JP2022511490A - ニッケル基合金 - Google Patents

Abstract

５．０～６．９質量％のアルミニウム、０．０～１１．０質量％のコバルト、６．０～１１．６質量％のクロム、０．０～４．０質量％のモリブデン、０．０～２．０質量％のニオブ、０．６～８．６質量％のタンタル、０．０～３．０質量％のチタン、８．４～１５．２質量％のタングステン、０．０２～０．３５質量％の炭素、０．００１～０．２質量％のホウ素、０．００１～０．５質量％のジルコニウム、０．０～０．５質量％のケイ素、０．０～０．１質量％のイットリウム、０．０～０．１質量％のランタン、０．０～０．１質量％のセリウム、０．０～０．００３質量％の硫黄、０．０～０．２５質量％のマンガン、０．０～０．５質量％の銅、０．０～２．０質量％のハフニウム、０．０～１．０質量％のバナジウム、０．０～４．０質量％の鉄、０．０～１．０質量％のレニウムを含み、残部がニッケルおよび不可避的不純物であり、含有されるニオブ、タンタル、チタン、クロム、モリブデン、タングステン及びレニウムの質量％をそれぞれＷＮｂ、ＷＴａ、ＷＴｉ、ＷＣｒ、ＷＭｏ、ＷＷ及びＷＲｅとすると、以下の式を満たす、ニッケル基合金組成物。６．６≦２ＷＴｉ＋ＷＴａ＋１．４４ＷＮｂ２２．２≧ＷＷ＋ＷＲｅ＋１．１６ＷＣｒ＋１．７ＷＭｏ１３．９≦ＷＭｏ＋１．１７（ＷＷ＋３．３ＷＲｅ）

Description

本発明は、高温用途に用いられる低コストの鋳造ニッケル基超合金組成物に関する。

高温用途に用いられる低コストの鋳造ニッケル基超合金組成物は、希少かつ高価な元素（例えば、レニウム、ルテニウム及びタンタルなど）を添加することによって、その高温性能の改善を実現している。これらの合金には、高温性能の改善が常に求められる。これは、ガスタービン、ジェット推進及び燃焼エンジンのターボチャージを含むターボ機械用途（ターボ機械用途はこれらに限られない）において、高い性能を得るためである。一方、開発された合金のいくつかは、これらの希少かつ高価な元素を過度に使用することにより、元素コスト、長期的な価格変動の不確実性及びこれらのいわゆる「戦略的元素」の継続供給の不確実性の観点から、商業的な適用が制限される。本発明は、特に強度及び耐クリープ性の観点から顕著な高温特性を有するとともに、大幅なコスト削減を実現するように設計された、鋳造ニッケル基超合金について説明するものである。これらの望ましい特性は、高レベルな耐酸化性、良好な微細構造安定性及び良好な製造能力と組み合わされる。

高温用途に使用される鋳造ニッケル基超合金の代表的な組成の例を表１に列挙する。表１は、高温用途に広く使用される従来の鋳造ニッケル基超合金の、質量％における公称組成である。合金IN713Cは通常、使用温度が900～950℃を超えない用途で使用される。この温度を超えると、この合金の引張強度と耐クリープ性が不十分となる。950～1050℃では、Mar-M246とMar-M247を使用する必要がある。これは、Mar-M246及びMar-M247が、IN713Cより優れた高温強度と耐クリープ性を備えているためである。1050℃を超える温度では、CM681LCが用いられ得る。一方、この合金は、IN713C、Mar-M246及びMar-M247と比べて高コストであるため、低コストであることが重要となる一部の用途（例えば、自動車用途でのターボチャージャーの場合）では不経済となる可能性がある。

本発明の目的は、コスト増を抑制しつつCM681LCの高温性能に近づけ、Mar-M246及びMar-M247よりも優れた高温性能を達成することである。特に、耐酸化性／耐食性、微細構造安定性及び合金密度を含む重要な他の材料特性を維持しつつ、合金コストの削減とともに高レベルなクリープ性能を達成する。新たな合金における特性のバランスは、多くの高温ターボ機械用途に適合する。

本発明によれば、５．０～６．９質量％のアルミニウム、０．０～１１．０質量％のコバルト、６．０～１１．６質量％のクロム、０．０～４．０質量％のモリブデン、０．０～２．０質量％のニオブ、０．６～８．６質量％のタンタル、０．０～３．０質量％のチタン、８．４～１５．２質量％のタングステン、０．０２～０．３５質量％の炭素、０．００１～０．２質量％のホウ素、０．００１～０．５質量％のジルコニウム、０．０～０．５質量％のケイ素、０．０～０．１質量％のイットリウム、０．０～０．１質量％のランタン、０．０～０．１質量％のセリウム、０．０～０．００３質量％の硫黄、０．０～０．２５質量％のマンガン、０．０～０．５質量％の銅、０．０～２．０質量％のハフニウム、０．０～１．０質量％のバナジウム、０．０～４．０質量％の鉄、０．０～１．０質量％のレニウムを含み、残部がニッケルおよび不可避的不純物であり、合金に含まれるニオブ、タンタル、チタン、クロム、モリブデン、タングステン及びレニウムの質量％をそれぞれＷ_Ｎｂ、Ｗ_Ｔａ、Ｗ_Ｔｉ、Ｗ_Ｃｒ、Ｗ_Ｍｏ、Ｗ_Ｗ及びＷ_Ｒｅとすると、以下の式を満たすニッケル基合金組成物が提供される。
６．６≦２Ｗ_Ｔｉ＋Ｗ_Ｔａ＋１．４４Ｗ_Ｎｂ
２２．２≧Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｒｅ＋１．１６Ｗ_Ｃｒ＋１．７Ｗ_Ｍｏ
１３．９≦Ｗ_Ｍｏ＋１．１７（Ｗ_Ｗ＋３．３Ｗ_Ｒｅ）
このような合金は、低コストで、強度及び耐クリープ性の観点からCM681LCに匹敵する高温性能を示すとともに、許容可能な構造的安定性を有する。

好ましくは、合金に含まれるアルミニウム、チタン、ニオブ及びタンタルの質量％をそれぞれＷ_Ａｌ、Ｗ_Ｔｉ、Ｗ_Ｎｂ及びＷ_Ｔａとすると、ニッケル基合金組成物は、以下の式を満たす。
６．５≦Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ≦６．９
このような合金は、最適な体積分率のガンマプライムを有する。

