JP2586894B2 - ニッケル基超合金 - Google Patents
ニッケル基超合金Info
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- alloys
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
-
- 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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Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は鋳造用ニッケル基超合金に係り、更に詳細に
はタービンエンジンに使用される大型の構造要素を鋳造
するに有用な組成物に係る。
はタービンエンジンに使用される大型の構造要素を鋳造
するに有用な組成物に係る。
従来の技術 超合金はニッケル、コバルト、又は鉄をベースとする
材料であり、538℃（1000゜F）及びそれ以上の温度に於
ける有用な機械的性質を有している。超合金は好ましい
性質を有しているので、ガスタービンエンジンに於て種
々の用途に適用されている。一般に、ガスタービンエン
ジンの構成要素は鋳造、粉末冶金法、又は鍛造品、即ち
プレートやシートの如き熱機械的に加工された製品より
機械加工等によって製造されている。熱機械的に加工さ
れた製品は一般に同一の合金よりなる鋳造品に比して微
細な結晶寸法を有し、またより均一な微細組織を有して
いる。従ってそれらの機械的性質は一般に鋳造品の機械
的性質よりも優れている。種々の熱機械的に加工された
製品より構成要素を機械加工等によって製造することが
可能であるが、かかるプロセスは多大の労力を要し、ま
た多量のスクラップが生じる。これらの理由から、熱機
械的に加工された製品より構成要素を製造することは非
常に高価であり、従って鋳造が好ましい製造方法であ
る。鋳物はその性質を向上させるべく熱間等温プレス
（HIP処理）されることがある。
材料であり、538℃（1000゜F）及びそれ以上の温度に於
ける有用な機械的性質を有している。超合金は好ましい
性質を有しているので、ガスタービンエンジンに於て種
々の用途に適用されている。一般に、ガスタービンエン
ジンの構成要素は鋳造、粉末冶金法、又は鍛造品、即ち
プレートやシートの如き熱機械的に加工された製品より
機械加工等によって製造されている。熱機械的に加工さ
れた製品は一般に同一の合金よりなる鋳造品に比して微
細な結晶寸法を有し、またより均一な微細組織を有して
いる。従ってそれらの機械的性質は一般に鋳造品の機械
的性質よりも優れている。種々の熱機械的に加工された
製品より構成要素を機械加工等によって製造することが
可能であるが、かかるプロセスは多大の労力を要し、ま
た多量のスクラップが生じる。これらの理由から、熱機
械的に加工された製品より構成要素を製造することは非
常に高価であり、従って鋳造が好ましい製造方法であ
る。鋳物はその性質を向上させるべく熱間等温プレス
（HIP処理）されることがある。
周知のニッケル基超合金であるINCONEL（登録商標）A
lloy 718は多年に亙りガスタービンエンジンの工業界に
於て使用されている。INCONELはジ・インターナショナ
ル・ニッケル・カンパニー・インコーポレイテッド（こ
の合金はThe International Nickel Company,Inc.）の
登録商標である。INCONEL Alloy 718はIN718と呼ばれ
る。この合金はアエロスペース・マテリアルズ・スペシ
フィケーションズ（Aerospace Materials Specificatio
ns（AMS）5663（鍛造品）及びAMS5383（鋳造品）に記載
されている。AMS5383によれば、IN718の組成範囲は重量
％で50〜55％Ni、17〜21％Cr、4.75〜5.5％Nb及びTa、
2.8〜3.3％Mo、０〜１％Co、0.65〜1.15％Ti、0.4〜0.8
％Al、0.0〜1.75％Al及びTi、0.0〜0.35％Si、0.0〜0.0
06％Ｂ、0.0〜0.30％Cu、0.0〜0.015％Ｓ、0.0〜0.015
％Ｐ、0.0〜0.35％Mn、0.0〜0.10％Ｃ、残部Feである。
表１に示されている如く、鍛造形態のIN718は鋳造されH
IP処理されたIN718よりも優れた機械的性質を有してい
る。表１に於て、鍛造されたIN718標本はAMS5663の要件
に従って棒材及び鍛造品に処理された。また鋳造されHI
P処理されたIN718標本は103.4MPa（15000psi）のアルゴ
ン雰囲気中に於て1190℃（2175゜F）にて４時間に亙りHI
P処理され、しかる後機械的性質を最適化すべく熱処理
された。
lloy 718は多年に亙りガスタービンエンジンの工業界に
於て使用されている。INCONELはジ・インターナショナ
ル・ニッケル・カンパニー・インコーポレイテッド（こ
の合金はThe International Nickel Company,Inc.）の
登録商標である。INCONEL Alloy 718はIN718と呼ばれ
る。この合金はアエロスペース・マテリアルズ・スペシ
フィケーションズ（Aerospace Materials Specificatio
ns（AMS）5663（鍛造品）及びAMS5383（鋳造品）に記載
されている。AMS5383によれば、IN718の組成範囲は重量
％で50〜55％Ni、17〜21％Cr、4.75〜5.5％Nb及びTa、
