JP2020509230A

JP2020509230A - ターボチャージャー部品用の新規な合金

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Publication number: JP2020509230A
Application number: JP2019543052A
Authority: JP
Inventors: ジェラルド・シャール; アレクサンドラ・ツィーグラ
Original assignee: ボーグワーナーインコーポレーテッド
Priority date: 2017-02-08
Filing date: 2018-02-02
Publication date: 2020-03-26
Also published as: US20200010932A1; WO2018148110A1; KR20190116390A; CN110462078A; US11214852B2; EP3580365B1; EP3580365A1

Abstract

本発明は、約１０００℃で約３００時間部品をエージングした後、約４０％を超過する量のγ’−相ドメインを有する比較的軽量のニッケル基超合金を含むターボチャージャー部品に関する。【選択図】図１

Description

本発明は、ターボチャージャー、特に内燃機関に使用されるターボチャージャーの分野に関する。

ターボチャージャーは、燃焼空気処理能力及び密度を増加させて内燃機関の動力及び効率を増加させるために使用されている。ターボチャージャーの設計及び機能は、先行技術、例えば、米国特許第４，７０５，４６３号及び第５，３９９，０６４号に詳細に記載されており、これらの開示は本明細書で参考として含まれる。燃費及び排出要件を満たすために、現代の乗用車ガソリンエンジンは、排気ターボチャージャーの熱負荷容量において非常に高い要求を課している。タービン入口の温度は、定常状態のエンジン条件下で最大約１０５０℃まで達し得る。高温に加えて高い機械的負荷のため、タービンホイールは、最高の性能要求が適用されるターボチャージャーの部品である。

現在、特にＭＡＲＭ２４７は、このように要求の厳格なターボチャージャー部品に使用／考慮されている。しかしながら、ＭＡＲＭ２４７は、１．５重量％のＨｆを含有するので、非常に高価である。代替的に、航空宇宙グレードのＲｅ含有Ｎｉ基超合金を使用することも可能である。しかしながら、これらの合金はまた、自動車産業にとっては高すぎる。

ＭａｒＭ２４７などの高価な合金をターボチャージャー用途において同様の性能を有する、よりコスト効率の高い合金に置き換えることが望ましい。

現在、驚くべきことに、上記目的は、室温で約８．３５ｇ／ｃｍ^３未満の比較的低い密度を有するニッケル基超合金を提供することによって解決され得ることが見出された。これらの合金の試片は、約１０００℃〜約１０５０℃の所望の作動温度で、優れたＴＭＦ、ＬＣＦ、及びクリープ性能を有すると期待できる。合金の試験片のＴＭＦ及びＬＣＦの性能は、例えば、ＭＡＲＭ２４７に比べてわずかに劣り得るが、実際のワークピース（ｗｏｒｋｐｉｅｃｅ）の性能は、密度が低いため、ＭＡＲＭ２４７のような合金の性能と実質的に同等であるものと期待することができる。ターボチャージャーホイールは、最大約２８０，０００ｒｐｍで回転し、遠心力だけでなく、加速力及び減速力も永久的に受ける。これらの力、そしてそれによって誘導された応力は、ターボチャージャーブレードの質量に依存する。より軽量の合金で作られたブレードを使用すると、ブレードの応力が減少し、タービンホイールのＴＭＦ及びＬＣＦの性能が向上する。したがって、合金固有のＴＭＦ及びＬＣＦの性能とその低密度の両方が共同でタービンホイールの全体的な性能及び寿命を増加させるのに寄与する。

また、本発明の合金は、十分な耐酸化性と耐腐食性、及び熱疲労に対する優れた耐性を特徴とする。同時に、これらの利点は、ハフニウム及びレニウムのような大量の高価な元素に依存しないため、非常に費用対効果の高い合金で実現される。最後に、合金は、コバルト含有量が比較的低いため、優れた加工性を期待することができる。

第１の態様において、本発明は、以下の組成を有する多結晶ニッケル基合金を含むターボチャージャー部品、特に内燃機関用のタービンホイールに関する：
約１０．０〜約１５．０重量％のＣｒ；
約４．０〜約９．０重量％のＣｏ；
約０．０５〜約０．１５重量％のＣ；
総量が約７．０〜約１５．０重量％であるＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＴａ（ただし、Ａｌの量は少なくとも約３．７重量％であり、γ’−相の量は約１０００℃で約３００時間部品をエージングした後、約４０％超過；総量が約２．０〜約５．０重量％であるＭｏ及びＷ、ここで、Ｍｏ及びＷは、Ｍｏ：Ｗ＝約０．７〜約１．８の重量比で存在する）；
選択的に、Ｒｅ及びＨｆ（ただし、各元素は、約１重量％未満の量で存在する）；
選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）（特に互いに独立して、約０．０５重量％未満の量のＦｅ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、及びＳｉ）；及び
残量としてのＮｉ。

本発明の第２の態様において、以下の組成を有する多結晶ニッケル基合金を含むターボチャージャー部品、特に内燃機関用のタービンホイールが提供される：
約１０．０〜約１５．０重量％のＣｒ；
約４．０〜約９．０重量％のＣｏ；
約０．０５〜約０．１５重量％のＣ；
約４．０〜約５．５重量％のＡｌ；
約１．２〜約２．４重量％のＴａ；
約０．３〜約１．５重量％のＮｂ；
約１．３〜約２．３重量％のＭｏ；
約０．９〜約２．１重量％のＷ；
約２．４〜約３．５重量％のＴｉ；
選択的に、Ｒｅ及びＨｆ（ただし、各元素は、約１重量％未満の量で存在する）；
選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）（特に互いに独立して、約０．０５重量％未満の量のＦｅ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、及びＳｉ）；及び
残量としてのＮｉ。

本発明の例示的な合金についてのγ’−相の重量％の計算を示す。周期的な熱負荷に曝された後の熱疲労ターボチャージャーホイールを示す。

上記合金は、主要な合金元素のうちの１つとしてＣｒを含むＮｉ基合金である。Ｃｒは、耐酸化性を高めるために不可欠な元素であり、合金の高温強度に寄与する。合金は、ターボチャージャー部品の表面上に酸化アルミニウムの形成を促進するために、少なくとも約３．７重量％のＡｌをさらに含む。これらの酸化物は、不動態化によってターボチャージャー部品の耐酸化性をさらに増加させる。

