JP2016508547A - ニッケル−コバルト合金 - Google Patents

Abstract

Ｎｉ ３０〜６５質量％、Ｆｅ ＞０〜最大１０質量％、Ｃｏ ＞１２〜＜３５質量％、Ｃｒ １３〜２３質量％、Ｍｏ １〜６質量％、Ｎｂ＋Ｔａ ４〜６質量％、Ａｌ ＞０〜＜３質量％、Ｔｉ ＞０〜＜２質量％、Ｃ ＞０〜最大０．１質量％、Ｐ＞０〜最大０．０３質量％、Ｍｇ ＞０〜最大０．０１質量％、Ｂ ＞０〜最大０．０２質量％、Ｚｒ ＞０〜最大０．１質量％を有し、次に記載する要求及び基準：ａ）３原子％≦Ａｌ＋Ｔｉ（原子％）≦５．６原子％並びに１１．５原子％≦Ｃｏ≦３５原子％で、９００℃≦γ′ソルバス温度≦１０３０℃；ｂ）８００℃で時効焼鈍の５００ｈ後で、かつ＞５のＡｌ／Ｔｉ比率（原子％での含有量の基準で）で安定な組織を満たす、Ｎｉ−Ｃｏ合金。

Description

本発明の主題は、ニッケル−コバルト合金に関する。

ガスタービン中の回転ディスク用の重要な金属材料は、ニッケル合金のAlloy 718である。このAlloy 718合金の化学組成は、AMS 5662規格による表１に記載されている。

AMS 5662規格に従ってこのAlloy 718合金が満たさなければならない機械特性に関する要求は、表２に記載されている。更に、航空機タービン中の回転ディスクとして使用するためには、６５０℃の温度でかつ５５０ＭＰａの荷重で３５ｈ（更に高い要求の場合には１００ｈ後）の負荷時間の後でのクリープ試験により＜０．２％の伸び率が要求されかつ疲労試験（低サイクル疲労(Low Cycle Fatigue)/LCF-試験）において破壊までの高いサイクル数が期待される。この場合、多様なディスク設計に基づいて特定されている試験条件に応じて、数万サイクル〜１００，０００サイクルを越えるサイクル数が要求される。AMS 5662規格により、この機械的要求は、９４０〜１０００℃の間での焼鈍温度で３段階の焼鈍−１段階の溶体化焼鈍＋７２０℃で８ｈ＋６２０℃で８ｈの硬化の後に満たさなければならない。

このニッケル合金のAlloy 718の高い強度特性についての要因は、主に２つの析出相にある。これは、一方で、γ″相のＮｉ₃Ｎｂであり、他方で、γ′相のＮｉ₃（Ａｌ，Ｔｉ）である。第３の本質的な析出相は、δ相であり、このδ相は、このAlloy 718合金の使用温度を、６５０℃の最大温度に制限している、というのもこの温度を超えると、準安定のγ″相が安定のδ相に変態するためである。この変態により、この材料にクリープ抵抗特性が付与される。しかしながら、再溶融ブロックから鍛造された丸棒材の半製品にするAlloy 718材料の製造プロセスの過程で、この鍛造プロセスの間にこのδ相は、極めて微細粒でかつ均質な粒状組織を達成するために重要な役割がある。δ相の析出温度の範囲内で鍛造加熱する場合に、少量のδ相の析出が微粒化（Kornverfeinerung）を引き起こす。丸棒材組織のこの小さな粒子は形成されたままであるか又は特にタービンディスクの製造の際の熱変形によって、この場合でもδ相の溶体化温度（Loesungstemperatur）を下回る温度から鍛造される場合に更に微細化される。この極めて微細粒組織が、ＬＣＦ試験の場合に、破断までの極めて高いサイクル数の前提条件である。Alloy 718合金のγ′相の析出温度は、約１０２０℃のδ相溶体化温度を遙かに下回るため、Alloy 718合金は広い変形温度範囲を有し、その結果、ブロックから丸棒材への鍛造、及び丸棒材からタービンディスクへの鍛造は。鍛造の場合に極めて低い温度で生じることがあるγ′相析出による場合による表面亀裂に関して問題はない。従って、Alloy 718合金は熱間変形プロセスに関して極めて適している。しかしながら、Alloy 718合金の、６５０℃までの比較的低い使用温度が欠点である。