2.8〜3.3％Mo、０〜１％Co、0.65〜1.15％Ti、0.4〜0.8
％Al、0.0〜1.75％Al及びTi、0.0〜0.35％Si、0.0〜0.0
06％Ｂ、0.0〜0.30％Cu、0.0〜0.015％Ｓ、0.0〜0.015
％Ｐ、0.0〜0.35％Mn、0.0〜0.10％Ｃ、残部Feである。
表１に示されている如く、鍛造形態のIN718は鋳造されH
IP処理されたIN718よりも優れた機械的性質を有してい
る。表１に於て、鍛造されたIN718標本はAMS5663の要件
に従って棒材及び鍛造品に処理された。また鋳造されHI
P処理されたIN718標本は103.4MPa（15000psi）のアルゴ
ン雰囲気中に於て1190℃（2175゜F）にて４時間に亙りHI
P処理され、しかる後機械的性質を最適化すべく熱処理
された。
IN718よりなる大型で複雑な構成要素を鋳造後の後処
理を殆ど必要としないほぼ正味の形状に鋳造することが
望ましいことは従来より知られている。かかる鋳造によ
れば、鍛造、機械加工、及び接合の工程を省略し得るの
で、構成要素の最終的なコストを実質的に低減すること
ができる。
理を殆ど必要としないほぼ正味の形状に鋳造することが
望ましいことは従来より知られている。かかる鋳造によ
れば、鍛造、機械加工、及び接合の工程を省略し得るの
で、構成要素の最終的なコストを実質的に低減すること
ができる。
ガスタービンエンジンの如きターボ機械のための大型
の構造要素にIN718を鋳造し得る可能性を検査すべく或
る一つの開発プログラムが実行された。鋳造に関連する
多くの問題を解決した後、鋳造品中に空孔、偏析、介在
物が許容し難いレベルにて存在することが解った。これ
らの欠陥は機械的性質にとって有害であり、大型のIN71
8製の鋳造された構成要素を使用することが実際に可能
になるようにするためには、上述の如き欠陥が排除され
なければならない。空孔及び偏析を低減すべく、鋳造品
はかかる欠陥の数を低減することが解っているHIP処理
に付された。HIP処理の後、残存する鋳造欠陥を溶接に
より修復する試みが行われた。かかる欠陥をTIG溶接法
やMIG溶接法により溶接修復することは当技術分野に於
てよく知られている。しかしこれらの欠陥を修復する過
程に於て困難に直面した。その困難とは修復プロセス中
に生じるガスの発生及び溶接スパッタの形態をなしてい
た。更に溶接部の金属組織学的検査により、溶接部に許
容し難い異常な量の気孔（これらの気孔が第１図に於て
矢印により示されている）が認められ、また熱影響部に
微小割れ（第２図に於て矢印にて示されている）が検出
された。詳細な調査の結果、溶接修復中に生じる問題及
び溶接部の気孔は、表面に直接又は結晶粒界を介して繋
がる小孔内にHIP処理中に高圧のHIP処理媒体（アルゴン
ガス）が捕捉されることにより生じるものであることが
解った。かかるガスの捕捉は高温度に於けるHIP処理中
に構成要素が局部的に溶融した場合に生じた。表面に繋
がる小孔又は溶融された結晶粒界を経て構成要素内に侵
入したガスは、HIP処理中に於ける熱的均質化により局
部的に溶融された材料がマトリックス中に溶解し、構成
要素がHIP処理の終了時に室温に冷却される際に捕捉さ
れた。金属組織学的研究により、ガスの捕捉が認められ
た領域と同一の領域に於て異常に多量の低融点ラーフェ
ス相が認められた。IN718に於ては、ラーフェス相は（N
i,Fe,Cr,Mn,Si）２（Mo,Ti,Nb）なる一般式を有してい
るものと思われる。
の構造要素にIN718を鋳造し得る可能性を検査すべく或
る一つの開発プログラムが実行された。鋳造に関連する
多くの問題を解決した後、鋳造品中に空孔、偏析、介在
物が許容し難いレベルにて存在することが解った。これ
らの欠陥は機械的性質にとって有害であり、大型のIN71
8製の鋳造された構成要素を使用することが実際に可能
になるようにするためには、上述の如き欠陥が排除され
なければならない。空孔及び偏析を低減すべく、鋳造品
はかかる欠陥の数を低減することが解っているHIP処理
に付された。HIP処理の後、残存する鋳造欠陥を溶接に
より修復する試みが行われた。かかる欠陥をTIG溶接法
やMIG溶接法により溶接修復することは当技術分野に於
てよく知られている。しかしこれらの欠陥を修復する過
程に於て困難に直面した。その困難とは修復プロセス中
に生じるガスの発生及び溶接スパッタの形態をなしてい
た。更に溶接部の金属組織学的検査により、溶接部に許
容し難い異常な量の気孔（これらの気孔が第１図に於て
矢印により示されている）が認められ、また熱影響部に
微小割れ（第２図に於て矢印にて示されている）が検出
された。詳細な調査の結果、溶接修復中に生じる問題及
び溶接部の気孔は、表面に直接又は結晶粒界を介して繋
がる小孔内にHIP処理中に高圧のHIP処理媒体（アルゴン
ガス）が捕捉されることにより生じるものであることが
解った。かかるガスの捕捉は高温度に於けるHIP処理中
に構成要素が局部的に溶融した場合に生じた。表面に繋
がる小孔又は溶融された結晶粒界を経て構成要素内に侵
入したガスは、HIP処理中に於ける熱的均質化により局
部的に溶融された材料がマトリックス中に溶解し、構成
要素がHIP処理の終了時に室温に冷却される際に捕捉さ
れた。金属組織学的研究により、ガスの捕捉が認められ
た領域と同一の領域に於て異常に多量の低融点ラーフェ
ス相が認められた。IN718に於ては、ラーフェス相は（N
i,Fe,Cr,Mn,Si）２（Mo,Ti,Nb）なる一般式を有してい
るものと思われる。
またラーフェス相は観察された熱影響部の微小割れの