Ａｌはまた、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＴａと組み合わせやγ’−相の生成にも重要である。γ’−相は、ｆｃｃオーステナイト系Ｎｉマトリックス内の第２相沈殿物であり、公式にはＸ＝Ｔｉ、ＮｂまたはＴａであるＮｉ_３（Ａｌ、Ｘ）で構成される。γ’−相の割合は、γ’−形成元素、特にアルミニウムの量と相関する。本発明において、総量が約７．０〜約１５．０重量％であるＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＴａを使用して、γ’−相の割合が約１０００℃で約３００時間部品をエージングした後、約４０％超過の形態を生成することができる。

γ’−相の量（以下では比率とも呼ばれる）は、任意の所定の合金に対して日常的に決定することができる。例示的な方法は、試片の切断面を研磨及び／またはエッチングして、金属組職セクションを準備するステップ、金属組職セクションの顕微鏡写真を得るステップ、手動的にまたは自動化イメージ分析を使用して典型的に立方体形のγ’−相ドメインの代表的な数の面積を決定するステップ；及び該当値を分析された総面積に関連付けるステップを含む、光学分析である。これに関連して、ドメインの代表的な数は、１つ以上の粒子（ｇｒａｉｎ）、典型的に約３〜５の粒子中のγ’−相ドメインの数と見なすことができる。その場合、分析された総面積は、粒子の総面積になる。代替的に、ドメインの代表的な数は、少なくとも１００個のγ’−相ドメインと見なすことができ、この場合に、γ’−相の量は、前記分析された面積に関連して分析された所定の面積においてすべてのγ’−相ドメインの面積である。得られたパーセンテージは面積パーセンテージであるが、合金においてγ’−相の体積（または重量）分率を表す。

γ’−相は、ｆｃｃＮｉマトリックスを通る転位運動に対する障壁として作用し、したがって高い割合のγ’−相は、高温クリープ耐性及び強度を得るのに有利である。約１０００℃で約４０％を超過するγ’−相の割合は、高温強化、鋳造性及び加工性のバランスの取れた組み合わせを提供すると考えられる。

総量の範囲が約７．０〜約１５．０重量％であるＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＴａにおいて、当業者は約１０００℃でγ’−相の生成された割合を日常的に推定／決定することができる。図１に示したように、計算されたモデルにさらに依存することも可能である。図１は、本発明による例示的な合金のための温度に関連してγ’−相の計算された重量％を示す。図１は、イギリスギルフォードのＳｅｎｔｅＳｏｆｔｗａｒｅＬｔｄ．から入手可能なソフトウェアＪＭａｔＰｒｏを使用して計算された。ＪＭａｔＰｒｏを使用したγ’−相の割合の予測についての更なる情報は、ＳｅｎｔｅＳｏｆｔｗａｒｅＬｔｄ．から発行されたＮ．Ｓａｕｎｄｅｒｓ，Ｚ．Ｇｕｏ，Ａ．Ｐ．Ｍｉｏｄｏｗｎｉｋ及びＪ−Ｐｈ．Ｓｃｈｉｌｌｅによる、Ｎｉ基超合金における高温機械的特性及び微細構造進化のモデリングで見つけることができ（ｈｔｔｐ：／／ｗｗｗ．ｓｅｎｔｅｓｏｆｔｗａｒｅ．ｃｏ．ｕｋ／ｍｅｄｉａ／２４８５／ｎｉ−ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ−２００８．ｐｄｆで入手可能）、これは本明細書で参考として含まれる。

さらに、本発明の合金は、粒界で安定化し、ＬＣＦ性能及び強度をさらに改善させる。粒界を安定化させるためのいくつかのオプションが存在するが、本発明の合金は炭化物の析出によって安定化する。炭化物は粒界に蓄積される傾向がある。しかしながら、疲労亀裂に関与し得、かつしたがって特にＬＣＦの性能を低下させることができるｆｃｃＮｉマトリックス中の過剰量の炭化物を回避するように注意しなければならない。さらに、粒界での炭化物は、マトリックスにランダムに分散した炭化物よりも合金の強度を増加させるのにより効果的である。したがって、本発明の合金は、粒界での炭化物の形成を促進し、マトリックス内の炭化物の存在に関連する悪影響を最小化するために、約０．０５〜約０．１５重量％Ｃの低炭素含有量を有することが必要である。

元素Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ及びＷは、１次炭化物ＭＣだけでなく、ＭＣ_６及びＭ_２３Ｃ_６などの２次炭化物を形成することができる。Ｍ．Ｊ．Ｄｏｎａｃｈｉｅ，Ｓ．Ｊ．Ｄｏｎａｃｈｉｅ，Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ：ＡＴｅｃｈｎｉｃａｌＧｕｉｄｅ，２^ｎｄｅｄ．，２００２，ｐａｇｅｓ５１０−５１２に示したように、ＭＣタイプの炭化物はＮｉ基超合金では不安定になる傾向があり、合金が十分に多い量のＭｏ及びＷを含有する場合、９８０〜１０４０℃の範囲でＭ_６Ｃに分解される傾向がある。その理由は、耐火性元素Ｍｏ及びＷが優先的にＮｉ、Ｃｏ及びＣｒと炭化物を形成するためである。例示的な炭化物は、（Ｎｉ、Ｃｏ）_３Ｍｏ_３Ｃ及び（Ｎｉ、Ｃｏ）_２Ｗ_４Ｃである。また約７６０〜約９８０℃で、Ｍ_６Ｃ炭化物は密接に関連するが、より安定したＭ_１２Ｃ炭化物、特にＭ＝ＭｏまたはＷであるＭ_１２Ｃ炭化物に転換することができる。理論に拘束されることを望まないが、２次炭化物の存在は過度な粒子粗大化が回避されるように、粒界を安定化させるのに特に効果的であると考えられる。粒子が粗くなると、亀裂成長率が増加するので、ＬＣＦの性能も同様に改善される。したがって、Ｍｏ及びＷは、約２．０〜約５．０重量％の総量で使用される。Ｍｏ対Ｗの正確な比率は、重要ではないが、約０．７〜約１．８のＭｏ：Ｗの重量比を使用して、２次効果、特に合金の固溶体強化と、この高温クリープ性能を調整することとのバランスの取れた組み合わせを得ることが便利である。