他のニッケル合金の「Waspaloy」は、約７５０℃の温度までのより高い温度で良好な組織安定性を特徴とし、従って、Alloy 718合金よりも約１００Ｋ高い使用温度を提供する。比較的高い温度までのこの組織安定性は、Waspaloy合金では元素Ａｌ及びＴｉの高い合金割合により達成される。従って、このWaspaloy合金は、γ′相の高い溶体化温度を示し、これはより高い使用温度を可能にしている。Waspaloy合金の化学組成は、AMS 5704規格による表３に記載されている。

AMS 5704規格に従ってこのWaspaloy合金が満たさなければならない機械特性に関する要求は、表４に記載されている。更に、航空機タービン中の回転ディスクとして使用するためには、試験温度でかつ試験荷重で３５ｈ（更に高い要求の場合には１００ｈ後）の負荷時間の後でのクリープ試験により＜０．２％の伸び率が要求されかつ疲労試験（Low Cycle Fatigue/LCF-試験）において破壊までの高いサイクル数が期待される。この場合、多様なディスク設計に基づいて特定されている試験条件に応じて、数万サイクル〜１００，０００サイクルを越えるサイクル数が要求される。AMS 5704規格により、この機械的要求は、９９６〜１０３８℃の間の焼鈍温度で３段階の焼鈍−４段階の溶体化焼鈍＋８５４℃で４ｈの安定化焼鈍＋７６０℃で１６ｈの硬化の後に満たされなければならない。

約１０３５℃の高いγ′溶体化温度は、Waspaloy合金の悪い熱変形性についての原因でもある。約≦９８０℃の表面温度で既に、再溶融ブロックから丸棒材への鍛造プロセス又は丸棒材からタービンディスクへの鍛造プロセスの際に、γ′相析出により鍛造部材の表面に深い破損が生じることがある。従って、Waspaloy用の変形温度領域はまさに狭く、これは加熱炉中で繰り返し状態を戻すこと（mehrfache Ruecklagen）による複数回の変形加熱を引き起こし、それにより、より長いプロセス時間及び、それにより、より高い製造コストが生じる。必然的により高い鍛造温度及び微細化δ相の不存在に基づいて、Waspaloy合金からなる鍛造された丸棒材には、Alloy 718合金の場合に出現可能であるような極めて微細な粒子構造は達成されない。

これらのAlloy 718合金及びWaspaloy合金は、航空機使用のために、ＶＩＭ炉中で一次融液として溶融され、鋳型中の円形電極に流し込む。更なる加工工程の後でこれらの電極はダブルメルト溶融法のＥＳＵプロセス又はＶＡＲプロセスで再融解されるか又はＶＡＲ再溶融ブロックをトリプルメルト法ＶＩＭ／ＥＳＵ／ＶＡＲで作製される。再溶融ブロックを熱変形する前に、このブロックを均質化焼鈍する。こうして、数回の鍛造加熱で再溶融ブロックは丸棒材に鍛造され、この丸棒材はまた例えばタービンディスクの製造用の鍛造素材として用いられる。

US 6,730,264は次の組成のニッケル−クロム−コバルト合金を開示している：Ｃｒ １２〜２０％、Ｍｏ ４％まで、Ｗ ６％まで、Ｔｉ ０．４〜１．４％、Ａｌ ０．６〜２．６％、Ｎｂ（Ｔａ） ４〜８％、Ｃｏ ５〜１２％、Ｆｅ １４％まで、Ｃ ０．１％まで、Ｐ ０．００３〜０．０３％、Ｂ ０．００３〜０．０１５％、残りニッケル。

DE 699 34 258 T2は次の工程を有するWaspaloyから形成された物品の製造方法を開示している：
ａ） 質量％で示してＣｒ １８〜２１、Ｍｏ ３．５〜５、Ｃｏ １２〜１５、Ｔｉ ２．７５〜３．２５、Ａｌ １．２〜１．６、Ｚｒ ０．０８まで、Ｂ０．００３〜０．０１０、残りＮｉ及び不可避的な不純物からなる材料の装填物を準備する工程、
ｂ） この材料の装填物を真空環境中で１００μ（１３．３３Ｐａ）未満の圧力で、セラミック不含の溶融系で溶融させ、かつこの材料の装填物を、合金の融点を２００°Ｆ（９３℃）の範囲内で越える限定された過熱に加熱する工程、
ｃ） この材料の溶融した装填物を真空環境中でダイキャスト装置の射出スリーブ内に注ぎ込み、この溶融した材料を射出スリーブの半分未満に充填する工程；及び
ｄ） この溶融した材料を加圧下で再利用可能な型中へ射出する工程。