主要な原因であるものと考えられていたが、かかる微小
割れはHIP処理中に於けるアルゴンガスの捕捉とは無関
係であることが認められた。これらの割れは一般に表面
下に存在し、溶接された構成要素の寿命を大きく低下さ
せ、従ってかかる割れは好ましくない。ラーフェス相と
熱影響部の微小割れとの間の関係の詳細な分析が、1985
年に出版された「アクタ・メタラジカ（Acta Mctallurg
ica）」のVol.33、No.7の第1205頁〜第1216頁のヴィン
セント（Vincent）による「ニッケル基超合金Inconel 7
18の溶接部の周りの析出（Precipitation Around Welds
In the Nickel Base Superalloy Inconel718）」に記
載されている。
主要な原因であるものと考えられていたが、かかる微小
割れはHIP処理中に於けるアルゴンガスの捕捉とは無関
係であることが認められた。これらの割れは一般に表面
下に存在し、溶接された構成要素の寿命を大きく低下さ
せ、従ってかかる割れは好ましくない。ラーフェス相と
熱影響部の微小割れとの間の関係の詳細な分析が、1985
年に出版された「アクタ・メタラジカ（Acta Mctallurg
ica）」のVol.33、No.7の第1205頁〜第1216頁のヴィン
セント（Vincent）による「ニッケル基超合金Inconel 7
18の溶接部の周りの析出（Precipitation Around Welds
In the Nickel Base Superalloy Inconel718）」に記
載されている。
ラーフェス相を含む鋳造されたIN718はHIP処理前に実
質的に全てのラーフェス相を溶解すべく熱処理されてよ
いことが解った。このことに関し本願出願人と同一の出
願人の出願にかかる米国特許出願第565,589号を参照さ
れたい。この熱処理により合金の溶接性が向上し、ラー
フェス相が存在しないことによりHIP処理中に於けるガ
スの捕捉が実質的に排除される。しかしこの熱処理は時
間を要し、従って可能ならば省略されることが好まし
い。
質的に全てのラーフェス相を溶解すべく熱処理されてよ
いことが解った。このことに関し本願出願人と同一の出
願人の出願にかかる米国特許出願第565,589号を参照さ
れたい。この熱処理により合金の溶接性が向上し、ラー
フェス相が存在しないことによりHIP処理中に於けるガ
スの捕捉が実質的に排除される。しかしこの熱処理は時
間を要し、従って可能ならば省略されることが好まし
い。
本発明の合金の開発に繋がった一つのプログラムに於
ては、鋳造されたIN718中に生じたラーフェス相の析出
量と標本の凝固速度との間に関係があるか否かを判定す
べく金属組織学的検査が行われた。この場合「凝固速
度」とは合金の固相線温度と液相線温度との間に於ける
冷却速度を意味する。この検査により、鋳放し状態の標
本中に於けるラーフェス相の析出量は凝固速度の低下、
即ち凝固速度が遅くなるにつれて増大することが解っ
た。このことが第３図、第４図、第５図を参照すること
によって良好に理解される。第３図は毎分約2.8℃（５゜
F）の速度にて凝固されたIN718の試験標本の顕微鏡写真
を模した図であり、この比較的遅い凝固速度に於ては微
細組織中にデンドライト間の領域に析出物が互いに接続
されたネットワークの形態をなす多量のラーフェス相が
存在していることが解る。第４図は毎分約83℃（゜F）の
速度にて凝固されたIN718の試験標本の顕微鏡写真を模
した図である。この比較的速い冷却速度に於ては、第３
図の場合に比してラーフェス相の量がかなり低減されて
いる。またラーフェス相は第３図のネットワークの形態
に比して析出物が互いに独立したプールとして存在して
いる。第３図のネットワークの状態のラーフェス相がHI
P処理中に溶融すると、第４図のラーフェス相が溶融す
る場合に捕捉されるガスの量に比して遥かに多い量のガ
ス状のHIP処理媒体が合金中に捕捉された状態になる。
第５図は鋳造されたIN718中のラーフェス相の析出量が
合金の凝固速度に反比例していること、即ち凝固速度が
低下するにつれて発生するラーフェス相が増大すること
を示している。この第５図於て、「ラーフェス相の面積
％」は100倍の倍率にて光学顕微鏡検査により求められ
た。第３図及び第４図に示された標本は標準的な金属組
織学的方法を用いて用意された。ラーフェス相析出物を
明瞭に観察し得るよう、標本は10％のシュウ酸を含有す
る水溶液を用いて電解的にエッチングされた。これらの
顕微鏡写真を模した図に於て、ラーフェス相は白い相と
して現われており、ラーフェス相を囲繞する暗色の相は
主としてガンマダブルプライム相（γ″相）Ni3Nbであ
る。ガンマダブルプライム相はIN718に於ける主要な強
化相であり、従ってこの合金及びこれと組成的に同様の
合金はガンマダブルプライム強化合金と呼ばれる。IN71
8中のマトリックス相はニッケル固溶体であるγ相であ
る。このγ相中に炭化物が分散されており、これらの炭
化物も顕微鏡写真を模した図に於て白色を呈している。
ては、鋳造されたIN718中に生じたラーフェス相の析出
量と標本の凝固速度との間に関係があるか否かを判定す
べく金属組織学的検査が行われた。この場合「凝固速
度」とは合金の固相線温度と液相線温度との間に於ける
冷却速度を意味する。この検査により、鋳放し状態の標
本中に於けるラーフェス相の析出量は凝固速度の低下、
即ち凝固速度が遅くなるにつれて増大することが解っ
た。このことが第３図、第４図、第５図を参照すること