本発明の合金は、Ｃｏをさらに含有する。Ｃｏ固体はｆｃｃＮｉマトリックスに溶解され、特にクリープ強度を向上させる。また、Ｃｏは、（Ｎｉ、Ｃｏ）_３Ｍｏ_３Ｃ及び（Ｎｉ、Ｃｏ）_２Ｗ_４Ｃなどの炭化物も形成する。したがって、Ｍ_６Ｃ炭化物の形成は、約４．０〜約９．０重量％のＣｏの存在によっても促進される。最後に、Ｃｏは、過度な炭化クロム形成によるＣｒの枯渇を回避するのにも役立つ。過度なＣｒの枯渇は、酸化クロムの不十分な形成、及び耐酸化性と耐腐食性の減少をもたらし得る。

本発明の合金は、Ｒｅ及びＨｆのような高価な元素の大量使用を回避するため、さらに比較的安価である。より具体的には、Ｒｅ及びＨｆ（存在する場合）は、それぞれ約１重量％未満の量で使用される。

上記言及された元素の他に、合金は、合計した総量が約３重量％未満、より具体的には約２重量％未満、特に約１重量％未満となる少量の他の元素を含有することもできる。これらの他の元素は、典型的に、原料からまたは合金の製造中において導入された不純物である。その例は、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、及びＳｉを含み、これらは有利には、互いに独立して、約０．０５重量％未満の量で存在する。しかしながら、合金特性を微調整するために意図的に少量添加された他の元素も、上記不純物の総量を含むこれらの総量が約３重量％未満である限り、この定義に含まれるように意図される。合金特性を微調整するために少量で意図的に添加され得る元素の例は、Ｂ、Ｚｒ、及びＹを含む。これらは典型的に、粒界強化（Ｂ及びＺｒ）または酸化物不動態化層（Ｚｒ及びＹ）の接着力向上のために、非常に少量（＜０．０１重量％）で添加される。

合金の性能を最適化する観点から、本発明の実施形態は、以下の特徴のうちの１つまたは以下の特徴の任意の組み合わせをさらに含むことができる：

合金は、約１．２〜約２．４重量％のＴａ、特に約１．５〜約２．０重量％のＴａを含有することができる。

合金は、約０．３〜約１．５重量％のＮｂ、特に約０．６〜約１．１重量％のＮｂを含有することができる。

合金は、約４．０〜約５．５重量％のＡｌ、特に約４．３〜約５．１重量％のＡｌを含有することができる。

合金中のＲｅ及びＨｆの量は、互いに独立して、約０．１５重量％未満、特に約０．１重量％未満であり得る。

合金中のＡｌ対Ｔｉの重量比は、約１．１〜約１．９、または約１．３〜約１．８、特に約１．３５〜約１．６５の範囲であり得る。

合金は、約２．４〜約３．５重量％のＴｉ、特に約２．７〜約３．２重量％のＴｉを含有することができる。

合金は、約１１．０〜約１３．０重量％のＣｒ、特に約１１．７〜約１２．３重量％のＣｒを含有することができる。

合金は、約６．０〜約８．０重量％のＣｏ、特に約６．７〜約７．３重量％のＣｏを含有することができる。

合金は、総量が約２．０〜５．０重量％、特に２．５〜約４．５重量％であるＷ及びＭｏを含有することができる。

Ｍｏ対Ｗの重量比は、約０．９〜約１．５、特に約１．１〜約１．３の範囲であり得る。

合金は、約１．３〜約２．３重量％のＭｏ、特に約１．５〜約２．０重量％のＭｏを含有することができる。

合金は、約０．９〜約２．１重量％のＷ、特に約１．２〜約１．８重量％のＷを含有することができる。

合金は、約０．０６〜約０．１４重量％のＣ、特に約０．０８〜約０．１２重量％のＣを含有することができる。

合金は、Ａｌの総量を含有することができ、Ｔｉは約６．５〜約８．５重量％、特に約７．０〜約８．０重量％の範囲にある。

最も有利には、合金は、約１．２〜約２．４重量％のＴａ、特に約１．５〜約２．０重量％のＴａ；及び約０．３〜約１．５重量％のＮｂ、特に約０．６〜約１．１重量％のＮｂを含有することができる。

最も有利には、合金は、約４．０〜約５．５重量％のＡｌ、特に約４．３〜約５．１重量％のＡｌを含有することができ；合金中のＡｌ対Ｔｉの重量比は、約１．１〜約１．９、または約１．３〜約１．８、特に約１．３５〜約１．６５の範囲であり得る。

最も有利には、合金は、約１．３〜約２．３重量％のＭｏ、特に約１．５〜約２．０重量％のＭｏ；約０．９〜約２．１重量％のＷ、特に約１．２〜約１．８重量％のＷ；及び約２．４〜約３．５重量％のＴｉ、特に約２．７〜約３．２重量％のＴｉを含有することができる。

最も有利には、合金は、約１．２〜約２．４重量％のＴａ、特に約１．５〜約２．０重量％のＴａ；約０．３〜約１．５重量％のＮｂ、特に約０．６〜約１．１重量％のＮｂ；及びＡｌの総量を含有することができ、Ｔｉは約６．５〜約８．５重量％、特に約７．０〜約８．０重量％の範囲にある。

最も有利には、γ’−相の量は、約１０００℃で約３００時間部品をエージングした後、約４２％超過、特に約４５％超過であり得る。代替的に、γ’−相の量は、約１０００℃で約３００時間部品をエージングした後、約４０％〜約６５％の範囲、より具体的には約４２％〜６０％、特に約４５％〜約５５％の範囲であり得る。

最も有利には、合金は、約１．２〜約２．４重量％のＴａ、特に約１．５〜約２．０重量％のＴａ；約０．３〜約１．５重量％のＮｂ、特に約０．６〜約１．１重量％のＮｂ；及び約４．０〜約５．５重量％のＡｌ、特に約４．３〜約５．１重量％のＡｌを含有することができる。

最も有利には、合金は、約２．４〜約３．５重量％のＴｉ、特に約２．７〜約３．２重量％のＴｉを含有することができ、合金中のＡｌ対Ｔｉの重量比は、約１．１〜約１．９、または約１．３〜約１．８、特に約１．３５〜約１．６５の範囲であり得る。