好ましくは、合金に含まれるチタン、タンタル及びニオブの質量％をそれぞれＷ_Ｔｉ、Ｗ_Ｔａ及びＷ_Ｎｂとすると、ニッケル基合金組成物は、以下の式を満たす。
７．４≦２Ｗ_Ｔｉ＋Ｗ_Ｔａ＋１．４４Ｗ_Ｎｂ
好ましくは、以下の式を満たす。
８．２≦２Ｗ_Ｔｉ＋Ｗ_Ｔａ＋１．４４Ｗ_Ｎｂ
このような合金は、最適化された強度を有する。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるクロムは、質量％で、７．０％以上、好ましくは７．５％以上である。このような合金は、より良好な耐酸化性／耐食性を有する。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるクロムは、質量％で、１０．４％以下、好ましくは８．８％以下、より好ましくは７．７％以下である。このような合金は、さらに改善された微細構造安定性を有する。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるタンタルは、質量％で、１．４％以上、好ましくは２．５％以上、より好ましくは２．６％以上、さらにより好ましくは３．５％以上、さらにより一層好ましくは５．５％以上、最も好ましくは７．７％以上である。このような合金は、強度が改善される。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるモリブデンは、質量％で、４．０％以下、好ましくは３．３％以下、より好ましくは３．０％以下、さらにより好ましくは２．０％以下、最も好ましくは１．０％以下である。このような合金は、耐クリープ性と耐酸化性との改善されたバランスを備える。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるチタンは、質量％で、２．８５％以下、好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．５５％以下である。このような合金は、所望のレベルのガンマプライムを達成するとともに、良好な強度を達成する。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるハフニウムは、質量％で、０．１％以上及び／または１．５％以下、好ましくは１．０％以下である。このような合金は、さらなる粒界強度の最適量を有する。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるタングステンは、質量％で、１４．０％以下、好ましくは１３．１％以下である。これにより、合金の微細構造安定性が改善される。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるタングステンは、質量％で、９．３％以上、好ましくは１０．６％以上、より好ましくは１１．１％以上である。このような合金は、耐クリープ性が改善される。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるタンタルは、質量％で、７．３％以下、好ましくは６．８％以下、より好ましくは６．１％以下である。このような合金は、耐酸化性が改善される。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるアルミニウムは、質量％で、５．４％以上、好ましくは５．５％以上、より好ましくは５．７％以上である。このような合金は、高温強度及び耐酸化性が改善される。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備える鉄は、質量％で、１．０％以上である。このような合金は、リサイクル材料からの製造がより容易となる。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備える鉄は、質量％で、２．０％以下である。このような合金では、望ましくないラーベス相が形成される傾向が減少する。

好ましくは、合金に含まれるタンタル及びタングステンの質量％をそれぞれＷ_Ｔａ及びＷ_Ｗとすると、以下の式を満たす、請求項１～１７のいずれかに記載のニッケル基合金組成物である。
Ｗ_Ｔａ＋０．９Ｗ_Ｗ≦１６．２
好ましくは、以下の式を満たす。
Ｗ_Ｔａ＋０．９Ｗ_Ｗ≦１４．７
より好ましくは、以下の式を満たす。
Ｗ_Ｔａ＋０．９Ｗ_Ｗ≦１３．４
このような合金の密度は低い。

好ましくは、合金に含まれるモリブデン、タングステン、クロム及びレニウムの質量％をそれぞれＷ_Ｍｏ、Ｗ_Ｗ、Ｗ_Ｃｒ及びＷ_Ｒｅとすると、以下の式を満たすニッケル基合金組成物が提供される。
２１．０≧Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｒｅ＋１．１６Ｗ_Ｃｒ＋１．７Ｗ_Ｍｏ
このような合金は、安定性が改善される。

好ましくは、ニッケル基合金組成物は、６０％～６５％の体積分率のγ´を有する。これは、物理的特性の最良な組み合わせを付与する体積分率のガンマプライムである。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるニオブは、質量％で、１．０％以下である。このような合金では、鋳造性及び耐酸化性が改善される。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるチタンは、質量％で、０．３５％以上、好ましくは０．５５％以上、より好ましくは０．９５％以上である。これにより、より強度が高い合金が得られる。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるコバルトは、質量％で、５．１％以上、好ましくは７．５％以上である。このような合金は、ガンマプライムソルバスが低減される。

好ましくは、ニッケル基合金組成物が備えるコバルトは、質量％で、１０．２％以下、好ましくは９．６％以下である。このような合金は、凝固温度範囲が低くなる。

好ましくは、ニッケル基合金が備えるモリブデンは、質量％で、１．１％以上、好ましくは１．３％以上である。このような合金は、クリープ、密度及びコストの改善されたバランスが得られる。

本明細書における「備える」との用語は、組成物を１００％として、追加の成分の存在を排斥することでパーセンテージを１００％にしていることを示すために用いられる。特に明記しない限り、％は質量％として表される。

本発明について、単なる例示を通じて、添付図面を参照しながら、さらに十分に説明する。

図１は、合金設計領域内における、主成分の分配係数を示す。 図２は、合金設計領域内の合金において、γ´の体積分率に対する、γ´形成元素であるアルミニウム及びタンタル元素の影響を示す等値線図である。この等値線図は、チタン含有量を０．０質量％に固定し、９００℃で行われる相平衡計算によって求められたものである。 図３は、合金設計領域内の合金において、γ´の体積分率に対する、γ´形成元素であるアルミニウム及びタンタル元素の影響を示す等値線図である。この等値線図は、チタン含有量を１．０質量％に固定し、９００℃で行われる相平衡計算によって求められたものである。 図４は、合金設計領域内の合金において、γ´の体積分率に対する、γ´形成元素であるアルミニウム及びタンタル元素の影響を示す等値線図である。この等値線図は、チタン含有量を２．０質量％に固定し、９００℃で行われる相平衡計算によって求められたものである。 図５は、合金設計領域内の合金において、γ´の体積分率に対する、γ´形成元素であるアルミニウム及びタンタル元素の影響を示す等値線図である。この等値線図は、チタン含有量を３．０質量％に固定し、９００℃で行われる相平衡計算によって求められたものである。 図６は、合金設計領域内の合金において、γ´の体積分率に対する、γ´形成元素であるアルミニウム及びタンタル元素の影響を示す等値線図である。この等値線図は、チタン含有量を４．０質量％に固定し、９００℃で行われる相平衡計算によって求められたものである。 図７は、γ´の体積分率が６０～６５％である合金において、強度メリット指数に対する、γ´形成元素であるチタン及びタンタル元素の影響を示す等値線図である。 図８は、１３７ＭＰａでの予測１０００時間クリープ寿命に対する、γ´の体積分率及びクリープメリット指数の影響を示す等値線図である。 図９は、γ´の体積分率が６０～６５％である合金において、（クリープメリット指数の観点から）耐クリープ性に対する、モリブデン及びタングステンの影響を示す等値線図である。 図１０は、γ´の体積分率が６０～６５％である合金において、合金密度に対する、タングステン及びタンタル元素の影響を示す等値線図である。 図１１は、（７５０℃の平衡温度で計算されたＭｄ数の観点から）すべての耐久性に対する、クロム及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。この合金におけるモリブデン含有量は、０．０質量％に固定されている。 図１２は、（７５０℃の平衡温度で計算されたＭｄ数の観点から）すべての耐久性に対する、クロム及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。この合金におけるモリブデン含有量は、１．０質量％に固定されている。 図１３は、（７５０℃の平衡温度で計算されたＭｄ数の観点から）すべての耐久性に対する、クロム及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。この合金におけるモリブデン含有量は、２．０質量％に固定されている。 図１４は、（７５０℃の平衡温度で計算されたＭｄ数の観点から）すべての耐久性に対する、クロム及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。この合金におけるモリブデン含有量は、３．０質量％に固定されている。 図１５は、（７５０℃の平衡温度で計算されたＭｄ数の観点から）すべての耐久性に対する、クロム及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。この合金におけるモリブデン含有量は、４．０質量％に固定されている。 図１６は、γ´の体積分率が６０～６５％である合金において、（クリープメリット指数の観点から）耐クリープ性に対する、タングステンをレニウムに置換した置換効果を示す等値線図である。 図１７は、γ´の体積分率が６０～６５％である合金において、γ´ソルバス温度に対するコバルトの影響を示す等値線図である。 図１８は、γ´の体積分率が６０～６５％である合金において、凝固温度範囲に対するコバルトの影響を示す等値線図である。