によって良好に理解される。第３図は毎分約2.8℃（５゜
F）の速度にて凝固されたIN718の試験標本の顕微鏡写真
を模した図であり、この比較的遅い凝固速度に於ては微
細組織中にデンドライト間の領域に析出物が互いに接続
されたネットワークの形態をなす多量のラーフェス相が
存在していることが解る。第４図は毎分約83℃（゜F）の
速度にて凝固されたIN718の試験標本の顕微鏡写真を模
した図である。この比較的速い冷却速度に於ては、第３
図の場合に比してラーフェス相の量がかなり低減されて
いる。またラーフェス相は第３図のネットワークの形態
に比して析出物が互いに独立したプールとして存在して
いる。第３図のネットワークの状態のラーフェス相がHI
P処理中に溶融すると、第４図のラーフェス相が溶融す
る場合に捕捉されるガスの量に比して遥かに多い量のガ
ス状のHIP処理媒体が合金中に捕捉された状態になる。
第５図は鋳造されたIN718中のラーフェス相の析出量が
合金の凝固速度に反比例していること、即ち凝固速度が
低下するにつれて発生するラーフェス相が増大すること
を示している。この第５図於て、「ラーフェス相の面積
％」は100倍の倍率にて光学顕微鏡検査により求められ
た。第３図及び第４図に示された標本は標準的な金属組
織学的方法を用いて用意された。ラーフェス相析出物を
明瞭に観察し得るよう、標本は10％のシュウ酸を含有す
る水溶液を用いて電解的にエッチングされた。これらの
顕微鏡写真を模した図に於て、ラーフェス相は白い相と
して現われており、ラーフェス相を囲繞する暗色の相は
主としてガンマダブルプライム相（γ″相）Ni3Nbであ
る。ガンマダブルプライム相はIN718に於ける主要な強
化相であり、従ってこの合金及びこれと組成的に同様の
合金はガンマダブルプライム強化合金と呼ばれる。IN71
8中のマトリックス相はニッケル固溶体であるγ相であ
る。このγ相中に炭化物が分散されており、これらの炭
化物も顕微鏡写真を模した図に於て白色を呈している。
IN718中のラーフェス相の実験室的及び金属組織学的
分析により、ラーフェス相は約1149〜1163℃（2100〜21
25゜F）の融点を有していることが解った。この温度はラ
ーフェス相が存在しない場合に於けるIN718の固相線温
度約1274℃（2325゜F）及び液相線温度1377℃（2510゜F）
よりもかなり低い値である。また上述の融点は一般に採
用されるHIP処理温度1190℃（2175゜F）よりも低く従っ
てこのことから上述の如くHIP処理中にラーフェス相の
溶融が生じることが解る。ラーフェス相の硬さはロック
ウェルＣ硬さで約60であることが解った。ラーフェス相
のEPMAにより、その組成は重量％で約35〜40％Ni、25〜
30％Nb、11〜13％Fe、11〜13％Cr、７〜10％Mo、１〜２
％Ti、１％Siであることが認められた。この組成は上述
のヴィンセントによる記事に記載されている組成と符合
している。しかし米国特許第4,431,443号に於ては、IN7
18中のラーフェス相は化学量論的にNi2Nbとして記載さ
れており、即ちその組成は重量％で56％Ni、44％Nbであ
るとされている。
分析により、ラーフェス相は約1149〜1163℃（2100〜21
25゜F）の融点を有していることが解った。この温度はラ
ーフェス相が存在しない場合に於けるIN718の固相線温
度約1274℃（2325゜F）及び液相線温度1377℃（2510゜F）
よりもかなり低い値である。また上述の融点は一般に採
用されるHIP処理温度1190℃（2175゜F）よりも低く従っ
てこのことから上述の如くHIP処理中にラーフェス相の
溶融が生じることが解る。ラーフェス相の硬さはロック
ウェルＣ硬さで約60であることが解った。ラーフェス相
のEPMAにより、その組成は重量％で約35〜40％Ni、25〜
30％Nb、11〜13％Fe、11〜13％Cr、７〜10％Mo、１〜２
％Ti、１％Siであることが認められた。この組成は上述
のヴィンセントによる記事に記載されている組成と符合
している。しかし米国特許第4,431,443号に於ては、IN7
18中のラーフェス相は化学量論的にNi2Nbとして記載さ
れており、即ちその組成は重量％で56％Ni、44％Nbであ
るとされている。
第５図に示された傾向によれば、ガスタービンエンジ
ンのディフューザケースの如き大型且複雑なIN718鋳造
品に於ては、ラーフェス相は厚さの大きい部分や鋳造工
程の固有の要件（例えば鋳型の構造、中子の配置等）に
起因して遅い速度にて凝固した他の部分に存在すること
が解った。現在使用されているジェットエンジンについ
ては、鋳放し状態のディフューザケースの重量は約454k
g（1000ポンド）までの値であり、その断面の厚さは約1
9.0〜2.54mm（0.75〜0.10inch）の範囲である。厚さの
大きい部分に於ては、凝固速度は毎分約2.8℃（５゜
F））であるものと推測され、厚さの小さい部分に於て
は、凝固速度は毎分約83℃（150゜F）であるものと推測
される。第５図に於て、IN718がかかる条件下に於て鋳
造されれば、ゆっくりと凝固する領域にラーフェス相が
発生する。上述の如く、ラーフェス相の存在によりIN71
8は溶接不可能な状態になり、許容し難い程の量のガス
及び溶接スパッタが発生し、熱影響部に微小割れが生じ
る。
ンのディフューザケースの如き大型且複雑なIN718鋳造
品に於ては、ラーフェス相は厚さの大きい部分や鋳造工
程の固有の要件（例えば鋳型の構造、中子の配置等）に
起因して遅い速度にて凝固した他の部分に存在すること