最も有利には、合金は、総量が約２．０〜５．０重量％、特に２．５〜約４．５重量％であるＷ及びＭｏを含有することができ；Ｍｏ対Ｗの重量比は、約０．９〜約１．５、特に約１．１〜約１．３の範囲であり得る。

最も有利には、合金は、約１１．０〜約１３．０重量％のＣｒ、特に約１１．７〜約１２．３重量％のＣｒ；及び約６．０〜約８．０重量％のＣｏ、特に約６．７〜約７．３重量％のＣｏを含有することができる。

最も有利には、合金は、約１．３〜約２．３重量％のＭｏ、特に約１．５〜約２．０重量％のＭｏ；及び約０．９〜約２．１重量％のＷ、特に約１．２〜約１．８重量％のＷを含有することができる。

最も有利には、合金は、約１．２〜約２．４重量％のＴａ、特に約１．５〜約２．０重量％のＴａ；約０．３〜約１．５重量％のＮｂ、特に約０．６〜約１．１重量％のＮｂ；及び約４．０〜約５．５重量％のＡｌ、特に約４．３〜約５．１重量％のＡｌ；及び約０．０６〜約０．１４重量％のＣ、特に約０．０８〜約０．１２重量％のＣを含有することができる。

本発明のこの態様によれば、合金は、以下の特徴のうちの１つまたは任意の組み合わせをさらに含むことが有利であり得る：

最も有利には、合金は、約１．５〜約２．０重量％のＴａ；及び約０．６〜約１．１重量％のＮｂを含有することができる。

最も有利には、合金は、約４．３〜約５．１重量％のＡｌを含有することができる。

最も有利には、合金は、約１．５〜約２．０重量％のＭｏ；約１．２〜約１．８重量％のＷ；及び約２．７〜約３．２重量％のＴｉを含有することができる。

最も有利には、合金は、約１．２〜約２．４重量％のＴａ、特に約１．５〜約２．０重量％のＴａ；約０．３〜約１．５重量％のＮｂ、特に約０．６〜約１．１重量％のＮｂ；及びＡｌの総量を含有することができ、Ｔｉは約７．０〜約８．０重量％の範囲の範囲にある。

最も有利には、ターボチャージャー部品の合金中のγ’−相の量は、約１０００℃で約３００時間部品をエージングした後、約２０％超過、より具体的には約４２％超過、特に約４５％超過であり得る。代替的に、γ’−相の量は、約１０００℃で約３００時間部品をエージングした後、約４０％〜約６５％の範囲、より具体的には約４２％〜６０％、特に約４５％〜約５５％の範囲であり得る。γ−’相の量の定義は、本発明の第１の態様に関するものである。

本発明の両方の態様の合金から製造可能なターボチャージャー部品に関して、そして「販売済み」ターボチャージャー部品、すなわち、使用条件下で熱老化にまだ任意の相当な期間曝されていないターボチャージャーを参照すると、γ’−相の平均サイズは、有利には約１．０μｍ未満、特に約０．７μｍ未満、特に約０．５μｍ未満であり得る。代替的に、γ’−相の平均サイズは、有利には約０．１〜約１．０μｍの範囲、より具体的には約０．２〜約０．６μｍの範囲、特に約０．２５〜約０．５０μｍの範囲であり得る。

平均粒径は、試片の切断面を選択的に研磨及び／またはエッチングして、金属組職セクションを準備するステップ、金属組職セクションの顕微鏡写真を得るステップ、手動的にまたは自動化イメージ分析を使用して典型的に立方体形のγ’−相ドメインの代表的な数の平均粒径を決定するステップを含む、光学分析を使用して決定することができる。これに関連して、ドメインの代表的な数は、１つ以上の粒子、典型的には約３〜５の粒子中のγ’−相ドメインの数であると見なすことができる。代替的に、ドメインの代表的な数は、少なくとも１００個のγ’−相ドメインであると見なすことができる。

有利には、本発明による合金の密度は、室温で約８．３５ｇ／ｃｍ^３未満、より具体的には約８．３０ｇ／ｃｍ^３未満、特に約８．２５ｇ／ｃｍ^３未満であり得る。代替的に、本発明による合金は、約７．７０〜約８．３５ｇ／ｃｍ^３、より具体的には約７．８０〜約８．３０ｇ／ｃｍ^３、特に約７．９０〜約８．２５ｇ／ｃｍ^３の範囲の密度を有することができる。

上記議論した合金は、熱応力の周期的なサイクル後の低い疲労、優れたＬＣＦ及びＴＭＦ性能、排気ガスの存在下での酸化及び腐食に対する耐性を含む特性の非常にバランスの取れた組み合わせを提供する。したがって、これらの合金は、ターボチャージャー部品、特に内燃機関用のタービンホイールとして使用するのに非常に適している。

また、合金特性は、使用条件下で過度に低下しない。例えば、高温でのγ’−相の粒子粗大化は、合金の機械的特性を低下させるニッケル基超合金のよく知られている現象である。本発明の合金は、この点において、約１０００℃に約５００時間曝された後、約６００％未満、有利には約４５０％未満、特に約３００％未満のγ’−相の粗大化を良好に行うことが期待され得る。

粒子粗大化は、合金の試験片を約１０００℃のような使用条件の下で約５００時間曝す前、及び曝した後のγ’−相の平均粒径を比較することによって決定され得る。γ’−相の平均サイズは、上記方法を使用して決定することができる。

上記合金の製造方法、及び本発明のそれぞれのターボチャージャー部品は、当業界に知られている。

ＴＭＦ、ＬＣＦ及びＴＦ性能を分析する方法は、当業界に確立されている。ＴＦ性能の分析は、誘導加熱及び空冷によるターボチャージャー部品の周期的な熱負荷によって例示的に実行され得、例えば、次のステップのサイクルを利用する：ターボチャージャー部品を２０Ｋ／秒の加熱速度で９５０℃の温度まで加熱するステップ；前記温度を６０秒間保持するステップ、及び２００℃までファン補助空冷するステップ。ターボチャージャー部品の温度は、高温計を使用して制御することができる。熱疲労は、ターボチャージャーホイールに対して図２に示したように、熱負荷サイクル後に亀裂をチェックすることで判断することができる。