従来、ニッケル基超合金は、経験主義に基づき設計されてきた。したがって、ニッケル基超合金の化学的組成物は、限られた量の材料の小規模処理と、挙動についてのその後の特性分析と、を含む時間のかかる高価な実験開発によって特定されてきた。その後、最良の、すなわちもっとも望ましい特性の組み合わせを示すことを見出された合金組成物が採用される。この組み合わせを達成可能な合金元素群が多数存在することは、これらの合金が完全には最適化されておらず、より改良された合金が存在する可能性が高いことを示している。

超合金においては一般的に、耐酸化性／耐食性を付与するためにクロム（Ｃｒ）及びアルミニウム（Ａｌ）が添加され、硫化に対する耐性を向上させるためにコバルト（Ｃｏ）が添加される。耐クリープ性の為に、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、コバルトが導入されるが、これは、これらの元素が、クリープ変形の割合を決定する熱活性化過程（例えば、転位上昇）を阻害するためである。静的強度及び繰り返し強度を高めるために、アルミニウム（Ａｌ）、タンタル（Ｔａ）、ニオブ（Ｎｂ）及びチタン（Ｔｉ）が導入されるが、これは、これらの元素が、析出硬化相ガンマプライム（γ´）の形成を促進させるためである。この析出相は、ガンマ（γ）と呼ばれる面心立方（ＦＣＣ）マトリックス相とコヒーレントである。

本明細書においては、ニッケル基超合金の新たなグレードの特定に用いられる、モデルに基づく手法を、「合金設計」（ＡＢＤ）法という用語で記載する。この手法には、非常に広範な組成領域に亘って設計関連特性を推定するための計算材料モデルのフレームワークが利用される。原則的に、この合金設計ツールにより、いわゆる逆問題が解決可能となる。すなわち、指定された設計制約を最も満足する、最適な合金組成を特定できる。

設計過程の第１ステップは、元素表と、その元素表に付随した組成制限の上限及び下限と、を規定することである。本発明においては、「合金設計領域」と呼ばれる、各元素を添加する際の元素ごとの組成制限が考慮される。この組成制限については、表２に詳述されている。表２に、「合金設計」法を用いて調べた、質量％における合金設計領域を示す。

残部はニッケルである。炭素、ホウ素およびジルコニウムのレベルは、それぞれ０．０６％、０．０１５％および０．０６％に固定した。

第２ステップは、特定の合金組成物の相図及び熱力学的特性を計算するための、熱力学的計算に基づいて行われる。これは、ＣＡＬＰＨＡＤ法（CALculate PHAse Diagram）と呼ばれることが多い。これらの計算を、新しい合金の典型的な使用温度（９００℃）で実施することで、相平衡（微細構造）についての情報が得られる。

第３段階には、所望の微細構造を有する合金組成物を特定することが含まれる。クリープ変形に対する優れた耐性を必要とするニッケル基超合金の場合、析出硬化相γ´の体積分率が増加するにつれてクリープ破断寿命が徐々に改良される。クリープ破断寿命が最も有益となるγ´の体積分率の範囲は、６０～７０％である。γ´の体積分率が７０％を超えると、耐クリープ性の低下が観察される。

また、γ／γ´格子不整は、コヒーレンシーを失うため、正又は負のうち、いずれか小さい値に従う必要がある。したがって、制限はその値の絶対値に依存する。格子不整δは、γ相とγ´相との間の不整合として定義され、以下の式によって求められる。

ここで、α_γ及びα_γ´は、γ相及びγ´相の格子定数である。

不適当な微細構造に基づいた合金は、形態的最密充填（ＴＣＰ）相に対する感受性（susceptibility）の推定値によっても排斥される。本計算においてＣＡＬＰＨＡＤモデリングを使用することで、有害なＴＣＰ相シグマ（σ）、Ρ及びミュー（μ）の形成が予測される。

したがって、このモデルにより、γ´の体積分率の計算結果が所望の値となる、設計領域内における全ての組成物が特定される。これらの組成物では、γ´の格子不整が所定の絶対値未満であり、ＴＣＰ相の総体積分率が所定の大きさ未満である。

第４段階では、データセット内に残った特定された合金組成物について、メリット指数が推定される。メリット指数の例として、クリープメリット指数（平均組成のみに基づく合金の耐クリープ性を示す）、強度メリット指数（平均組成のみに基づく合金の析出降伏強度（an alloy’s precipitation yield strength）を示す）、固溶メリット指数（平均組成のみに基づく合金の固溶降伏強度を示す）、密度、及びコストが含まれる。

第５段階では、計算されたメリット指数が所望の挙動に対する制約と比較され、これらの設計制約が、問題に対する境界条件とみなされる。境界条件を満たさないすべての組成物は排斥される。この段階において、試験データセットのサイズは非常に小さくなる。

最後の第６段階には、残った組成物のデータセットを分析することが含まれる。この分析は、様々な方法で行われ得る。１つには、メリット指数が最大値を示す合金について、データベースを介して分類してもよい。メリット指数が最大値を示す合金とは、例えば最軽量合金、最も耐クリープ性が高い合金、最も耐酸化性が高い合金、及び最も安価な合金である。又は、その代わりに、データベースを用いて、特性の異なる組み合わせによって生じる、性能の相対的なトレードオフを求めてもよい。

メリット指数の５つの例を説明する。

第１のメリット指数はクリープメリット指数である。最も重要な観測は、ニッケル基超合金の時間依存変形（即ち、クリープ）が、γ相に限られた初期活性に伴う転位クリープによって発生することである。したがって、γ´相の割合が大きくなるため、転位セグメントが急速にγ／γ´界面に固定される。律速段階は、γ／γ´界面からの、転位のトラップされた構成の離脱である。それは、クリープ特性に対して合金組成物が及ぼす重大な影響を引き起こす局所化学（この場合はγ相の組成）に依存する。

物理学に基づいた微細構造モデルは、荷重が一軸であって＜００１＞結晶学的方向に沿っている場合において、クリープ歪ε^・の蓄積速度に援用される。集合方程式は、以下の式である。

ここで、ρ_ｍは可動転位密度、φ_pはγ´相の体積分率、ωはマトリックスチャネルの幅である。項σ及びΤはそれぞれ、作用応力及び温度である。項ｂ及びｋはそれぞれ、バーガースベクトル及びボルツマン定数である。項K_CFは、拘束係数である。

項K_CFは、これらの合金内の立方状粒子の近接度を示す。式３は、乗算パラメータＣ及び初期転位密度の推定を必要とする転位乗算過程を示している。項Ｄ_ｅｆｆは、粒子／マトリックス界面における上昇過程を制御する有効拡散率である。

なお、上述の内容において、組成依存性は、２つの項φ_ｐとＤ_ｅｆｆから生じる。したがって、微細構造が一定である（微細構造の大部分が熱処理によって制御される）と仮定すると、φ_ｐが固定されるため、化学組成への依存性は、Ｄ_ｅｆｆによって生じる。ここに説明されている合金設計モデリングの目的のために、各プロトタイプ合金組成物に対して式２及び式３の完全な積分を実施する必要がないことがわかる。代わりに、最大化が必要な、一次メリット指数Ｍ_{ｃｒｅｅｐ}が用いられる。Ｍ_{ｃｒｅｅｐ}は、以下の式で求められる。