本発明の基礎となる課題は、２つの公知の合金のAlloy 718及びWaspaloyの上述の利点、つまりAlloy 718合金の良好な熱変形性と、Waspaloy合金の約７５０℃の比較的高い温度までの組織安定性とを併せ持つ合金を提供することである。

上記課題は、次に記載する要求及び基準：
ａ） ３原子％≦Ａｌ＋Ｔｉ（原子％）≦５．６原子％並びに１１．５原子％≦Ｃｏ≦３５原子％で、９００℃≦γ′ソルバス温度≦１０３０℃；
ｂ） ８００℃で５００ｈの時効焼鈍（Auslagerungsgluehung）の後で、かつ≧５のＡｌ／Ｔｉ比率（原子％での含有率の基準で）で安定な組織
を満たす、Ｎｉ ３０〜６５質量％、Ｆｅ ＞０〜最大１０質量％、Ｃｏ ＞１２〜＜３５質量％、Ｃｒ １３〜２３質量％、Ｍｏ １〜６質量％、Ｎｂ＋Ｔａ ４〜６質量％、Ａｌ ＞０〜＜３質量％、Ｔｉ ＞０〜＜２質量％、Ｃ ＞０〜最大０．１質量％、Ｐ ＞０〜最大０．０３質量％、Ｍｇ ＞０〜最大０．０１質量％、Ｂ ＞０〜最大０．０２質量％、Ｚｒ ＞０〜最大０．１質量％を有するＮｉ−Ｃｏ合金により解決される。

本発明による合金の好ましい実施形態は、所属する従属請求項に記載されている。

請求項１に挙げられたパラメータに基づいて、本発明による合金は、Alloy 718合金の欠点、つまり比較的低い使用温度及びWaspaloy合金の欠点、つまり悪い熱変形性をもはや示さない。

本発明による合金は、好ましくは「９４５℃≦γ′ソルバス温度≦１０００℃」の要求を満たす。

δＴ（δ−γ′）が≧８０ＫでかつＡｌ＋Ｔｉ≦４．７原子％で、Ｃｏ含有率を１１．５〜３５原子％に調節することができる場合が特に好ましい。

本発明による合金は、好ましくは、δソルバス温度とγ′ソルバス温度との間の温度範囲が１４０Ｋに等しいか又はそれより大きな温度範囲を有し、かつこの場合Ｃｏ含有率は１５〜３５原子％である。

本発明の他の思想によると、合金中でＴｉ含有率が≦０．８原子％に調節され、好ましくは≦０．６５原子％の含有率に調節される。

（Ｎｂ＋Ｔａ）含有率の４．７〜５．７質量％の値に限定することも、Alloy 718合金の良好な熱変形性及びWaspaloy合金の約７５０℃の比較的高い温度までの組織安定性を改善するために寄与することができる。

２つの元素含有率の比率についての値の範囲は、原子パーセント及び質量パーセントでの記載について異なっている。組織のレベルでは原子部が重要である。特に第６ａ表では、本発明による合金について重要な元素、つまりＡｌ、Ｔｉ及びＣｏは原子％で記載されている。

随伴元素に関して、本発明による合金は次の元素を含むことができる：
Ｃｕ 最大０．５質量％
Ｓ 最大０．０１５質量％
Ｍｎ 最大１．０質量％
Ｓｉ 最大１．０質量％
Ｃａ 最大０．０１質量％
Ｎ 最大０．０３質量％
Ｏ 最大０．０２質量％。

その都度の使用の場合について合目的である場合には、本発明による合金は必要に応じて次の元素を含むことができる：
Ｖ ４質量％まで
Ｗ ４質量％まで。

本発明による合金において、次の元素は、次のように調節することができる：
０．０５原子％≦Ｔｉ≦０．５原子％
３．６原子％≦Ａｌ≦４．６原子％
１５原子％≦Ｃｏ≦３２原子％。

本発明による合金の使用分野に応じて、コストの観点で、元素Ｎｉ及び／又はＣｏは廉価な元素のＦｅにより部分的に置き換えることが合理的である。

本発明による合金は、好ましくは、航空機タービンの構成部材として、特に回転タービンディスクの構成部材として、並びに固定式タービンの構成部材として使用可能である。

この合金は、次の半製品形状で仕上げることができる：帯材、板材、線材、棒材。

この材料は高耐熱性であり、既に記載された使用の他に、次の使用分野：エンジン製造で、排ガス系で、断熱材として、炉構築で、ボイラ構築で、発電所建設で、特に過熱管として、ガス及び石油採収技術での部材として、固定式のガスタービン及び蒸気タービンで並びに上述の全ての使用のための溶接添加物としても使用可能である。