さらなる実施形態は、以下の請求の範囲内にある。

現在、驚くべきことに、上記目的は、室温で８．３５ｇ／ｃｍ^３未満の比較的低い密度を有するニッケル基超合金を提供することによって解決され得ることが見出された。これらの合金の試片は、１０００℃〜１０５０℃の所望の作動温度で、優れたＴＭＦ、ＬＣＦ、及びクリープ性能を有すると期待できる。合金の試験片のＴＭＦ及びＬＣＦの性能は、例えば、ＭＡＲＭ２４７に比べてわずかに劣り得るが、実際のワークピース（ｗｏｒｋｐｉｅｃｅ）の性能は、密度が低いため、ＭＡＲＭ２４７のような合金の性能と実質的に同等であるものと期待することができる。ターボチャージャーホイールは、最大約２８０，０００ｒｐｍで回転し、遠心力だけでなく、加速力及び減速力も永久的に受ける。これらの力、そしてそれによって誘導された応力は、ターボチャージャーブレードの質量に依存する。より軽量の合金で作られたブレードを使用すると、ブレードの応力が減少し、タービンホイールのＴＭＦ及びＬＣＦの性能が向上する。したがって、合金固有のＴＭＦ及びＬＣＦの性能とその低密度の両方が共同でタービンホイールの全体的な性能及び寿命を増加させるのに寄与する。

第１の態様において、本発明は、以下の組成を有する多結晶ニッケル基合金を含むターボチャージャー部品、特に内燃機関用のタービンホイールに関する：
１０．０〜１５．０重量％のＣｒ；
４．０〜９．０重量％のＣｏ；
０．０５〜０．１５重量％のＣ；
総量が７．０〜１５．０重量％であるＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＴａ（ただし、Ａｌの量は少なくとも３．７重量％であり、γ’−相の量は１０００℃で３００時間部品をエージングした後、４０％超過；総量が２．０〜５．０重量％であるＭｏ及びＷ、ここで、Ｍｏ及びＷは、Ｍｏ：Ｗ＝０．７〜１．８の重量比で存在する）；
選択的に、Ｒｅ及びＨｆ（ただし、各元素は、１重量％未満の量で存在する）；
選択的に、総量が３重量％未満である他の元素（不純物）（特に互いに独立して、０．０５重量％未満の量のＦｅ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、及びＳｉ）；及び
残量としてのＮｉ。

本発明の第２の態様において、以下の組成を有する多結晶ニッケル基合金を含むターボチャージャー部品、特に内燃機関用のタービンホイールが提供される：
１０．０〜１５．０重量％のＣｒ；
４．０〜９．０重量％のＣｏ；
０．０５〜０．１５重量％のＣ；
４．０〜５．５重量％のＡｌ；
１．２〜２．４重量％のＴａ；
０．３〜１．５重量％のＮｂ；
１．３〜２．３重量％のＭｏ；
０．９〜２．１重量％のＷ；
２．４〜３．５重量％のＴｉ；
選択的に、Ｒｅ及びＨｆ（ただし、各元素は、１重量％未満の量で存在する）；
選択的に、総量が３重量％未満である他の元素（不純物）（特に互いに独立して、０．０５重量％未満の量のＦｅ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、及びＳｉ）；及び
残量としてのＮｉ。

上記合金は、主要な合金元素のうちの１つとしてＣｒを含むＮｉ基合金である。Ｃｒは、耐酸化性を高めるために不可欠な元素であり、合金の高温強度に寄与する。合金は、ターボチャージャー部品の表面上に酸化アルミニウムの形成を促進するために、少なくとも３．７重量％のＡｌをさらに含む。これらの酸化物は、不動態化によってターボチャージャー部品の耐酸化性をさらに増加させる。

Ａｌはまた、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＴａと組み合わせやγ’−相の生成にも重要である。γ’−相は、ｆｃｃオーステナイト系Ｎｉマトリックス内の第２相沈殿物であり、公式にはＸ＝Ｔｉ、ＮｂまたはＴａであるＮｉ_３（Ａｌ、Ｘ）で構成される。γ’−相の割合は、γ’−形成元素、特にアルミニウムの量と相関する。本発明において、総量が７．０〜１５．０重量％であるＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＴａを使用して、γ’−相の割合が１０００℃で３００時間部品をエージングした後、４０％超過の形態を生成することができる。

γ’−相の量（以下では比率とも呼ばれる）は、任意の所定の合金に対して日常的に決定することができる。例示的な方法は、試片の切断面を研磨及び／またはエッチングして、金属組職セクションを準備するステップ、金属組職セクションの顕微鏡写真を得るステップ、手動的にまたは自動化イメージ分析を使用して典型的に立方体形のγ’−相ドメインの代表的な数の面積を決定するステップ；及び該当値を分析された総面積に関連付けるステップを含む、光学分析である。これに関連して、ドメインの代表的な数は、１つ以上の粒子（ｇｒａｉｎ）、典型的に３〜５の粒子中のγ’−相ドメインの数と見なすことができる。その場合、分析された総面積は、粒子の総面積になる。代替的に、ドメインの代表的な数は、少なくとも１００個のγ’−相ドメインと見なすことができ、この場合に、γ’−相の量は、前記分析された面積に関連して分析された所定の面積においてすべてのγ’−相ドメインの面積である。得られたパーセンテージは面積パーセンテージであるが、合金においてγ’−相の体積（または重量）分率を表す。

γ’−相は、ｆｃｃＮｉマトリックスを通る転位運動に対する障壁として作用し、したがって高い割合のγ’−相は、高温クリープ耐性及び強度を得るのに有利である。１０００℃で４０％を超過するγ’−相の割合は、高温強化、鋳造性及び加工性のバランスの取れた組み合わせを提供すると考えられる。