ここで、ｘ_ｉは、γ相中の溶質ｉの原子分率である。Ｄ_ｉ ^～は、適切な相互拡散係数である。

第２のメリット指数は強度メリット指数である。高ニッケル基超合金の場合、強度の大部分は析出相に由来する。したがって、析出強度を最大とするために合金組成を最適化することは、設計上の重要な考慮事項である。硬化理論に基づき、強度のメリット指数Ｍ_{ｓｔｒｅｎｇｔｈ}が提案される。この指数は、（弱い結合から強い結合への転位せん断の移行が起こる点として決定される）最大可能析出強度を考慮しており、下記の式を用いて近似される。

ここで、Ｍ－はテイラー係数、γ_ＡＰＢは逆位相境界（ＡＰＢ）エネルギー、φ_pはγ´相の体積分率、ｂはバーガースベクトルである。

式（５）より、γ´相における欠陥エネルギー（例えば逆位相境界ＡＰＢエネルギー）が、ニッケル基超合金の変形挙動に大きな影響を与えることは明らかである。ＡＰＢエネルギーを増加させることは、引張強度およびクリープ変形に対する耐性を含む機械的性質を改善することがわかった。ＡＰＢエネルギーの研究は、密度汎関数理論を用いて、多くのＮｉ－Ａｌ－Ｘ系について行われた。この研究により、γ´相のＡＰＢエネルギーに対する三元元素の影響が計算され、複合多成分系を考慮した場合における、各三元元素の添加による影響の線形重畳が仮定された。その結果、以下の式が導かれた。

ここで、ｘ_Ｃｒ、ｘ_Ｍｏ、ｘ_Ｗ、ｘ_Ｔａ、ｘ_Ｎｂ及びｘ_Ｔｉはそれぞれ、γ´相におけるクロム、モリブデン、タングステン、タンタル、ニオブ及びチタンの原子％濃度を表す。γ´相における組成は、相平衡計算によって求められる。

第３のメリット指数は、密度である。密度ρは、混合物の単純な規則及び補正係数を用いることで計算された。ここで、ρ_ｉは所与の元素の密度であり、ｘ_iは合金元素の原子分率である。

第４のメリット指数は、コストである。各合金のコストを推定するために、混合物の単純な規則を適用した。ここで、各合金のコストは、合金元素の質量分率ｘ_iに、合金元素の現在（２０１６）の原材料コストｃ_ｉを掛けたものを用いた。

第５のメリット指数は、ＴＣＰ相に対する感受性（susceptibility）に基づいて作成された不適切な微細構造を基礎とする合金候補の除外に基づいている。これを行うために、合金元素のｄ軌道エネルギーレベル（Ｍｄと称す）を用い、以下の式に従って総有効Ｍｄレベルを決定する。

ここで、ｘ_ｉは、合金に含まれる元素iのモル分率を表す。Ｍｄの値が高いほど、ＴＣＰ形成の可能性が高いことを示す。

この推定は、加工コストがすべての合金において同一であると仮定している。すなわち、製品収率は組成物による影響を受けない。

上述のＡＢＤ法を用いて、本発明の合金組成物を特定した。この合金の設計意図は、合金コストの削減及び許容可能な微細構造安定性を確保しつつCM681LCの高温性能に近づけ、Mar-M246及びMar-M247よりも優れた高温性能を達成するために、従来の鋳造ニッケル基超合金組成物の組成を最適化することであった。特に、耐酸化性／耐食性、微細構造安定性及び合金密度を含む重要な他の材料特性を維持しつつ、合金コストの削減とともに高レベルなクリープ性能を達成する。

従来の鋳造ニッケル基合金（表１に記載）の典型的な組成物の（ＡＢＤ法を用いて決定された）材料特性を、表３に列挙する。これらの合金について列挙されている予測特性と関連付けて、新しい合金の設計が考慮された。表３は、「合金設計」ソフトウェアによって作成された、計算された相割合及びメリット指数を示している。これは、表１に列挙されたニッケル基超合金に関する結果である。

新しい合金の設計原理について、以下に説明する。

耐クリープ性を最大とするために、合金の微細構造の最適化が必要であった。この微細構造は主に、オーステナイト面心立方（ＦＣＣ）ガンマ相（γ）及び規則化されたＬ１_２析出相（γ´）からなる。クリープ変形に対する優れた耐性を必要とするニッケル基超合金の場合、クリープ破断寿命は一般に、析出硬化相γ´の体積分率が増加するにつれて向上する。最も有益なγ´体積分率は、６０～７０％である。γ´の体積分率が７０％を超える値をとる場合においては、耐クリープ性の低下が観察される。

合金設計領域に含まれる各元素の分配係数は、図１に示すように、９００℃で実施される相平衡計算によって求められた。分配係数が１である場合は、元素が、γ相又はγ´相に等しい優先度で分配されていることを表す。分配係数が１未満である場合は、元素が、γ´相に対する優先度を有することを表し、分配係数の値が０に近づくほど、その優先度が大きくなる。分配係数の値が１より大きくなるほど、元素はγ相内に優先的に存在するようになる。アルミニウム、タンタル、チタン及びニオブの分配係数は、これらの元素が強力なγ´形成元素であることを示している。クロム元素、モリブデン元素、コバルト元素及びタングステン元素は、γ相に分配されることが好ましい。合金設計領域内で考慮される元素では、アルミニウム、タンタル、チタン及びニオブが最も強くγ´相に分配される。したがって、アルミニウム、タンタル、チタン及びニオブのレベルは、γ´の所望の体積分率を生成するように制御された。

図２～６は、ある平衡温度（この場合は９００℃）において、γ´相を形成するために添加された元素（主にアルミニウム、タンタル及びチタン）が合金内のγ´相の割合に及ぼす影響を示す。この温度は、このような合金の通常の動作温度の代表値である。

この合金の設計において、γ´の体積分率を６０～６５％とすることが望ましい。これは、機械的特性（耐クリープ性及び引張強度）と、鋳造による製造能力と、の最良のバランスが得られるためである。γ´の体積分率を６５％以下とすることにより、望まないアーチファクト（artefact）が低減されることで、鋳造性が改善される。この望まないアーチファクトは、鋳造プロセスによって生じうるものであり、微小偏析、鋳造多孔性及びγ／γ´共晶相割合を含む。これらの望まないアーチファクトは、元素性能の低下につながり、合金の高価な後処理を行う必要性が増す。一方、γ´の体積分率を６０％未満とすると、Mar-M246及びMar-M247（γ´割合はそれぞれ５６％、５８％）と比較して強度を改善することが困難となる。γ´の体積分率が６５％超の場合、６５～７０％の範囲では、非常に高い強度を実現し得る一方、高いγ´割合によって、鋳造多孔性が高レベルになるとともにγ／γ´共晶相割合が高まるため、合金を鋳造する能力が減少するとともに費用が高い後処理を行う必要性が高まる。この体積分率を有するγ´相を製造するために、アルミニウムを６．９質量％まで添加することができる（図２）。

合金は、高温使用中における耐酸化性を付与するために、アルミニウムを最低でも５．０質量％含有する必要がある。９００℃超の温度では、耐酸化性を付与するために、保護アルミナスケール（Al₂O₃）が望ましい。耐酸化性を改善するために、合金に含有されるアルミニウムを５．５質量％とすることが好ましい。アルミニウム含有量を高めるほど、継続的な酸化物スケールの形成を促進できるとともに、保護酸化物スケールの形成に必要な時間を削減して一時的な酸化が生じる期間を短縮できる。より好ましくは、耐酸化性をさらに改善するために、アルミニウムを最低でも５．７質量％含有させる。