が解った。現在使用されているジェットエンジンについ
ては、鋳放し状態のディフューザケースの重量は約454k
g（1000ポンド）までの値であり、その断面の厚さは約1
9.0〜2.54mm（0.75〜0.10inch）の範囲である。厚さの
大きい部分に於ては、凝固速度は毎分約2.8℃（５゜
F））であるものと推測され、厚さの小さい部分に於て
は、凝固速度は毎分約83℃（150゜F）であるものと推測
される。第５図に於て、IN718がかかる条件下に於て鋳
造されれば、ゆっくりと凝固する領域にラーフェス相が
発生する。上述の如く、ラーフェス相の存在によりIN71
8は溶接不可能な状態になり、許容し難い程の量のガス
及び溶接スパッタが発生し、熱影響部に微小割れが生じ
る。
一つの関連するプログラムに於て、微細組織が殆ど又
は全くラーフェス相を含まない標本に比して、鋳造され
HIP処理されたIN718の引張り強さが微細組織中にラーフ
ェス相が存在することによって低減されることが解っ
た。微細組織中にかなりの量（第３図に示された標本中
に存在する量と同様の量）のラーフェス相を有する鋳造
されHIP処理されたIN718標本についてのデータを示す表
２を参照されたい。また表２はラーフェス相を含まない
鋳造されHIP処理されたIN718標本についてのデータも示
している。これらのラーフェス相を含まないIN718標本
はHIP処理前に熱処理され、これにより100倍の倍率にて
検出し得る全てのラーフェス相が溶解された。この熱処
理によっては材料中に他の検出可能な微細組織的又は金
属組織学的変化は惹起こされなかった。表に示された全
ての標本に対するHIP処理は103.4MPa（15000psi）に於
て1163℃（2125゜F）にて３時間に亙り行われた。全ての
標本はHIP処理処理後に871℃（1600゜F）にて10時間に亙
る安定化熱処理が行われ、954℃（1750゜F）にて１時間
に亙る溶体化熱処理が行われ、732℃（1350゜F）にて８
時間に亙る析出熱処理が行われ、しかる後少なくとも毎
時55℃（100゜F）の速度にて663℃（1225゜F）まで炉冷さ
れ、663℃（1225゜F）に８時間保持された。表２に示さ
れている如く、ラーフェス相の存在により何れの試験温
度の場合にも引張はり特性が低下している。特に延性
（即ち断面減少率及び伸び）及び破断応力が大きく低下
している。
は全くラーフェス相を含まない標本に比して、鋳造され
HIP処理されたIN718の引張り強さが微細組織中にラーフ
ェス相が存在することによって低減されることが解っ
た。微細組織中にかなりの量（第３図に示された標本中
に存在する量と同様の量）のラーフェス相を有する鋳造
されHIP処理されたIN718標本についてのデータを示す表
２を参照されたい。また表２はラーフェス相を含まない
鋳造されHIP処理されたIN718標本についてのデータも示
している。これらのラーフェス相を含まないIN718標本
はHIP処理前に熱処理され、これにより100倍の倍率にて
検出し得る全てのラーフェス相が溶解された。この熱処
理によっては材料中に他の検出可能な微細組織的又は金
属組織学的変化は惹起こされなかった。表に示された全
ての標本に対するHIP処理は103.4MPa（15000psi）に於
て1163℃（2125゜F）にて３時間に亙り行われた。全ての
標本はHIP処理処理後に871℃（1600゜F）にて10時間に亙
る安定化熱処理が行われ、954℃（1750゜F）にて１時間
に亙る溶体化熱処理が行われ、732℃（1350゜F）にて８
時間に亙る析出熱処理が行われ、しかる後少なくとも毎
時55℃（100゜F）の速度にて663℃（1225゜F）まで炉冷さ
れ、663℃（1225゜F）に８時間保持された。表２に示さ
れている如く、ラーフェス相の存在により何れの試験温
度の場合にも引張はり特性が低下している。特に延性
（即ち断面減少率及び伸び）及び破断応力が大きく低下
している。
本発明の合金は、同様に処理されたIN718に匹敵する
特性を有し、大型且複雑なほぼ正味の形状に鋳造するこ
とができ、鋳造されたHIP処理された状態に於て殆ど又
は全くラーフェス相を有さず捕捉されたガスを含まない
微細組織を有し、ガスの発生や溶接スパッタの発生を伴
うことなく、また溶接割れを生じることなく空孔や介在
物の如き鋳放し状態での欠陥を修復するために溶接する
ことができる合金を開発するための広範囲に亙るプログ
ラムの結果開発された。
特性を有し、大型且複雑なほぼ正味の形状に鋳造するこ
とができ、鋳造されたHIP処理された状態に於て殆ど又
は全くラーフェス相を有さず捕捉されたガスを含まない
微細組織を有し、ガスの発生や溶接スパッタの発生を伴
うことなく、また溶接割れを生じることなく空孔や介在
物の如き鋳放し状態での欠陥を修復するために溶接する
ことができる合金を開発するための広範囲に亙るプログ
ラムの結果開発された。
本発明の合金は合金IN718の組成を修正したものであ
る。かかる修正された合金の凝固中に生成するラーフェ
ス相の量を制限すべく、Cr含有量が約10〜15wt％に低減
される。実験室の試験により、低Cr含有量は凝固速度が
非常に遅い場合いにも鋳造品の凝固中に於けるラーフェ
ス相の生成を効果的に抑制することが解った。従ってHI
P処理中にもデンドライト間の領域に於て溶融は発生せ
ず、物品中にガス状のHIP処理媒体が捕捉されることも
ない。合金の凝固中に生成する僅かな量のラーフェス相
は、鋳造後のHIP処理中に容易に溶解され、従って鋳造
されHIP処理された状態に於ては、合金の微細組織はラ