本発明は、特に航空機タービンの臨界回転構成部材用のニッケル合金を記載する。本発明による合金は高温で高い組織安定性を示し、従って、公知のニッケル合金のAlloy 718よりも１００Ｋ高い温度負荷まで使用可能である。更に、本発明による合金は、公知のニッケル合金のWaspaloyよりも改善された変形性を特徴とする。本発明の合金は、ディスク、羽根、支持部、ハウジング又は軸の形でガスタービン中での使用を可能とする技術特性を提供する。

本発明の合金は、化学組成、技術特性及び本発明によるニッケル−コバルト合金からなる材料半製品の製造のためのプロセスを記載する。

本発明による合金の特性は次に記載される：
多様な化学組成を有する多数の実験室溶融物を実験室用真空アーク炉によって製造した。

この鋳込みを、直径１３ｍの中実な円柱の銅金型中で行った。精錬時に約８０ｍｍの長さを有する３本の棒材を製造した。全ての合金を精錬後に均質化した。この全体のプロセスは真空炉中で行い、かつこのプロセスは２段階からなる：１１４０℃／６ｈ＋１１７５℃／２０ｈ。その後、アルゴン雰囲気中で焼き入れを行った。精錬した合金用の熱変形は、スウェージング機（Rundknetmaschine）で実現した。この棒材は、最初に１３ｍｍの直径を有し、４回のスウェージング工程で９ｍｍの最終直径にまで直径がそれぞれ１ミリメートル細くなった。

第１表は、現行の規格AMS 5662による先行技術に相当する合金のAlloy 718の化学組成を開示し、第２表はこの合金の機械特性を説明している。

第３表は、現行の規格AMS 5662による先行技術に相当する合金のWaspaloyの化学組成を開示し、第４表はこの合金の機械特性を説明している。

実験室溶融物の本発明による化学組成が第５表に記載されている。その下に、対照材料として公知の合金のA718、A718 Plus及びWaspaloyが挙げられている。これらの対照材料の他に、試験合金は、記号Ｖ及びＬと２桁の数字によって表されている。この試験合金の化学組成は、元素Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｏ及びＮｂの含有率のバリエーションを内容とする。

元素Ｔｉ、Ａｌ及びＣｏ並びにＡｌ＋Ｔｉの合計の原子パーセントで示す含有率並びに元素含有率Ａｌ／Ｔｉの比率を考察すると、選択された範囲内で、γ′ソルバス温度、δソルバス温度とγ′ソルバス温度との間の差、一次デルタ相の抑制、及びη相の抑制、８００℃で５００ｈの時効焼鈍後の組織安定性及びA718についての溶体化焼鈍及び二段階の硬化焼鈍の標準的熱処理（９８０℃／１ｈ＋７２０℃／８ｈ＋６２０℃／８ｈ、AMS 5662規格を参照）後の機械的硬度ＨＶに関して極めて良好な技術特性が生じる。

第６ａ表では、第５表の試験合金及び３種の対照材料についての、元素Ａｌ、Ｔｉ及びＣｏの原子パーセントで示す含有率並びにＡｌ＋Ｔｉの合計含有率（原子パーセントで示す）及びＡｌ／Ｔｉの比率が記載されている。

第６ｂ表は、更に、δ相とγ′相との計算されたソルバス温度並びにこれらから計算されたδソルバス温度とγ′ソルバス温度との間の温度差δＴ（δ−γ′）を内容とする。第６ｂ表中には、更に、試験合金について計測された機械的硬度値１０ＨＶが記載されている（A718のためのAMS 5662規格による３段階の硬化熱処理９８０℃／１ｈ＋７２０℃／８ｈ＋６２０℃／８ｈの後）。更に、第６ｂ表は、η相（計算又は観察）の出現について記載している。

次の記載において、本発明による合金の選択のための基準を説明し、かつ例示的試験合金を記載する。

強度及び組織安定性の理由から、本発明による合金のγ′ソルバス温度は、A718合金の約８５０℃のγ′ソルバス温度よりも５０Ｋ高くあるべきである。他方で、本発明による合金のγ′ソルバス温度は１０３０℃以下であるべきである。１０３０℃は、Waspaloy合金のγ′ソルバス温度にほぼ相当する。より高いγ′ソルバス温度は、熱変形性に極めて不利な影響を及ぼすことが想定される、というのも、例えば鍛造プロセスにおいて、鍛造品の表面温度が既にこのγ′ソルバス温度を僅かに下回る場合にγ′析出が、この鍛造品表面の著しい硬化を引き起こし、この硬化がまた更なる鍛造変形の際に鍛造品表面の著しい亀裂を引き起こしかねないためである。