総量の範囲が７．０〜１５．０重量％であるＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＴａにおいて、当業者は１０００℃でγ’−相の生成された割合を日常的に推定／決定することができる。図１に示したように、計算されたモデルにさらに依存することも可能である。図１は、本発明による例示的な合金のための温度に関連してγ’−相の計算された重量％を示す。図１は、イギリスギルフォードのＳｅｎｔｅＳｏｆｔｗａｒｅＬｔｄ．から入手可能なソフトウェアＪＭａｔＰｒｏを使用して計算された。ＪＭａｔＰｒｏを使用したγ’−相の割合の予測についての更なる情報は、ＳｅｎｔｅＳｏｆｔｗａｒｅＬｔｄ．から発行されたＮ．Ｓａｕｎｄｅｒｓ，Ｚ．Ｇｕｏ，Ａ．Ｐ．Ｍｉｏｄｏｗｎｉｋ及びＪ−Ｐｈ．Ｓｃｈｉｌｌｅによる、Ｎｉ基超合金における高温機械的特性及び微細構造進化のモデリングで見つけることができ（ｈｔｔｐ：／／ｗｗｗ．ｓｅｎｔｅｓｏｆｔｗａｒｅ．ｃｏ．ｕｋ／ｍｅｄｉａ／２４８５／ｎｉ−ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ−２００８．ｐｄｆで入手可能）、これは本明細書で参考として含まれる。

さらに、本発明の合金は、粒界で安定化し、ＬＣＦ性能及び強度をさらに改善させる。粒界を安定化させるためのいくつかのオプションが存在するが、本発明の合金は炭化物の析出によって安定化する。炭化物は粒界に蓄積される傾向がある。しかしながら、疲労亀裂に関与し得、かつしたがって特にＬＣＦの性能を低下させることができるｆｃｃＮｉマトリックス中の過剰量の炭化物を回避するように注意しなければならない。さらに、粒界での炭化物は、マトリックスにランダムに分散した炭化物よりも合金の強度を増加させるのにより効果的である。したがって、本発明の合金は、粒界での炭化物の形成を促進し、マトリックス内の炭化物の存在に関連する悪影響を最小化するために、０．０５〜０．１５重量％Ｃの低炭素含有量を有することが必要である。

元素Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ及びＷは、１次炭化物ＭＣだけでなく、ＭＣ_６及びＭ_２３Ｃ_６などの２次炭化物を形成することができる。Ｍ．Ｊ．Ｄｏｎａｃｈｉｅ，Ｓ．Ｊ．Ｄｏｎａｃｈｉｅ，Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ：ＡＴｅｃｈｎｉｃａｌＧｕｉｄｅ，２^ｎｄｅｄ．，２００２，ｐａｇｅｓ５１０−５１２に示したように、ＭＣタイプの炭化物はＮｉ基超合金では不安定になる傾向があり、合金が十分に多い量のＭｏ及びＷを含有する場合、９８０〜１０４０℃の範囲でＭ_６Ｃに分解される傾向がある。その理由は、耐火性元素Ｍｏ及びＷが優先的にＮｉ、Ｃｏ及びＣｒと炭化物を形成するためである。例示的な炭化物は、（Ｎｉ、Ｃｏ）_３Ｍｏ_３Ｃ及び（Ｎｉ、Ｃｏ）_２Ｗ_４Ｃである。また７６０〜９８０℃で、Ｍ_６Ｃ炭化物は密接に関連するが、より安定したＭ_１２Ｃ炭化物、特にＭ＝ＭｏまたはＷであるＭ_１２Ｃ炭化物に転換することができる。理論に拘束されることを望まないが、２次炭化物の存在は過度な粒子粗大化が回避されるように、粒界を安定化させるのに特に効果的であると考えられる。粒子が粗くなると、亀裂成長率が増加するので、ＬＣＦの性能も同様に改善される。したがって、Ｍｏ及びＷは、２．０〜５．０重量％の総量で使用される。Ｍｏ対Ｗの正確な比率は、重要ではないが、０．７〜１．８のＭｏ：Ｗの重量比を使用して、２次効果、特に合金の固溶体強化と、この高温クリープ性能を調整することとのバランスの取れた組み合わせを得ることが便利である。

本発明の合金は、Ｃｏをさらに含有する。Ｃｏ固体はｆｃｃＮｉマトリックスに溶解され、特にクリープ強度を向上させる。また、Ｃｏは、（Ｎｉ、Ｃｏ）_３Ｍｏ_３Ｃ及び（Ｎｉ、Ｃｏ）_２Ｗ_４Ｃなどの炭化物も形成する。したがって、Ｍ_６Ｃ炭化物の形成は、４．０〜９．０重量％のＣｏの存在によっても促進される。最後に、Ｃｏは、過度な炭化クロム形成によるＣｒの枯渇を回避するのにも役立つ。過度なＣｒの枯渇は、酸化クロムの不十分な形成、及び耐酸化性と耐腐食性の減少をもたらし得る。

本発明の合金は、Ｒｅ及びＨｆのような高価な元素の大量使用を回避するため、さらに比較的安価である。より具体的には、Ｒｅ及びＨｆ（存在する場合）は、それぞれ１重量％未満の量で使用される。

上記言及された元素の他に、合金は、合計した総量が３重量％未満、より具体的には２重量％未満、特に１重量％未満となる少量の他の元素を含有することもできる。これらの他の元素は、典型的に、原料からまたは合金の製造中において導入された不純物である。その例は、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、及びＳｉを含み、これらは有利には、互いに独立して、０．０５重量％未満の量で存在する。しかしながら、合金特性を微調整するために意図的に少量添加された他の元素も、上記不純物の総量を含むこれらの総量が３重量％未満である限り、この定義に含まれるように意図される。合金特性を微調整するために少量で意図的に添加され得る元素の例は、Ｂ、Ｚｒ、及びＹを含む。これらは典型的に、粒界強化（Ｂ及びＺｒ）または酸化物不動態化層（Ｚｒ及びＹ）の接着力向上のために、非常に少量（＜０．０１重量％）で添加される。