ーフェス相を含んでおらず、また捕捉されたガスも含ん
でいない。鋳造されHIP処理された物品は、その後熱処
理されると、同様に処理されたIN718に匹敵する機械的
性質を有し、同様に処理されたIN718よりもかなり優れ
た溶接性を有するようになる。
る。かかる修正された合金の凝固中に生成するラーフェ
ス相の量を制限すべく、Cr含有量が約10〜15wt％に低減
される。実験室の試験により、低Cr含有量は凝固速度が
非常に遅い場合いにも鋳造品の凝固中に於けるラーフェ
ス相の生成を効果的に抑制することが解った。従ってHI
P処理中にもデンドライト間の領域に於て溶融は発生せ
ず、物品中にガス状のHIP処理媒体が捕捉されることも
ない。合金の凝固中に生成する僅かな量のラーフェス相
は、鋳造後のHIP処理中に容易に溶解され、従って鋳造
されHIP処理された状態に於ては、合金の微細組織はラ
ーフェス相を含んでおらず、また捕捉されたガスも含ん
でいない。鋳造されHIP処理された物品は、その後熱処
理されると、同様に処理されたIN718に匹敵する機械的
性質を有し、同様に処理されたIN718よりもかなり優れ
た溶接性を有するようになる。
これらの合金に於て、Mo含有量が０〜3.3wt％に随意
に低減されてよい。モリブデンもクロム程ではないしに
しても鋳造された微細組織中に生成するラーフェス相の
量に影響する。本発明の合金の組成範囲は重量％で10〜
15％Cr、０〜3.3％Mo、0.65〜1.25％Ti、4.75〜5.5％Nb
及びTa、15〜24Fe、0.2〜0.8Al、残部Ni及びCoである。
に低減されてよい。モリブデンもクロム程ではないしに
しても鋳造された微細組織中に生成するラーフェス相の
量に影響する。本発明の合金の組成範囲は重量％で10〜
15％Cr、０〜3.3％Mo、0.65〜1.25％Ti、4.75〜5.5％Nb
及びTa、15〜24Fe、0.2〜0.8Al、残部Ni及びCoである。
以下に添付の図を参照しつつ、本発明を実施例につい
て詳細に説明する。
て詳細に説明する。
実施例 以上の説明より、IN718がそれが遅い速度にて凝固す
るよう鋳造されると、実質的な量のラーフェス相が生成
し、溶接性が悪影響を受け、機械的性質が低下される。
これらの問題により、遅い速度にて凝固が行われた後に
も実質的にラーフェス相が析出していない鋳放し状態の
微細組織を有する合金組成物の必要性が高まり、かかる
合金はHIP処理中にも高圧ガスの捕捉の問題を発生せ
ず、また熱影響部の微小割れの問題も生じない。他の一
つの要件は鋳造されHIP処理され熱処理された物品が、
例えば前述の米国特許出願第565,589号に従って処理さ
れた鋳造用IN718の如く、ラーフェス相を含まない微細
組織を有する同様に処理されたIN718に匹敵する引張り
特性を有するということであった。
るよう鋳造されると、実質的な量のラーフェス相が生成
し、溶接性が悪影響を受け、機械的性質が低下される。
これらの問題により、遅い速度にて凝固が行われた後に
も実質的にラーフェス相が析出していない鋳放し状態の
微細組織を有する合金組成物の必要性が高まり、かかる
合金はHIP処理中にも高圧ガスの捕捉の問題を発生せ
ず、また熱影響部の微小割れの問題も生じない。他の一
つの要件は鋳造されHIP処理され熱処理された物品が、
例えば前述の米国特許出願第565,589号に従って処理さ
れた鋳造用IN718の如く、ラーフェス相を含まない微細
組織を有する同様に処理されたIN718に匹敵する引張り
特性を有するということであった。
鍛造されたIN718製の構成要素は鋳放し状態に於ける
ラーフェス相の存在に関連する性質の低下や処理劣化の
問題を生じない。何故ならば、出発原料としてのインゴ
ットの凝固中に生成したラーフェス相が構成要素の高温
度に於ける機械的加工中に破壊され溶解されるからであ
る。鍛造品の偏析が低減され、また結晶寸法が低減され
る結果として、鍛造されたIN718の機械的性質は鋳造さ
れたIN718の性質よりも優れており、IN718と同様の組成
を有する鍛造用合金（その幾つかが米国特許第3,046,10
8号、同第3,758,295号、同第4,231,795号に記載されて
いる）の機械的性質と同様である。しかしこれらの合金
に於てその所望の性質が得られるかどうかは熱機械的加
工に依存している。例えば米国特許第3,046,108号明細
書のコラム３の第31行よりの記載を参照されたい。これ
ら従来の合金は鍛造されていない状態に於ては有用なも
のではない。
ラーフェス相の存在に関連する性質の低下や処理劣化の
問題を生じない。何故ならば、出発原料としてのインゴ
ットの凝固中に生成したラーフェス相が構成要素の高温
度に於ける機械的加工中に破壊され溶解されるからであ
る。鍛造品の偏析が低減され、また結晶寸法が低減され
る結果として、鍛造されたIN718の機械的性質は鋳造さ
れたIN718の性質よりも優れており、IN718と同様の組成
を有する鍛造用合金（その幾つかが米国特許第3,046,10
8号、同第3,758,295号、同第4,231,795号に記載されて
いる）の機械的性質と同様である。しかしこれらの合金
に於てその所望の性質が得られるかどうかは熱機械的加
工に依存している。例えば米国特許第3,046,108号明細
書のコラム３の第31行よりの記載を参照されたい。これ
ら従来の合金は鍛造されていない状態に於ては有用なも
のではない。
鋳放し状態に於てラーフェス相が析出しない合金の組
成を同定すべく、遅い速度の凝固中に於けるラーフェス
相の生成に対する種々の元素の影響を判定する実験室で
の試験プログラムが実行された。このプログラムの第一