従って、９００℃＜γ′ソルバス温度≦１０３０℃の要求を満たすべきである。

化学組成の合計含有率Ａｌ＋Ｔｉ（原子％）に依存する試験合金のγ′ソルバス温度。 ９４５℃〜１０００℃の限定された温度範囲での化学組成の合計含有率Ａｌ＋Ｔｉ（原子％）に依存する試験合金のγ′ソルバス温度。 試験合金のＣｏ及びＴｉの含有率のプロットに対するη相の出現。 合計含有率Ａｌ＋Ｔｉ（原子％）に依存する試験合金のδソルバス温度とγ′ソルバス温度との差。白抜きの四角形：Ｃｏ＜１１．５原子％、白抜きの菱形：１１．５原子％≦Ｃｏ≦１８原子％、黒塗りの菱形：Ｃｏ＞１８原子％。 試験合金Ｌ４について、８００℃で５００ｈの時効焼鈍の後の例示のＲＥＭ写真。 試験合金Ｌ４について、８００℃で５００ｈの時効焼鈍の後の例示のＲＥＭ写真。 試験合金Ｖ１０について、８００℃で５００ｈの時効焼鈍の後の例示のＲＥＭ写真。 試験合金Ｖ１０について、８００℃で５００ｈの時効焼鈍の後の例示のＲＥＭ写真。 試験合金Ｖ１５について、８００℃で５００ｈの時効焼鈍の後の例示のＲＥＭ写真。 試験合金Ｖ１５について、８００℃で５００ｈの時効焼鈍の後の例示のＲＥＭ写真。 試験合金Ｖ１６について、８００℃で５００ｈの時効焼鈍の後の例示のＲＥＭ写真。 試験合金Ｖ１６について、８００℃で５００ｈの時効焼鈍の後の例示のＲＥＭ写真。 試験合金Ｖ１７について、８００℃で５００ｈの時効焼鈍の後の例示のＲＥＭ写真。 試験合金Ｖ１７について、８００℃で５００ｈの時効焼鈍の後の例示のＲＥＭ写真。 Alloy 718と比較したA 780のバリエーション（引張試験：Ｒｐ０．２）。 Alloy 718と比較したA 780のバリエーション（引張試験：Ｒｍ）。

図１には、試験合金のγ′ソルバス温度が、この化学組成の合計含有率Ａｌ＋Ｔｉ（原子％）に依存してプロットされている。

図１からは、「９００℃≦γ′ソルバス温度≦１０３０℃」の要求は、３原子％≦Ａｌ＋Ｔｉ（原子％）≦５．６原子％の限定によって満たされることが認識できる。試験合金のＶ１２、Ｖ１３、Ｖ１４、Ｖ１５、Ｖ１６、Ｖ１７、Ｖ２０、Ｖ２１、Ｖ２２、Ｌ０４、Ｌ０７、Ｌ０９、Ｌ１５、Ｌ１６、Ｌ１７及びＬ１８は、この範囲について例示的な合金である。

更に改善された熱変形性のためには、本発明による合金のγ′ソルバス温度は＜１０００℃であるべきであり、更により高い温度での組織安定性のためには、＞９４５℃であるべきである。この範囲について、試験合金のＶ１４、Ｖ１６、Ｖ１７、Ｖ２０、Ｖ２１、Ｖ２２、Ｌ０４、Ｌ１５、Ｌ１６、Ｌ１７及びＬ１８が例示的な合金である。９４５℃〜１０００℃の間に限定された温度範囲は、図２から見ることができる。

試験合金のＣｏ含有率は、δソルバス温度及びγ′ソルバス温度に影響を及ぼし、従ってδＴ（δ−γ′）にも影響を及ぼす。本発明による合金のＣｏ含有率は高すぎてはならず、従って一次δ相は出現しない。Ｃｏ含有率は＜３５原子％に制限される。一次δ相が出現する例示的な合金は、試験合金のＬ１２及びＬ１３であり、この２つは約５０原子％のＣｏ含有率を有する。

試験合金のＣｏ及びＴｉの含有率のプロットに対するη相の出現を示す図３は、Ｃｏ含有率が１６原子％より大の合金の場合、安定なη相の出現を回避するために、本発明による合金のＴｉ含有率は≦０．８原子％に制限しなければならないことを示す。Ｔｉ≦０．８原子％の例示的な合金は、試験合金のＶ１２、Ｖ１３、Ｖ１４、Ｖ１５、Ｖ１６、Ｖ１７、Ｖ２１及びＶ２２である。好ましい合金は、Ｔｉ含有率≦０．６５原子％を示す。これらは、例示的な試験合金のＶ１６、Ｖ１７、Ｖ２１及びＶ２２である。