合金は、１．２〜２．４重量％のＴａ、特に１．５〜２．０重量％のＴａを含有することができる。

合金は、０．３〜１．５重量％のＮｂ、特に０．６〜１．１重量％のＮｂを含有することができる。

合金は、４．０〜５．５重量％のＡｌ、特に４．３〜５．１重量％のＡｌを含有することができる。

合金中のＲｅ及びＨｆの量は、互いに独立して、０．１５重量％未満、特に０．１重量％未満であり得る。

合金中のＡｌ対Ｔｉの重量比は、１．１〜１．９、または１．３〜１．８、特に１．３５〜１．６５の範囲であり得る。

合金は、２．４〜３．５重量％のＴｉ、特に２．７〜３．２重量％のＴｉを含有することができる。

合金は、１１．０〜１３．０重量％のＣｒ、特に１１．７〜１２．３重量％のＣｒを含有することができる。

合金は、６．０〜８．０重量％のＣｏ、特に６．７〜７．３重量％のＣｏを含有することができる。

合金は、総量が２．０〜５．０重量％、特に２．５〜４．５重量％であるＷ及びＭｏを含有することができる。

Ｍｏ対Ｗの重量比は、０．９〜１．５、特に１．１〜１．３の範囲であり得る。

合金は、１．３〜２．３重量％のＭｏ、特に１．５〜２．０重量％のＭｏを含有することができる。

合金は、０．９〜２．１重量％のＷ、特に１．２〜１．８重量％のＷを含有することができる。

合金は、０．０６〜０．１４重量％のＣ、特に０．０８〜０．１２重量％のＣを含有することができる。

合金は、Ａｌの総量を含有することができ、Ｔｉは６．５〜８．５重量％、特に７．０〜８．０重量％の範囲にある。

最も有利には、合金は、１．２〜２．４重量％のＴａ、特に１．５〜２．０重量％のＴａ；及び０．３〜１．５重量％のＮｂ、特に０．６〜１．１重量％のＮｂを含有することができる。

最も有利には、合金は、４．０〜５．５重量％のＡｌ、特に４．３〜５．１重量％のＡｌを含有することができ；合金中のＡｌ対Ｔｉの重量比は、１．１〜１．９、または１．３〜１．８、特に１．３５〜１．６５の範囲であり得る。

最も有利には、合金は、１．３〜２．３重量％のＭｏ、特に１．５〜２．０重量％のＭｏ；０．９〜２．１重量％のＷ、特に１．２〜１．８重量％のＷ；及び２．４〜３．５重量％のＴｉ、特に２．７〜３．２重量％のＴｉを含有することができる。

最も有利には、合金は、１．２〜２．４重量％のＴａ、特に１．５〜２．０重量％のＴａ；０．３〜１．５重量％のＮｂ、特に０．６〜１．１重量％のＮｂ；及びＡｌの総量を含有することができ、Ｔｉは６．５〜８．５重量％、特に７．０〜８．０重量％の範囲にある。

最も有利には、γ’−相の量は、１０００℃で３００時間部品をエージングした後、４２％超過、特に４５％超過であり得る。代替的に、γ’−相の量は、１０００℃で３００時間部品をエージングした後、４０％〜６５％の範囲、より具体的には４２％〜６０％、特に４５％〜５５％の範囲であり得る。

最も有利には、合金は、１．２〜２．４重量％のＴａ、特に１．５〜２．０重量％のＴａ；０．３〜１．５重量％のＮｂ、特に０．６〜１．１重量％のＮｂ；及び４．０〜５．５重量％のＡｌ、特に４．３〜５．１重量％のＡｌを含有することができる。

最も有利には、合金は、２．４〜３．５重量％のＴｉ、特に２．７〜３．２重量％のＴｉを含有することができ、合金中のＡｌ対Ｔｉの重量比は、１．１〜１．９、または１．３〜１．８、特に１．３５〜１．６５の範囲であり得る。

最も有利には、合金は、総量が２．０〜５．０重量％、特に２．５〜４．５重量％であるＷ及びＭｏを含有することができ；Ｍｏ対Ｗの重量比は、０．９〜１．５、特に１．１〜１．３の範囲であり得る。

最も有利には、合金は、１１．０〜１３．０重量％のＣｒ、特に１１．７〜１２．３重量％のＣｒ；及び６．０〜８．０重量％のＣｏ、特に６．７〜７．３重量％のＣｏを含有することができる。

最も有利には、合金は、１．３〜２．３重量％のＭｏ、特に１．５〜２．０重量％のＭｏ；及び０．９〜２．１重量％のＷ、特に１．２〜１．８重量％のＷを含有することができる。

最も有利には、合金は、１．２〜２．４重量％のＴａ、特に１．５〜２．０重量％のＴａ；０．３〜１．５重量％のＮｂ、特に０．６〜１．１重量％のＮｂ；及び４．０〜５．５重量％のＡｌ、特に４．３〜５．１重量％のＡｌ；及び０．０６〜０．１４重量％のＣ、特に０．０８〜０．１２重量％のＣを含有することができる。

最も有利には、合金は、１．５〜２．０重量％のＴａ；及び０．６〜１．１重量％のＮｂを含有することができる。

最も有利には、合金は、４．３〜５．１重量％のＡｌを含有することができる。

最も有利には、合金は、１．５〜２．０重量％のＭｏ；１．２〜１．８重量％のＷ；及び２．７〜３．２重量％のＴｉを含有することができる。

最も有利には、合金は、１．２〜２．４重量％のＴａ、特に１．５〜２．０重量％のＴａ；０．３〜１．５重量％のＮｂ、特に０．６〜１．１重量％のＮｂ；及びＡｌの総量を含有することができ、Ｔｉは７．０〜８．０重量％の範囲の範囲にある。

最も有利には、ターボチャージャー部品の合金中のγ’−相の量は、１０００℃で３００時間部品をエージングした後、２０％超過、より具体的には４２％超過、特に４５％超過であり得る。代替的に、γ’−相の量は、１０００℃で３００時間部品をエージングした後、４０％〜６５％の範囲、より具体的には４２％〜６０％、特に４５％〜５５％の範囲であり得る。γ−’相の量の定義は、本発明の第１の態様に関するものである。

本発明の両方の態様の合金から製造可能なターボチャージャー部品に関して、そして「販売済み」ターボチャージャー部品、すなわち、使用条件下で熱老化にまだ任意の相当な期間曝されていないターボチャージャーを参照すると、γ’ −相の平均サイズは、有利には１．０μｍ未満、特に０．７μｍ未満、特に０．５μｍ未満であり得る。代替的に、γ’ −相の平均サイズは、有利には０．１〜１．０μｍの範囲、より具体的には０．２〜０．６μｍの範囲、特に０．２５〜０．５０μｍの範囲であり得る。