の局面に於ては、広義のIN718組成範囲内にある組成物
が実質的にラーフェス相を含まない微細組織を生成する
か否かが調査された。このプログラムのかかる局面に於
て評価された特定の組成物が下記の表３に示されてい
る。これらの標本についての凝固速度は非常に遅く、毎
分約2.8℃（５゜F）であった。この凝固速度は大型の構
造用鋳造品に於ける厚さの大きい部分の典型的な凝固速
度である。
成を同定すべく、遅い速度の凝固中に於けるラーフェス
相の生成に対する種々の元素の影響を判定する実験室で
の試験プログラムが実行された。このプログラムの第一
の局面に於ては、広義のIN718組成範囲内にある組成物
が実質的にラーフェス相を含まない微細組織を生成する
か否かが調査された。このプログラムのかかる局面に於
て評価された特定の組成物が下記の表３に示されてい
る。これらの標本についての凝固速度は非常に遅く、毎
分約2.8℃（５゜F）であった。この凝固速度は大型の構
造用鋳造品に於ける厚さの大きい部分の典型的な凝固速
度である。
表３にはIN718の組成範囲及び典型的なIN718（合金SS
9）の組成が示されている。微細組織中のラーフェス相
の量は第５図に示されたデータを得るために使用された
測定装置と同様の光学式の測定装置により測定された。
9）の組成が示されている。微細組織中のラーフェス相
の量は第５図に示されたデータを得るために使用された
測定装置と同様の光学式の測定装置により測定された。
表３に於て、「多量」のラーフェス相とは、第３図に
示されている如く微細組織中に於けるラーフェス相の面
積％が約４〜５％であることを意味する。表３に示され
ている如く、IN718の組織範囲内にてSi、Cr、Nbの含有
量を変化させても鋳放し状態に於けるラーフェス相の量
を顕著に変化させることはできなかった。
示されている如く微細組織中に於けるラーフェス相の面
積％が約４〜５％であることを意味する。表３に示され
ている如く、IN718の組織範囲内にてSi、Cr、Nbの含有
量を変化させても鋳放し状態に於けるラーフェス相の量
を顕著に変化させることはできなかった。
次いでラーフェス相の生成に対する低Cr含有量（即ち
IN718の組成範囲に於けるよりも引いCr含有量）の影響
を判定する試験が行われた。Cr含有量が13wt％、15wt％
である合金が評価された。他の元素は合金SS9（表３参
照）、即ちIN718の公称組成に於ける含有量に維持され
た。これらの試験により、凝固速度が遅い場合にも、ラ
ーフェス相の生成は第６図、第6a図、第6b図に示されて
いる如く合金中のCr含有量に大きく依存していることが
解った。第６図に於て、それぞれ第6a図及び第6b図に対
応するデータ点がそれぞれFIG.6a及びFIG.6bにて示され
ている。またこれらのデータ点に対応する標本の顕微鏡
写真を模した図がそれぞれ第6a図及び第6b図に示されて
いる。Cr含有量の低減によりラーフェス相が減少するこ
とは驚くべきことであった。何故ならば、マイクロプロ
ーブの分析によりラーフェス相中のNi以外の主要な元素
が上述の如くNbであることが解ったからである。また上
述のことは、ラーフェス相がNi2Nbであることを示す前
述の米国特許第4,431,443号の点からも驚くべきことで
あった。
IN718の組成範囲に於けるよりも引いCr含有量）の影響
を判定する試験が行われた。Cr含有量が13wt％、15wt％
である合金が評価された。他の元素は合金SS9（表３参
照）、即ちIN718の公称組成に於ける含有量に維持され
た。これらの試験により、凝固速度が遅い場合にも、ラ
ーフェス相の生成は第６図、第6a図、第6b図に示されて
いる如く合金中のCr含有量に大きく依存していることが
解った。第６図に於て、それぞれ第6a図及び第6b図に対
応するデータ点がそれぞれFIG.6a及びFIG.6bにて示され
ている。またこれらのデータ点に対応する標本の顕微鏡
写真を模した図がそれぞれ第6a図及び第6b図に示されて
いる。Cr含有量の低減によりラーフェス相が減少するこ
とは驚くべきことであった。何故ならば、マイクロプロ
ーブの分析によりラーフェス相中のNi以外の主要な元素
が上述の如くNbであることが解ったからである。また上
述のことは、ラーフェス相がNi2Nbであることを示す前
述の米国特許第4,431,443号の点からも驚くべきことで
あった。
他の幾つかの試験により、Mo含有量を３％より１％に
低減することによっても、Cr含有量が13％である合金に
於ける鋳放し状態でのラーフェス相の量を低減し得るこ
とが解った。但しMo含有量を３％より１％に低減するこ
とによるラーフェス相生成に及ぼす影響は、Cr含有量を
公称組成の19％以下に低減することの影響程大きくはな
かった。
低減することによっても、Cr含有量が13％である合金に
於ける鋳放し状態でのラーフェス相の量を低減し得るこ
とが解った。但しMo含有量を３％より１％に低減するこ
とによるラーフェス相生成に及ぼす影響は、Cr含有量を
公称組成の19％以下に低減することの影響程大きくはな
かった。
低Cr含有量合金の微細組成及び機械的性質を評価すべ
く、四つの113kg（250ポンド）の真空誘導溶融（VIM）
された材料のヒートが用意された。表４に於てLF1a、LF
1b、LF2a、LF2bが付されたこれらのヒートの実際の化学
組成も表４に示されている。ヒートLF1a及びLF1bの化学
組成は互いに同様であるので、これらのヒートは総称し
てLF1と呼ばれる。またヒートLF2a及びLF2bの化学組成
も互いに同様であるので、これらのヒートは総称してLF
