位が規則的で、結晶格子が密なこと、 −マトリクスｒ内における転位が定着しないこと 第５人乃至ＳＤ図は、特に試験体にて観察した′４ＩＯ
であシ、１３０ＭＰａの応力と１０００℃の温度の合金
がクリープによって受けろ損傷の過程を概括する概略図
である。

冥ＳＡ図は、アルミニ９ム被覆後の構造状態を示すが、
ここＫは３果団のｒｌが区別される。すなわち謝枝状間
の比収的大きな粒子ｒｌと、樹枝状の細い粒子１Ｆ及び
アルきニクム４は処橿浸の冷却時て得られる均一配分し
九億めて−い粒子とである。

ＫｓＢ図は第１クリープ後のもので、極めて細いｒ′が
消滅し、第２炭化物が析出を示す。

第ＳＣ図は第２クリープが初まった俣のもので、゛賀枝
状粒子ｒ′が配向して合着することを示す。

第５Ｄ図Ｆｉ第２クリープ科了波１２）４ので　１１の
合着が芝に明らかなものとな〉、支枝状体ｒ′は配向し
、樹枝状間ｒｅは配向しないことを示す。

従って、前述のクリープによる損傷の研究によ〕、冶金
学的な行程が組み合わさって変形が生じることか明らか
となった。

本発明によれば、合金は、クリープカｈ生処理されるが
、ｔｆＳ生処理は、変形の微小礪造幼来をなくする熱サ
イクルを包含し、応力を受ける以前の合金のミクロ組数
Ｋｍ似しｔ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
るために真空の炉に置かれる。充分な容鴬部の硬化相を
再溶解するために選択した温！Ｋｔ＆部材を１ｘｉ熱す
る。アルミニウム被膜で保自された合金ｌＮ１００製の
羽根の一合、該は淀も同様に該保麺虞の繊持に適合する
条件に厄じて固定される。実際、瓢［が扁すぎるとアル
ｉｓ−クムは拡散し、ニッケルのアルン二９ム層が溶解
する。

この場合、該一度をＬ１９０℃に選択したが、場合に応
じて１１６０℃乃至Ｌ２２０Ｃ（Ｄ閣で変化可罷でるる
、同様に！ＩｆＯ通択は工東用として使用するための共
晶融点を光分満足する必要性によシ決定される。

４１１！験のＭ来、少なくとも５０優の按黛部Ｏ相１１
を慕居解するためＫは、４時間以下％　ｉｌ　１　シ＜
は１時間のオーダＯ保持で充分なことが判明し、こ真空
下で１時間１１９０Ｃの颯にで前述の如く保持した後、
アルプン等の不活性ガス流を炉内へ噴射することによっ
て部材を冷却し友、相ｒ′の析出１ｉｌ囲以下の＠直ま
で該部材を冷却する速度を制御するためＫＫｔをＭＪＩ
４節した。

室＠までの冷却制御は必要ではないことが判明した。実
線、７００℃以下においては冷却速尻は析出に何ら影！
＃を４先ない。

得られた微小構造の集合体を纂６図に示す、アルゴン冷
却によって２＃のｒ′が析出し、大きな≠の観察によっ
て、「１晶作用の増加」及び「金層の匡長」の複合現象
が見られ、各々Ｏ動特性はｒ′を成すマトリクスＯ，ｌ
ｉ５部的化学組ｇｏ＝ａととの関Ｋｇ立する。実際、細
い析出ａｍｒ’ｏみで構成される微小構造は耐クリープ
性くは有利でわるが、合金の冷間及び熱間延性には（害
である。

これに反して、遺い沼−シかｔまないような微小構造を
作る緩慢冷却は耐クリープ性にいかなる利点ｔ−ももた
らさない、望ましい形、桟を得るために、Ｆ、　ｓ　ｏ
　ｏ　ｃ／ｈ乃至２５００℃／ｋＣ）連叢≦制御可能で
ある０本＊ｍｆｖｏ場合、Ｒｋ４ｈ優れたものは１０８
５℃／ｈ乃至１１４ｓｃ／ｈ　で選択したものであシ、
その微小＃ｌａｔｇｅ図に示す、この状ＩＪＩにおいて
は、新しい羽根（嬉７図］と６生羽Ｉく 根（瀉９図）の微小構造の心が一度位調べただけでは何
ら差異が見られない、前述のいずれの場合もｒ−ｒ’ｏ
＜争は同一であシ、第２炭化書は処ることがわかり次、
これは、溶解処理中に活動ナアルｚニウム被板し九析し
い羽根と、９００時間作動した後零発！ＩＯ方法によ〕
処理したアルミニウム被板した羽根とを比較　　　　　
　　“　ル九。

２５０時間後の観察結論によれば、該処理によって保践
効来に何の変化も見られなかった。その理由は、王とし
てアルミニツムが基質に拡散するととくよって腐蝕動特
性が増大することがあっても、保経用析出物の厚さが増
加するととくよって補償されるｔ島らである。