鍛造プロセスの際に、わずかな割合のδ相は、組織の粒子微細化に利用され、つまり最後の鍛造加熱においてδソルバス温度を僅かに下回る温度から鍛造し、その都度の鍛造品の極めて微細な組織を作製する。他方で、十分に大きな鍛造温度範囲によって作業できるために、このγ′ソルバス温度は高すぎてはならず、本発明による合金のδソルバス温度を明らかに下回っていなければならない。この十分に大きな鍛造温度範囲は、≧８０Ｋであるべきである。従って、δソルバス温度とγ′ソルバス温度との差のδＴ（δ−γ′）は≧８０Ｋであるべきである。

図４からは、合計含有率Ａｌ＋Ｔｉが≦４．７原子％であり、Ｃｏ含有率が≧１１．５原子％である場合に、δＴ（δ−γ′）≧８０Ｋであることが認識できる。δソルバス温度とγ′ソルバス温度との間の≧１４０Ｋの大きな温度範囲も、合金のＣｏ含有率が同時に≧１５原子％である場合に可能である。

更なる基準は、本発明による合金の組織が、８００℃の時効焼鈍温度（５００ｈ後）で安定であるべきであるとする要求から生じる。この基準は、Ａｌ／Ｔｉの比率≧５．０を示す本発明による合金により満たされる。これについて例示的な合金は、試験合金のＶ１３、Ｖ１５、Ｖ１６、Ｖ１７、Ｖ２１及びＶ２２である。

第７表では、本発明による合金についてのＡｌ／Ｔｉ比率の要求について例示的な試験合金が記載されている。

試験合金Ｌ４、Ｖ１０、Ｖ１５、Ｖ１６及びＶ１７について、８００℃で５００ｈの時効焼鈍の後の例示のＲＥＭ写真が、図５ａ〜５ｅに示されている。

第１表： AMS 5662規格によるAlloy 718合金の化学組成

第２表： AMS 5662規格によるAlloy 718合金の機械特性

第３表： AMS 5704規格によるWaspaloy合金の化学組成

第４表： AMS 5704規格によるWaspaloy合金の機械特性

第５表：試験合金（実際の分析）の化学組成（質量％）。全ての合金のＣ含有率は、約０．０２５質量％である。随伴元素に関して、それぞれの合金は必要の場合に、次の元素を含んでいてもよい：Ｃｕ、Ｓ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｎ、Ｏ。使用の場合に応じて、その都度の合金中にＷも更に４質量％まで及び／又はＶも４質量％まで存在していてもよい。A 718 Plus合金及びWaspaloy合金は、それぞれＷを１質量％含む。

第６ａ表：試験合金の原子％で示す元素含有率及び元素含有率の比率

第６ｂ表：試験合金についてのδ相及びγ′相のソルバス温度、δ相とγ′相のソルバス温度の差δＴ（δ−γ′）、硬度１０ＨＶ（A718についてのAMS 5662規格による９８０℃／１ｈ＋７２０℃／８ｈ＋６２０℃／８ｈの硬化熱処理後）及びη相についての備考。

第７表：本発明による合金についてのＡｌ／Ｔｉ比率の要求についての例示的な試験合金

第８表
機械的試験値A780／A718と比較で試験した鍛造試料（溶体化焼鈍＋硬化）

本発明の主題において更に記載された様式は、第８表との関連で図６及び７を参照する。

図６及び７は、新規合金（VDM Alloy 780 Premium）（ここでは装填物２５、２６及び２７）の、先行技術に属する合金のAlloy 718（装填物４２０１５９）と比較した、２０℃、６５０℃、７００℃及び７５０℃での強度試験データのグラフを示す。このグラフからは、A780が、A718と比べて、比較的高い試験パラメータで、熱間引張試験でより高い強度Ｒｐ０．２を達成することが認識できる（硬化された状態での鍛造試料について測定）。

更に、A 780は、クリープ試験及び応力破壊試験においても７００℃で、６５０℃までの試験温度で達成されるA 718の機械特性とその他は同じ試験条件で、明らかに０．２％より低いクリープ伸び率及び応力破壊試験で＞２３ｈの明らかに長い耐用時間の所望の機械特性を達成することが確認された。