図２～６より、γ´体積分率の変化は、以下の式に従って、アルミニウム、タンタル及びチタン元素の含有量の合計と相関を有する。
f(γ´)＝W_Al＋0.5W_Ti＋0.3W_Nb＋0.15W_Ta

ここで、f(γ´)は、所望のγ´割合（この場合、６０～６５％）を有する合金における数値である。この数値は、６．５～６．９の範囲である。W_Ta、W_Ti、W_Nb及びW_Alはそれぞれ、合金に含まれるタンタル、チタン、ニオブ及びアルミニウムの質量パーセントである。

タンタルの最大レベル（８．６％）は、合金密度を適正制限内に収めることに基づいて決定される。図２～５は、このようなレベル及び最小のアルミニウム含有量を５．０％とすることによって、所望のガンマプライム体積分率を達成することができることを示している。最も好ましくは、耐酸化性を改善するために、アルミニウム含有量を５．７質量％以上とする。そのため、タンタルを７．３質量％以下に制限することが好ましい。タンタルの削減によって密度を下げることができるため（図１０）、タンタルのレベルは、７．１質量％以下とすることが好ましく、６．８質量％以下とすることがより好ましく、６．１質量％以下とすることが最も好ましい。

アルミニウムの最小レベルを５．０質量％とすると、体積分率が６０～６５％のγ´を得るとともに、強度メリット指数の観点から所望の強度を得る（この点については、図７を参照して以下のセクションで記載する）ために、合金におけるチタンのレベルを、３．０質量％以下に制限する必要がある。所望の強度を得るために、タンタルの最小値を０．６質量％とする必要がある（図５）。チタンのレベルを３．０質量％とした場合、アルミニウムの最大レベルを５．１質量％までに制限することが望ましい。チタンを２．０質量％以下に制限することにより、高温強度と耐酸化性との改善された組み合わせが提供される。これは、アルミニウムの増加した最小レベル（５．４質量％）を合金に含有させることができるためである。望ましくは、チタンが２．０質量％までに制限される場合、高強度を達成するために、タンタルのレベルを少なくとも２．６質量％とすることが好ましい（図４）。

ニオブも、合金にγ´相を形成する元素である。ニオブは、特にタンタル添加の代替として、２質量％まで添加することができる。ニオブは、W_Ta＝０．５２W_Nb（タンタルの密度１６．４ｇ／ｃｍ^３に対するニオブの密度８．６ｇ／ｃｍ^３により定められる）に基づいて、タンタルの代替とすることができる。ニオブは、合金のコストを低下させるために、タンタルの代替としてもよい。合金の耐酸化性及び鋳造性が低減するため、ニオブは１．０質量％以下に制限されることが好ましい。

タンタル及びチタンは、γ´相中のアルミニウム原子を置換するために典型的に添加される。その結果、γ´相の組成はＮｉ₃（Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ）となる。タンタル元素およびチタン元素は、析出相によって提供される全体的な強度を増加させるという技術的効果を有する（式５）、γ´相の逆位相境界（ＡＰＢ）エネルギーを増加させる（式６）。析出相は剪断応力に対する優れた耐性を有するため、ＡＰＢエネルギーの増加は、引張強度と耐クリープ性の双方にとって有益である。

図７は、γ´相割合が６０～６５％である合金における、計算された強度メリット指数を示す。上述の発明において、１４００ＭＰａ以上の高い強度メリット指数が必要となる。CM681LCに匹敵する引張強度を有する合金を製造するために、この指数を１４００ＭＰａとすることが望ましい。この強度指数とすることによって、Mar-M246及びMar-M247合金と比べて強度が改善されるため、これらの合金と比べて改善された高い高温性能が実現する。降伏応力を、現在使用されている合金のいずれよりも優れたものとするために、強度メリット指数を１４５０ＭＰａ以上とすることが好ましい。さらにより好ましくは、強度メリット指数を１５００ＭＰａ以上とする。

６０～６５％の体積分率のγ´を有する合金において、以下の式に基づいて、強度メリット指数がタンタル元素及びチタン元素の合計と相関を有することが、モデル計算によって示された。
f(strength)＝2W_Ti＋W_Ta＋1.44W_Nb

ここで、f(strength)は、所望の強度メリット指数（この場合、１４００ＭＰａ）を有する合金における数値である。この数値は、６．６以上である。この数値は、７．４とすることが望ましい。これにより、１４５０ＭＰａのメリット指数を有する、より強度の高い合金を製造することができる。さらに、この数値を８．２以上とすることが望ましい。これにより、強度メリット指数が１５００ＭＰａ以上となる合金を製造することができる。タンタルの代替としてニオブを用いることができるため、この式には、ニオブに関する項が含まれている。しかしながら、ニオブによって付与されるＡＰＢ硬化は、タンタルより少ない（式６）。係数１．４４は、異なる密度（０．５２）及び異なる強化係数（Ｔａ＝２７．１、Ｎｂ＝２１．４）に基づいて得られる。タンタルを原子基底（atomic basis）０．５２のニオブに置換する必要があるが、これらの原子は強化効果を０．７５しか有していない。そのため、０．７５×（１／０．５２）＝１．４４が得られた。

ニオブが含まれないと仮定した場合において、チタンレベルの最大値（３．０質量％）に基づき、f(strength)の数値を少なくとも６．６とするためには、合金に含有されるタンタルを少なくとも０．６質量％とする必要がある。f(strength)の数値を７．４とするために、タンタルを少なくとも１．４質量％とすることが好ましい。チタンの含有量が３．０質量％である場合、f(strength)の数値を８．２以上としつつ、γ´体積分率を６０～６５％とすることは、困難である。f(γ´)及びf(strength)の双方の機能を考慮することによって、チタンを２．８５質量％までに制限することが好ましいと判断される。これは、γ´体積分率を６０～６５％としつつ、f(strength)の数値を８．２とすることができるためである。タンタルの含有量は、２．５質量％以上とすることが好ましい。より好ましくは、チタンは１．５５質量％までに制限されることがより好ましいが、これは、アルミニウムを少なくとも５．５質量％含有することによって、耐酸化性と強度とのさらに良好な組み合わせが得られるためである。チタンが１．５５質量％までに制限される場合において、所望の合金強度を達成するために、合金に含有するタンタルを少なくとも３．５質量％としてもよい。好ましくは、アルミニウム含有量が５．５質量％であってf(strength)の数値を７．４とするために、チタン含有量を０．９５質量％までに制限する。タンタル含有量の最小値は、５．５質量％であることが望ましい。より好ましくは、アルミニウム含有量が５．５質量％であってf(strength)の数値を８．２とするために、チタン含有量を０．３５質量％までに制限する。このとき、タンタル含有量の最小値は、７．７質量％であることが望ましい。さらにより好ましくは、チタンは０．５５質量％までに制限されることがより好ましいが、これは、アルミニウムを少なくとも５．７質量％含有することによって、耐酸化性と強度とのさらに良好な組み合わせが得られるためである。チタンが０．５５質量％までに制限される場合において、高強度を達成するために、タンタルを少なくとも５．５質量％とすることが好ましい。上述の通り、γ´体積分率と強度メリット指数とを制御することによって、合金の降伏応力及び耐クリープ性が増加する。上述の要求を満たす合金においては、耐クリープ性を最大とするために、難揮発性元素（refractory elements）のレベルを最適化する必要があった。高温での耐クリープ性は、特にγ相における転位上昇及び転位滑りによってクリープ速度（creep rate）が制御される場合には、マトリックス相に分配される元素を添加することによって改善され得る。本発明のγ相は、主にモリブデン、コバルト、クロム、およびタングステンの元素から構成される。これらの元素添加物のうち、モリブデンとタングステンは、拡散性が低いため、耐クリープ性に最も強い影響を及ぼす。耐クリープ性に対する、γ´体積分率及びクリープメリット指数の影響のモデリング予測（137MPaでテストした場合の1000時間のクリープ破断温度の予測）を、図８に示す。双方のパラメータを増加させると、耐クリープ性が増加する。所与のγ´体積分率において、クリープメリット指数を最大化することが望ましい。これが、耐クリープ性の改善に関連しているためである。