試験片で行い、１３０ＭＰｍ　で１０００Ｃ（Ｄ応力下
注下にでｇｏｏ時間機能したものに相当する。皺試験片
を再生後クリープ状ＭＫｋいた。そＯｖｉ果をＷＸ１０
図に示す、笑験条件において、再生後の合金が受ける１
次及び２次クリープ段ｌ１Ｉｔは予ｇｌ変形が大きい５
ａｔｔ少することが観察される。

０．５４の予備変形の後で処理の最大効果が得られた。

１憾のひずみを得るための時間が８３±ｌＯ時閲である
場合、これと同一のひずみをｏｓ暢のひずみにおける処
理後に得るための時間は１０３±１６時間とな夛、２４
優の利得になることがわかる。

該利得は破損時間に関しても同じでるる、これは一般に
１４５時閲時間、６、ｏ、ｓ優ひずみにおける再生後１
８０時間になる。

ｔＸ試試験の場合、定常段階の期間は、Ｏ，Ｓ憾のひず
みを受ける直前に終了し、再生を実施するた減少させる
傾向にるる。

Ｋｗ４片と第１の場合の羽根との微小構造の観察後の４
テンシヤルの損傷は、０．５係ひずみ後の試練片の損傷
以下であることが判）、試験片にて判明したものを上回
る利益がわることになる。

これかられかることは、８００時間作動した後で、クリ
ープＩテンシャルを消費した羽根が本発明による熱処理
によって再生されることである。

部材と試験片との比較実線くよシ各々の損傷過程を考慮
して、作動中の羽根ＯＮ命は３θ係以上延びることが期
待される。

部材がメスクリープを過ぎても開口するような自体既知
の熱関靜定締固Ｏ予備処理を行うことも可能であプ、こ
れは、少なくとも１０００パールＯ１３：９下にて１１
９０℃で４１１間保持するものでおる。

動した後の羽根の金属ｌ１ｌＬ減の寛子顕微誕による顕
微鏡写真である。

菖２Ｈ図及び２Ａ虐は、ａＯＯ時間作動区の前記と同様
な金属組織の顕微説写真である。

Ｍ３図及びｇ４図は、ＳＯＯ時間時間作動杵面ｒ−ｒ’
の転位様相を示す金ｇＭＬｍの顕微−写真である。

嬉５ム乃至９図は、クリープによる損ＩＪ１過程を示す
概略図で６る・ を示すｌ）で、篤７図は新しい羽根、第８図は、１００
０時間作動した後の羽根、第９図は１０００時間作動し
次後に外史した羽ａＯ金Ｍ組域Ｏ顕欽鑓写冥である。

系１Ｇ図は１１ひすみｔ−受けた試練片のクリープＯ様
相をＷｒ生しないものと再生じたものとく関してそれぞ
れ時間−ひすみ０５標内に示すものでｈゐ。

ＦＩＧ、　２８　　　　　　　　　　ＦＩＧ　２ＡＦＩ
Ｇ、３ ＦｉＧ、牛

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. （１）特に硬化相γ′を含有するニッケル基材の鋳造合
   金製タービンエンジンの羽根部材の特にクリープによる
   損傷で失った機能ポテンシャルを回復するための再生方
   法であって、該硬化相γ′の容量部の少なくとも５０％
   を再溶解するのに充分な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、次に所望微小構造形態の
   変化に応じて該相γ′の析出範囲以下の温度まで速度を
   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. （２）再溶解温度が１１６０℃乃至１２２０℃で、該温
   度にて保持する時間が１乃至４時間であることを特徴と
   する、ＩＮ１００の商標で既知のＮＫ１５ＣＡＴ合金製
   部材の再生方法である特許請求の範囲第１項に記載の再
   生方法。
3. （３）冷却速度が６００℃／ｈ乃至２５００℃／ｈで、
   該速度が部材温度７００℃以下まで制御されることを特
   徴とする特許請求の範囲第２項に記載の再生方法。
4. （４）冷却速度が１０８５℃／ｈ乃至１１４５℃／ｈで
   あることを特徴とする特許請求の範囲第３項に記載の再
   生方法。
5. （５）再溶解温度を処理後も保護が有効であるように保
   護用析出物の希釈臨界温度以下に選択することを特徴と
   する、特にアルミニウム被覆による腐蝕に対する保護処
   理を受けた部材の再生方法である、特許請求の範囲第１
   項乃至第４項のいずれかに記載の再生方法。
6. （６）再溶解温度が、１１８５℃乃至１１９５℃である
   ことを特徴とする特許請求の範囲第１項乃至第５項のい
   ずれかに記載の再生方法。
7. （７）熱間静定締固めの予備処理を行なうことを特徴と
   する非開口ひずみを有する部材の再生方法である特許請
   求の範囲第１項乃至第６項のいずれかに記載の再生方法
   。