第８表は、A 718と比較して、図６及び７で示された装填物２５〜２７が示されている。ここでは、特に、A 780の装填物２５〜２７の引張強度Ｒｍが、高めた温度（７００℃及び７５０℃）で熱間引張試験においてA 718よりも高い値を達成していることは明白である。

図面の簡単な説明
図１は、化学組成の合計含有率Ａｌ＋Ｔｉ（原子％）に依存する試験合金のγ′ソルバス温度。
図２は、９４５℃〜１０００℃の限定された温度範囲での化学組成の合計含有率Ａｌ＋Ｔｉ（原子％）に依存する試験合金のγ′ソルバス温度。
図３は、試験合金のＣｏ及びＴｉの含有率のプロットに対するη相の出現。
図４は、合計含有率Ａｌ＋Ｔｉ（原子％）に依存する試験合金のδソルバス温度とγ′ソルバス温度との差。白抜きの四角形：Ｃｏ＜１１．５原子％、白抜きの菱形：１１．５原子％≦Ｃｏ≦１８原子％、黒塗りの菱形：Ｃｏ＞１８原子％。
図５は、試験合金Ｌ４、Ｖ１０、Ｖ１５、Ｖ１６及びＶ１７について、８００℃で５００ｈの時効焼鈍の後の例示のＲＥＭ写真。
図６は、Alloy 718と比較したA 780のバリエーション（引張試験：Ｒｐ０．２）。
図７は、Alloy 718と比較したA 780のバリエーション（引張試験：Ｒｍ）。

DE 699 34 258 T2は次の工程を有するWaspaloyから形成された物品の製造方法を開示している：
ａ） 質量％で示してＣｒ １８〜２１、Ｍｏ ３．５〜５、Ｃｏ １２〜１５、Ｔｉ ２．７５〜３．２５、Ａｌ １．２〜１．６、Ｚｒ ０．０８まで、Ｂ０．００３〜０．０１０、残りＮｉ及び不可避的な不純物からなる材料の装填物を準備する工程、
ｂ） この材料の装填物を真空環境中で１００μ（１３．３３Ｐａ）未満の圧力で、セラミック不含の溶融系で溶融させ、かつこの材料の装填物を、合金の融点を２００°Ｆ（９３℃）の範囲内で越える限定された過熱に加熱する工程、
ｃ） この材料の溶融した装填物を真空環境中でダイキャスト装置の射出スリーブ内に注ぎ込み、この溶融した材料を射出スリーブの半分未満に充填する工程；及び
ｄ） この溶融した材料を加圧下で再利用可能な型中へ射出する工程。
US2008/0166258 A1により、
≦０．１％ Ｃ、≦１．０％ Ｓｉ、≦１．５％ Ｍｎ、１３．０〜２５．０％ Ｃｒ、１．５〜７．０％ Ｍｏ、０．５〜４．０％ Ｔｉ、０．１〜３．０％ Ａｌ、任意に、次の群：０．１５〜２．５％ Ｗ、０．００１〜０．０２％ Ｂ、０．０１〜０．３％ Ｚｒ、０．３〜６．０％ Ｎｂ、５．０〜１８．０％ Ｃｏ及び０．０３〜２．０％ Ｃｕからなる少なくとも１つの元素、残りニッケル及び不可避的不純物を有する（質量％で示す）、熱安定性ニッケル基合金は公知となっている。

上記課題は、Ｎｉ ３０〜６５質量％、Ｆｅ ＞０〜最大１０質量％、Ｃｏ ＞１２〜＜３５質量％、Ｃｒ １３〜２３質量％、Ｍｏ １〜６質量％、Ｎｂ＋Ｔａ ４〜６質量％、Ａｌ ＞０〜＜３質量％、Ｔｉ ＞０〜＜２質量％、Ｃ ＞０〜最大０．１質量％、Ｐ ＞０〜最大０．０３質量％、Ｍｇ ＞０〜最大０．０１質量％、Ｂ ＞０〜最大０．０２質量％、Ｚｒ ＞０〜最大０．１質量％を有し、必要な場合に、同伴元素について
Ｃｕ 最大０．５質量％
Ｓ 最大０．０１５質量％
Ｍｎ 最大１．０質量％
Ｓｉ 最大１．０質量％
Ｃａ 最大０．０１質量％
Ｎ 最大０．０３質量％
Ｏ 最大０．０２質量％
を有し、更に必要な場合に
Ｖ ４質量％まで
Ｗ ４質量％まで
を有し、次に記載する要求及び基準：
ａ） ３原子％≦Ａｌ＋Ｔｉ（原子％）≦５．６原子％並びに１１．５原子％≦Ｃｏ≦３５原子％で、９００℃≦γ′ソルバス温度≦１０３０℃；
ｂ） ８００℃で５００ｈの時効焼鈍（Auslagerungsgluehung）の後で、かつ≧５のＡｌ／Ｔｉ比率（原子％での含有率の基準で）で安定な組織
を満たす、Ｎｉ−Ｃｏ合金により解決される。