耐クリープ性に対するモリブデン元素及びタングステン元素の影響を、図９に示す。Mar-M246及びMar-M247より大幅に優れた耐クリープ性を備え、これらの合金と比べて約３０℃クリープ破断寿命が増加する合金を製造するために、クリープメリット指数を8.9×10^-15ｍ^-2ｓ以上とすることが望ましい。より好ましくは、さらに良好なクリープ性能を有し、Mar-M246及びMar-M24と比べてさらにクリープ破断寿命が増加する合金を製造するために、クリープメリット指数を10.1×10^-15ｍ^-2ｓ以上とすることが望ましい。

モデリング計算により、γ´体積分率が６０～６５％の合金の場合、クリープメリット指数の変化は、以下の式に示すように、モリブデンとタングステンの元素の合計に関連していることが示された。
f(creep)＝W_Mo＋1.17(W_W＋3.3W_Re)

ここで、f(creep)は、８．９×１０^－１５ｍ^－２ｓ以上のクリープメリット指数を有する合金において、１３．９以上の数値となる。好ましくは、１６．５の数値が望ましい。これにより、１０．１×１０^－１５ｍ^－２ｓ以上のクリープメリット指数を有する、より強度の高い合金を製造することができる。ここで、Ｒｅは、Ｗ１％に対して０．３３Ｒｅの割合でＷと置換できるため、Ｒｅが含まれている。タングステンの代替としてレニウムを用いることの効果を、クリープメリット指数の観点から図１６に示す。この式及び図９は、モリブデンを少なくとも１．１質量％含有する合金が、クリープ、密度及びコストのバランスが優れていることを示している。これは、少量のタングステン（比較的重い）と、少量のレニウム（高価）を用いて、所定のレベルの耐クリープ性を達成することができるためである。より好ましくは、モリブデンの最小量は１．３質量％である。

合金に含まれるモリブデンの最大濃度は、４．０質量％までに制限される。これは、合金安定性と関連して後述する（図１１～１５）。モリブデンの最大レベルに基づくと、合金に含有されるタングステンの必要な最小量は、８．４質量％、好ましくは９．３質量％、より好ましくは１０．６質量％である。最も好ましいタングステンのレベルは、１１．１質量％以上である。これにより、耐クリープ性を高めることができる（図９）。

タンタル及びタングステンは、高い引張強度及び高い耐クリープ性を備える合金を実現するうえで重要な役割を果たす。ただし、これらの元素の密度はニッケルよりも大幅に高いため、合金の全体的な密度が高くなる。CM681LC（8.9g／cm³）以下の目標密度が要求される。以下の式に従って、計算により、γ´体積分率が６０～６５％の合金の場合、密度の変化は、タンタルとタングステンの元素の合計に関連していることが示された。
f(density)＝W_Ta＋0.9W_W

ここで、f(density)は、8.9g／cm³の密度を有する合金において、１６．２以下の数値となる。好ましくは、１４．７以下の数値となる。これにより、8.8g／cm³の低密度を有する合金を製造することができる。より好ましくは、１３．４以下の数値となる。これにより、8.7g／cm³以下の密度を有する合金を製造することができる。

耐クリープ性に必要なタングステンの最小レベル（８．４質量％）に基づいて、タンタルのレベルは８．６質量％以下に制限され、好ましくは8.8g／cm³の密度を達成するために７．１質量％以下に制限される。

クロムは、合金の強化に大きな影響を与えないが、主に合金の耐酸化性と耐食性を向上させるために添加される。ただし、耐クリープ性のためのモリブデン、タングステンの添加、及び耐酸化性と耐食性のためのクロムの添加は、合金が望ましくないTCP相（主にσ相、Ρ相、μ相）を形成する傾向を高める（図１１～１５）。高いレベルの引張強度と、CM681LC以上の耐クリープ性、耐酸化性及び耐食性と、の組み合わせも必要となる。耐酸化性、特に耐食性の向上は、クロムを添加することによって生じる。したがって、機械的特性と、耐酸化性／耐食性と、微細構造安定性と、の間の複雑なトレードオフを管理する必要がある。CM681LC以上の耐酸化性及び耐食性を確実にするために、本発明の合金のクロム含有量を、６．０質量％とする必要がある。より好ましくは、より優れた耐酸化性及び耐食性を付与するために、クロム含有量を６．５質量％以上とする。さらにより好ましくは、クロム含有量を７．０質量％以上または７．５質量％以上とする。これにより、耐酸化性及び耐食性がさらにより向上する。

図１１～１５は、７６０℃の平衡温度において、異なるレベルのモリブデンを含む合金の、相安定性に対するタングステン及びクロムの添加の影響を示す。ＴＣＰ相はこれらの低温でより広がるため、この温度が使用される。安定度数が高いほど、ＴＣＰ相が形成されやすい合金となる。ＴＣＰ相は材料特性の劣化に繋がるため、ＴＣＰ相形成の析出を制限又は停止することは有益である。耐酸化性を良好なレベルとするために、クロムレベルは６．０質量％以上とすることが望ましい。このクロムレベルによれば、保護アルミナ酸化物スケールの形成を促進させることができる。さらに、クロムは、高温腐食に対する耐久性を向上させるために望ましい。表３に記載の従来の合金を参照して、微細構造安定性を確保しつつＴＣＰ形成を回避するために、目標とする安定度数は０．９２以下である。より好ましくは、より良好な微細構造安定性を確保しつつＴＣＰ形成を回避するために、目標とする安定度数は０．９１以下である。図１１～１５に基づき、γ´体積分率が６０～６５％の合金において、モリブデン元素、タングステン元素及びクロム元素の添加量は、以下の式に従うことが分かった。
f(stability)＝W_W＋W_Re＋1.16W_Cr＋1.7W_Mo

ここで、f(stability)は、０．９２以下の安定度数を有する合金を実現するために、２２．２以下の数値となる必要がある。レニウムは、タングステンの代替として使用され得る。タングステンが最小レベル（８．４質量％）であってクロムが最小レベル（６．０質量％）である場合、モリブデンの最大限界は４．０質量％に決定される。f(stability)の式に基づいて、クロムレベルが６．０質量％である場合、最大限界１５．２質量％のタングステンを、合金に含有させる必要がある。合金内のモリブデンを減少させて、耐クリープ性を維持するためにタングステンを添加すると、所望の安定性を維持しつつ、クロム含有量を増加させたことによって合金の耐酸化性を改善することが可能となる。例えば、モリブデンが４．０、３．０、２．０、１．０、０．０質量％から減少すると、最大クロム含有量はそれぞれ、（f(creep)を満たしながら）６．２、６．８、７．３、８．０、８．８から増加する。したがって、耐クリープ性と耐酸化性とのバランスを改善するために、合金におけるモリブデンの含有量を３．０質量％までに制限することが好ましく、合金におけるモリブデンの含有量を２．０質量％までに制限することがより好ましく、合金におけるモリブデンの含有量を１．０質量％までに制限することが最も好ましい。合金にモリブデンが含まれない場合、クロムの最大濃度は８．８質量％までに制限される。