平均粒径は、試片の切断面を選択的に研磨及び／またはエッチングして、金属組職セクションを準備するステップ、金属組職セクションの顕微鏡写真を得るステップ、手動的にまたは自動化イメージ分析を使用して典型的に立方体形のγ’−相ドメインの代表的な数の平均粒径を決定するステップを含む、光学分析を使用して決定することができる。これに関連して、ドメインの代表的な数は、１つ以上の粒子、典型的には３〜５の粒子中のγ’−相ドメインの数であると見なすことができる。代替的に、ドメインの代表的な数は、少なくとも１００個のγ’−相ドメインであると見なすことができる。

有利には、本発明による合金の密度は、室温で８．３５ｇ／ｃｍ^３未満、より具体的には８．３０ｇ／ｃｍ^３未満、特に８．２５ｇ／ｃｍ^３未満であり得る。代替的に、本発明による合金は、７．７０〜８．３５ｇ／ｃｍ^３、より具体的には７．８０〜８．３０ｇ／ｃｍ^３、特に７．９０〜８．２５ｇ／ｃｍ^３の範囲の密度を有することができる。

また、合金特性は、使用条件下で過度に低下しない。例えば、高温でのγ’−相の粒子粗大化は、合金の機械的特性を低下させるニッケル基超合金のよく知られている現象である。本発明の合金は、この点において、１０００℃に５００時間曝された後、６００％未満、有利には４５０％未満、特に３００％未満のγ’−相の粗大化を良好に行うことが期待され得る。

粒子粗大化は、合金の試験片を１０００℃のような使用条件の下で５００時間曝す前、及び曝した後のγ’−相の平均粒径を比較することによって決定され得る。γ’−相の平均サイズは、上記方法を使用して決定することができる。

さらなる実施形態は、以下の請求の範囲内にある。

Claims

以下の組成を有する多結晶ニッケル基合金を含むターボチャージャー部品、特に内燃機関用のタービンホイール：
約１０．０〜約１５．０重量％のＣｒ；
約４．０〜約９．０重量％のＣｏ；
約０．０５〜約０．１５重量％のＣ；
総量が約７．０〜約１５．０重量％であるＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＴａ（ただし、Ａｌの量は少なくとも約３．７重量％であり、γ’−相の量は約１０００℃で約３００時間部品をエージングした後、約４０％超過）；
総量が約２．０〜約５．０重量％であるＭｏ及びＷ（ここで、Ｍｏ及びＷは、Ｍｏ：Ｗ＝約０．７〜約１．８の重量比で存在する）；
選択的に、Ｒｅ及びＨｆ（ただし、各元素は、約１重量％未満の量で存在する）；
選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）（特に互いに独立して、約０．０５重量％未満の量のＦｅ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、及びＳｉ）；及び
残量としてのＮｉ。
前記γ’−相の平均サイズが約１．０μｍ未満であり、部品の密度が約８．３５ｇ／ｃｍ^３未満である、請求項１に記載のターボチャージャー部品。
前記合金が、約１．２〜約２．４重量％のＴａ、特に約１．５〜約２．０重量％のＴａを含有する、請求項１または２に記載のターボチャージャー部品。
前記合金が、約０．３〜約１．５重量％のＮｂ、特に約０．６〜約１．１重量％のＮｂを含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載のターボチャージャー部品。
前記合金が、約４．０〜約５．５重量％のＡｌ、特に約４．３〜約５．１重量％のＡｌを含有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載のターボチャージャー部品。
前記Ｒｅ及びＨｆの量が互いに独立して、約０．１５重量％未満、特に約０．１重量％未満である、請求項１〜５のいずれか一項に記載のターボチャージャー部品。
前記Ａｌ対Ｔｉの重量比が、約１．１〜約１．９、または約１．３〜約１．８、特に約１．３５〜約１．６５の範囲である、請求項１〜６のいずれか一項に記載のターボチャージャー部品。
前記合金が、約２．４〜約３．５重量％のＴｉ、特に約２．７〜約３．２重量％のＴｉを含有する、請求項１〜７のいずれか一項に記載のターボチャージャー部品。
前記合金が、約１１．０〜約１３．０重量％のＣｒ、特に約１１．７〜約１２．３重量％のＣｒを含有する、請求項１〜８のいずれか一項に記載のターボチャージャー部品。
前記合金が、約６．０〜約８．０重量％のＣｏ、特に約６．７〜約７．３重量％のＣｏを含有する、請求項１〜９のいずれか一項に記載のターボチャージャー部品。
前記Ｗ及びＭｏの総量が、約２．０〜５．０重量％、特に２．５〜約４．５重量％であり；特に、さらに、前記Ｍｏ対Ｗの重量比は、約０．９〜約１．５、特に約１．１〜約１．３の範囲である、請求項１〜１０のいずれか一項に記載のターボチャージャー部品。
前記合金が、約１．３〜約２．３重量％のＭｏ、特に約１．５〜約２．０重量％のＭｏを含有し；かつ／または前記合金は、約０．９〜約２．１重量％のＷ、特に約１．２〜約１．８重量％のＷを含有する、請求項１〜１１のいずれか一項に記載のターボチャージャー部品。
前記合金が、約０．０６〜約０．１４重量％のＣ、特に約０．０８〜約０．１２重量％のＣを含有する、請求項１〜１２のいずれか一項に記載のターボチャージャー部品。
前記Ａｌ及びＴｉの総量が、約６．５〜約８．５重量％、特に約７．０〜約８．０重量％の範囲である、請求項１〜１３のいずれか一項に記載のターボチャージャー部品。
以下の組成を有する多結晶ニッケル基合金を含むターボチャージャー部品、特に内燃機関用のタービンホイール：
約１０．０〜約１５．０重量％のＣｒ；
約４．０〜約９．０重量％のＣｏ；
約０．０５〜約０．１５重量％のＣ；
約４．０〜約５．５重量％のＡｌ；
約１．２〜約２．４重量％のＴａ；
約０．３〜約１．５重量％のＮｂ；
約１．３〜約２．３重量％のＭｏ；
約０．９〜約２．１重量％のＷ；
約２．４〜約３．５重量％のＴｉ；
選択的に、Ｒｅ及びＨｆ（ただし、各元素は、約１重量％未満の量で存在する）；
選択的に、総量が約３重量％未満である他の元素（不純物）（特に互いに独立して、約０．０５重量％未満の量のＦｅ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、及びＳｉ）；及び
残量としてのＮｉ。