Claims (17)

1. 次に記載する要求及び基準：
   ａ） ３原子％≦Ａｌ＋Ｔｉ（原子％）≦５．６原子％並びに１１．５原子％≦Ｃｏ≦３５原子％で、９００℃≦γ′ソルバス温度≦１０３０℃；
   ｂ） ８００℃で時効焼鈍の５００ｈ後で、かつ≧５のＡｌ／Ｔｉ比率（原子％での含有量の基準で）で安定な組織
   を満たす、Ｎｉ ３０〜６５質量％、Ｆｅ ＞０〜最大１０質量％、Ｃｏ ＞１２〜＜３５質量％、Ｃｒ １３〜２３質量％、Ｍｏ １〜６質量％、Ｎｂ＋Ｔａ ４〜６質量％、Ａｌ ＞０〜＜３質量％、Ｔｉ ＞０〜＜２質量％、Ｃ ＞０〜最大０．１質量％、Ｐ ＞０〜最大０．０３質量％、Ｍｇ ＞０〜最大０．０１質量％、Ｂ ＞０〜最大０．０２質量％、Ｚｒ ＞０〜最大０．１質量％を有するＮｉ−Ｃｏ合金。
2. 要求：９４５℃≦γ′ソルバス温度≦１０００℃を満たす、請求項１に記載の合金。
3. δＴ（δ−γ′）≧８０ＫでかつＡｌ＋Ｔｉ≦４．７原子％で並びにＣｏ含有率が≧１１．５原子％でかつ≦３５原子％である、請求項１又は２に記載の合金。
4. δソルバス温度とγ′ソルバス温度との温度範囲が１４０Ｋに等しいか又はそれ以上であり、かつＣｏ含有率が≧１５原子％でかつ≦３５原子％である、請求項１から３までのいずれか１項に記載の合金。
5. ≦０．８原子％のＴｉ含有率を有する、請求項１から４までのいずれか１項に記載の合金。
6. ≦０．６５原子％のＴｉ含有率を有する、請求項１から５までのいずれか１項に記載の合金。
7. ４．７≦Ｎｂ＋Ｔａ≦５．７質量％の含有率を有する、請求項１から６までのいずれか１項に記載の合金。
8. 同伴元素について必要な場合に
   Ｃｕ 最大０．５質量％
   Ｓ 最大０．０１５質量％
   Ｍｎ 最大１．０質量％
   Ｓｉ 最大１．０質量％
   Ｃａ 最大０．０１質量％
   Ｎ 最大０．０３質量％
   Ｏ 最大０．０２質量％
   を有する、請求項１から７までのいずれか１項に記載の合金。
9. 更に、必要な場合に
   Ｖ ４質量％まで
   Ｗ ４質量％まで
   を有する、請求項１から８までのいずれか１項に記載の合金。
10. 次の限界値：
    ０．０５原子％ ≦ Ｔｉ ≦ ０．５原子％
    ３．６原子％ ≦ Ａｌ ≦ ４．６原子％
    １５原子％ ≦ Ｃｏ ≦ ３２原子％
    による、Ｔｉ、Ａｌ及びＣｏの含有率を有する、請求項１から９までのいずれか１項に記載の合金。
11. 必要な場合に、元素Ｎｉ及び／又はＣｏは元素Ｆｅにより部分的に置き換えられていてもよい、請求項１から１０までのいずれか１項に記載の合金。
12. 次の半製品形状：帯材、板材、線材、棒材として使用可能である、請求項１から１１までのいずれか１項に記載の合金。
13. 航空機タービンの部材、特に回転タービンディスク並びに固定式タービンの部材としての、請求項１から１２までのいずれか１項に記載の合金の使用。
14. エンジン製造、炉構築、ボイラ構築、発電所建設における、請求項１から１２までのいずれか１項に記載の合金の使用。
15. 石油及びガス採収技術における部材としての、請求項１から１２までのいずれか１項に記載の合金の使用。
16. 固定式のガスタービン及び蒸気タービンの部材としての、請求項１から１２までのいずれか１項に記載の合金の使用。
17. 溶接添加材料としての、請求項１から１２までのいずれか１項に記載の合金の使用。

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