安定度数は、０．９１までに制限されることが好ましい。これを達成するために、f(stability)の数値を２１．０以下とする必要がある。したがって、クロム含有量を７．７質量％までに制限することが好ましい。これにより、安定度数が０．９１までに制限され、より良好な微細構造安定性が得られる。モリブデンは、好ましくは３．３質量％までに制限される。安定性をさらに高めるために、タングステンは、好ましくは１４．０質量％までに制限される。好ましくは、モリブデンが２．０質量％までに制限される場合、タングステンは１３．１質量％までに制限され得る。これにより、安定性をさらに高めることができる。

本発明の一つの実施形態では、レニウムは、１質量％を上限として、タングステンの代替として使用され得る。添加量が１．０質量％までに制限されるのは、適正な合金コストを維持するためである。レニウムを添加することによって、合金安定性を維持しながら、耐クリープ性と耐酸化性／耐食性との改善されたバランスを達成することができる。レニウムが１質量％添加される場合、クロム含有量の最大値を増加させることができる。図１１を参照して、合金が、実質的にモリブデンを含有せず、レニウムを１．０質量％含有する場合、所望の耐クリープ性（f(creep)＝１３．９）を達成するために必要なタングステンは、わずか８．６質量％である。この場合、クロムを１１．６質量％まで添加することができ、０．９２以下の安定度数を達成することができる。好ましくは、０．９１の安定性数が達成されるように、クロムの添加は１０．４質量％までに制限される。

コバルトを添加すると、γ´体積分率が６０～６５％のときに、γ´ソルバス温度を下げる効果を奏する（図１７）。γ´ソルバス温度は低いことが望ましい。これにより、鋳造プロセスでの凝固中に発生する元素種（elemental species）の微小偏析を除去する溶体化処理（solution heat-treatment）を行う能力を、改善することができる。この溶体化処理は、元素の分布を均一化し、特性を向上させる。また、溶体化処理は、大きな強化効果をもたらさない粗いγ´析出物の溶解にも役立つ。溶体化処理から急速に冷却することによって、機械的特性の向上に役立つ、γ´粒子の微細な分散を実現できる。一方、コバルト含有量を増加させると、合金のいわゆる凝固範囲が増加する（図１８）。凝固範囲が高くなることは、固化する時間が長くなるにつれて微小偏析のレベルが高くなることに関連している。溶体化処理などの後処理の必要性を減らすことができるため、微小偏析を減らすことが望ましい。目標凝固範囲を１５０℃以下とすることが望ましいため、コバルトの上限は１１．０質量％まで許容される。凝固範囲をより低くすること（約１４５℃）は、コバルトの好ましい最大値（１０．２質量％）で達成することができる。凝固範囲をさらにより低くすること（約１４０℃）は、コバルトのより好ましい最大値（９．６質量％）で達成することができる。低いγ´ソルバス温度と、狭い凝固範囲と、の間のバランスを達成できることが好ましい。したがって、合金の溶体化処理を改善するために、１２６５℃以下のソルバスを達成するように、合金に少なくとも５．１質量％のコバルトを含有させることが好ましい。より好ましくは、ソルバスを１２６０℃以下に低減するために、コバルト含有量を７．５質量％以上とする。これにより、合金の溶体化処理の能力がさらに改善される。

鉄はニッケルと同様の挙動を示し、ニッケルに代わる低コストの代替品として加えることができる。さらに、鉄を添加することに対する耐性は、合金がリサイクル材料から製造される能力を向上させる。したがって、鉄は少なくとも０．１質量％の量で存在することが好ましい。しかしながら、大幅にコストを下げるために、鉄を４．０質量％まで添加することができる。好ましくは、合金の機械的性質を低下させる望ましくないラーベス相を形成する傾向を減らすために、鉄の添加は２．０質量％以下である。最も好ましくは、鉄の添加を１質量％までに制限する。これにより、材料性能を損なうことなくリサイクルされる良好な能力を有する合金が製造される。

結晶粒界に強度を与えるためには、炭素、ホウ素およびジルコニウムの添加が必要である。これは、合金のクリープおよび疲労特性に対して特に有益である。炭素濃度は、０．０２質量％～０．３５質量％の範囲とすべきである。ホウ素濃度は、０．００１～０．２質量％の範囲とすべきである。ジルコニウム濃度は、０．００１質量％～０．５質量％の範囲とすべきである。

合金が製造されるとき、それが不可避的不純物を実質的に含まないことは有益である。これらの不純物は、硫黄元素（Ｓ）、マンガン元素（Ｍｎ）および銅元素（Ｃｕ）を含み得る。硫黄元素は、好ましくは０．００３質量％（質量換算で３０ＰＰＭ）未満に維持される。マンガンは不可避的不純物であり、好ましくは０．２５質量％までに制限される。銅（Ｃｕ）は不可避的不純物であり、好ましくは０．５質量％までに制限される。硫黄が０．００３質量％より多く存在すると、合金が脆化し、酸化の際に形成された合金／酸化物界面に硫黄が偏析する。この偏析により、保護酸化物スケールの剥離が増加する可能性がある。これらの不可避的不純物の濃度が所定のレベルを超えた場合、製品収率を取り巻く問題が生じるとともに、合金の材料特性の劣化が予想される。

合金内の不可避的不純物を拘束するため、及び強度を付与するために、ハフニウム（Ｈｆ）を２．０質量％まで添加することは有益である。特に、ハフニウムは強力な炭化物形成材であるため、さらなる結晶粒界の強化をもたらし得る。ハフニウムは高コストであるため、より好ましくは、ハフニウムの添加量を１．５質量％までに制限する。さらにより好ましくは、ハフニウムの添加量を０．１～１．０質量％とする。これにより、結晶粒界の強度と、合金強度と、のバランスがより良好となる。

強力な炭化物相を形成するために、バナジウムを添加してもよい。添加量を１．０質量％までに制限することによって、炭化物相の形成を通して合金を強化するのに役立つ。合金の酸化挙動に悪影響を及ぼすため、バナジウムの添加量は、好ましくは０．５質量％までに制限される。バナジウムの添加量は、より好ましくは０．３質量％までに制限され、最も好ましくは０．１質量％までに制限される。

いわゆる「反応性元素」（イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）及びセリウム（Ｃｅ））は、０．１質量％までのレベルの添加とする。これは、Ａｌ_２Ｏ_３等の保護酸化物層の接着性を向上させるのに有益である。これらの反応性元素は、硫黄などの有害元素を「掃討」することができる。硫黄は、合金酸化物界面に偏析して酸化物と基材との結合を弱め、酸化物の剥離をもたらす。ケイ素（Ｓｉ）は、０．５質量％まで添加することが有益となりうる。ニッケル基超合金に０．５質量％までのレベルのケイ素を添加することは、酸化特性に対して有益であることが示されている。特にケイ素は合金／酸化物界面に偏析し、基材に対する酸化物の結合力を向上させる。これにより、酸化物の剥離が抑制され、結果として耐酸化性が向上する。

このセクションにおける本発明の記載に基づき、本発明の広範な範囲を表４に列挙する。また、表４には、好ましい範囲及び最も好ましい範囲も示されている。表４は、新たな設計合金の、質量％における組成範囲である。

以下に、本発明の例を示す。表５は、表１に列挙された合金と比較した、新たに設計された従来の鋳造ニッケル超合金の、質量％における公称組成である。表６は、「合金設計」ソフトウェアで計算された、相割合及びメリット指数を示す。これは、排気ガスターボチャージャ装置内のタービンホイールを製造するために用いられるニッケル基超合金（表１）及び表５に列挙された新しい合金の公称組成における結果である。

T2-1～T2-4の合金例は、高いγ´体積分率、高い強度メリット指数及び高いクリープメリット指数に起因する、Mar-M246及びMar-M247より優れた高温性能を達成するために設計されている。これらの合金は、CM681LCの高温性能に近く、合金コストが削減され、微細構造安定性が許容可能であるという特性を有する。特に、耐酸化性／耐食性、微細構造安定性及び合金密度を含む他の重要な材料特性を維持しながら、合金コストの削減と組み合わせて、高いレベルのクリープ性能を実現する。

Claims (28)

1. ５．０～６．９質量％のアルミニウム、０．０～１１．０質量％のコバルト、６．０～１１．６質量％のクロム、０．０～４．０質量％のモリブデン、０．０～２．０質量％のニオブ、０．６～８．６質量％のタンタル、０．０～３．０質量％のチタン、８．４～１５．２質量％のタングステン、０．０２～０．３５質量％の炭素、０．００１～０．２質量％のホウ素、０．００１～０．５質量％のジルコニウム、０．０～０．５質量％のケイ素、０．０～０．１質量％のイットリウム、０．０～０．１質量％のランタン、０．０～０．１質量％のセリウム、０．０～０．００３質量％の硫黄、０．０～０．２５質量％のマンガン、０．０～０．５質量％の銅、０．０～２．０質量％のハフニウム、０．０～１．０質量％のバナジウム、０．０～４．０質量％の鉄、０．０～１．０質量％のレニウムを含み、残部がニッケルおよび不可避的不純物であり、含有されるニオブ、タンタル、チタン、クロム、モリブデン、タングステン及びレニウムの質量％をそれぞれＷ_Ｎｂ、Ｗ_Ｔａ、Ｗ_Ｔｉ、Ｗ_Ｃｒ、Ｗ_Ｍｏ、Ｗ_Ｗ及びＷ_Ｒｅとすると、以下の式を満たす、ニッケル基合金組成物。
   ６．６≦２Ｗ_Ｔｉ＋Ｗ_Ｔａ＋１．４４Ｗ_Ｎｂ
   ２２．２≧Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｒｅ＋１．１６Ｗ_Ｃｒ＋１．７Ｗ_Ｍｏ
   １３．９≦Ｗ_Ｍｏ＋１．１７（Ｗ_Ｗ＋３．３Ｗ_Ｒｅ）
2. 合金に含まれるアルミニウム、チタン、ニオブ及びタンタルの質量％をそれぞれＷ_Ａｌ、Ｗ_Ｔｉ、Ｗ_Ｎｂ及びＷ_Ｔａとすると、以下の式を満たす、請求項１に記載のニッケル基合金組成物。
   ６．５≦Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ≦６．９
3. 合金に含まれるチタン、タンタル及びニオブの質量％をそれぞれＷ_Ｔｉ、Ｗ_Ｔａ及びＷ_Ｎｂとすると、以下の式を満たす、請求項１または２に記載のニッケル基合金組成物。
   ７．４≦２Ｗ_Ｔｉ＋Ｗ_Ｔａ＋１．４４Ｗ_Ｎｂ
   好ましくは、以下の式を満たす。
   ８．２≦２Ｗ_Ｔｉ＋Ｗ_Ｔａ＋１．４４Ｗ_Ｎｂ
4. クロムを、質量％で、７．０％以上、好ましくは７．５％以上含む、請求項１ないし３のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
5. クロムを、質量％で、１０．４％以下、好ましくは８．８％以下、より好ましくは７．７％以下含む、請求項１ないし４のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
6. タンタルを、質量％で、１．４％以上、好ましくは２．５％以上、より好ましくは２．６％以上、さらにより好ましくは３．５％以上、さらにより一層好ましくは５．５％以上、最も好ましくは７．７％以上含む、請求項１ないし５のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
7. モリブデンを、質量％で、４．０％以下、好ましくは３．３％以下、より好ましくは３．０％以下、さらにより好ましくは２．０％以下、最も好ましくは１．０％以下含む、請求項１ないし６のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
8. チタンを、質量％で、２．８５％以下、好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．５５％以下含む、請求項１ないし７のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
9. ハフニウムを、質量％で、０．１％以上含む、請求項１ないし８のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
10. タングステンを、質量％で、１４．０％以下、好ましくは１３．１％以下含む、請求項１ないし９のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
11. ハフニウムを、質量％で、１．５％以下、好ましくは１．０％以下含む、請求項１ないし１０のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
12. タングステンを、質量％で、９．３％以上、好ましくは１０．６％以上、より好ましくは１１．１％以上含む、請求項１ないし１１のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
13. タンタルを、質量％で、７．３％以下、好ましくは６．８％以下、より好ましくは６．１％以下含む、請求項１ないし１２のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
14. アルミニウムを、質量％で、５．４％以上、好ましくは５．５％以上、より好ましくは５．７％以上含む、請求項１ないし１３のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
15. バナジウムを、質量％で、０．５％以下、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．１％以下含む、請求項１ないし１４のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
16. 鉄を、質量％で、１．０％以上含む、請求項１ないし１５のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
17. 鉄を、質量％で、２．０％以下含む、請求項１ないし１６のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
18. 合金に含まれるタンタル及びタングステンの質量％をそれぞれＷ_Ｔａ及びＷ_Ｗとすると、以下の式を満たす、請求項１～１７のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
    Ｗ_Ｔａ＋０．９Ｗ_Ｗ≦１６．２
    好ましくは、以下の式を満たす。
    Ｗ_Ｔａ＋０．９Ｗ_Ｗ≦１４．７
    より好ましくは、以下の式を満たす。
    Ｗ_Ｔａ＋０．９Ｗ_Ｗ≦１３．４
19. 合金に含まれるモリブデン、タングステン、クロム及びレニウムの質量％をそれぞれＷ_Ｍｏ、Ｗ_Ｗ、Ｗ_Ｃｒ及びＷ_Ｒｅとすると、以下の式を満たす、請求項１～１８のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
    ２１．０≧Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｒｅ＋１．１６Ｗ_Ｃｒ＋１．７Ｗ_Ｍｏ
20. ６０％～６５％の体積分率のγ´を有する、請求項１～１９のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
21. ニオブを、質量％で、１．０％以下含む、請求項１ないし２０のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
22. チタンを、質量％で、０．３５％以上、好ましくは０．５５％以上、より好ましくは０．９５％以上含む、請求項１ないし２１のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
23. コバルトを、質量％で、５．１％以上、好ましくは７．５％以上含む、請求項１ないし２２のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
24. コバルトを、質量％で、１０．２％以下、好ましくは９．６％以下含む、請求項１ないし２３のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
25. モリブデンを、質量％で、１．１％以上、好ましくは１．３％以上含む、請求項１ないし２４のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
26. 請求項１ないし２５のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物から形成される鋳造品。
27. 請求項１ないし２５のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物から形成されるタービンホイール。
28. 請求項２７に記載のタービンホイールを備える排気ガスターボチャージャ装置。
    

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