2と呼ばれる。
く、四つの113kg（250ポンド）の真空誘導溶融（VIM）
された材料のヒートが用意された。表４に於てLF1a、LF
1b、LF2a、LF2bが付されたこれらのヒートの実際の化学
組成も表４に示されている。ヒートLF1a及びLF1bの化学
組成は互いに同様であるので、これらのヒートは総称し
てLF1と呼ばれる。またヒートLF2a及びLF2bの化学組成
も互いに同様であるので、これらのヒートは総称してLF
2と呼ばれる。
表４より解る如く、両方の合金ヒート（LF1及びLF2）
は約12％のCrを含有しており、合金LF1は約３％のMoを
含有しており、合金LF2は約１％のMoを含有していた。
他の元素については、これらの修正された合金に於ては
Fe含有量が約18％の一定値に設定された点を除き（IN71
8に於てはFeは残部の元素である）、典型的なIN718の組
成と同様であった。この種の合金中に不純物として一般
に存在する元素に対する限度も表４に示されている。
は約12％のCrを含有しており、合金LF1は約３％のMoを
含有しており、合金LF2は約１％のMoを含有していた。
他の元素については、これらの修正された合金に於ては
Fe含有量が約18％の一定値に設定された点を除き（IN71
8に於てはFeは残部の元素である）、典型的なIN718の組
成と同様であった。この種の合金中に不純物として一般
に存在する元素に対する限度も表４に示されている。
これらの低Cr含有量合金の特徴を調べ、またそれらを
IN718と比較すべく、合金LF1、LF2、IN718の化学組成を
有する二つの互いに異なるエンジンの構成要素が当技術
分野に於て周知の方法を用いて実質的に互いに同一の条
件下にて精密鋳造された。今日使用されているガスター
ビンエンジンに於ては、これら特定のエンジン構成要素
は何れも現在鋳造用IN718にて製造されている。一方の
構成要素の直径及び重量はそれぞれ約38.1cm（15inc
h）、約6.8kg（15ポンド）であった。他方の構成要素の
直径及び重量はそれぞれ約86.36cm（34inch）、約13.6k
g（30ポンド）であった。各構成要素を鋳放し状態にて
金属組織学的に検査したところ（第7a図及び第7b図）、
合金LF1及びLF2中には殆どラーフェス相は存在しなかっ
たのに対し、IN718の標本は中程度の量のラーフェス相
を含んでいた。IN718中のラーフェス相が第7b図に於て
矢印により示されている。この量は大型且複雑な鋳造品
のゆっくりと冷却された領域に一般に見られる量よりも
かなり少ない量であった。またラーフェス相は第３図に
示された互いに接続された構造を有してはいなかった。
約12％のCrを含有する修正された合金は、IN718組成物
に比して凝固中にラーフェス相を生成する傾向が低いこ
とが明らかになった。
IN718と比較すべく、合金LF1、LF2、IN718の化学組成を
有する二つの互いに異なるエンジンの構成要素が当技術
分野に於て周知の方法を用いて実質的に互いに同一の条
件下にて精密鋳造された。今日使用されているガスター
ビンエンジンに於ては、これら特定のエンジン構成要素
は何れも現在鋳造用IN718にて製造されている。一方の
構成要素の直径及び重量はそれぞれ約38.1cm（15inc
h）、約6.8kg（15ポンド）であった。他方の構成要素の
直径及び重量はそれぞれ約86.36cm（34inch）、約13.6k
g（30ポンド）であった。各構成要素を鋳放し状態にて
金属組織学的に検査したところ（第7a図及び第7b図）、
合金LF1及びLF2中には殆どラーフェス相は存在しなかっ
たのに対し、IN718の標本は中程度の量のラーフェス相
を含んでいた。IN718中のラーフェス相が第7b図に於て
矢印により示されている。この量は大型且複雑な鋳造品
のゆっくりと冷却された領域に一般に見られる量よりも
かなり少ない量であった。またラーフェス相は第３図に
示された互いに接続された構造を有してはいなかった。
約12％のCrを含有する修正された合金は、IN718組成物
に比して凝固中にラーフェス相を生成する傾向が低いこ
とが明らかになった。
IN718との対比に於て低Cr含有量合金LF1及びLF2の機
械的性質を評価すべく、標本がHIP処理され熱処理され
た状態に試験された。HIP処理は103.4MPa（15000psi）
に於て1190℃（2175゜F）にて４時間に亙り行われた。合
金LF1及びLF2の引張り特性に対する種々の熱処理条件の
影響を評価すべく、二つの互いに異なる熱処理スケジュ
ールが採用された。それぞれ21℃（70゜F）及び649℃（1
200゜F）に於ける引張り試験の結果を示す表５及び表６
に於て、「１」にて示された熱処理は、871℃（1600゜
F）にて10時間に亙る安定化処理と、954℃（1750゜F）に
て１時間に亙る溶体化処理と、732℃（1350゜F）にて８
時間に亙る析出処理（時効処理）と、毎時少なくとも55
℃（100゜F）の速度にて663℃（1225゜F）まで炉冷するこ
とと、663℃（1225゜F）に８時間維持することと、室温
にまで冷却することとを含んでいた。また表５及び表６
に於て「２」が付された熱処理は、871℃（1600゜F）に
て24時間に亙る安定化処理と、熱処理１の場合と同一の
溶体化処理及び時効処理とを含んでいた。
械的性質を評価すべく、標本がHIP処理され熱処理され
た状態に試験された。HIP処理は103.4MPa（15000psi）
に於て1190℃（2175゜F）にて４時間に亙り行われた。合
金LF1及びLF2の引張り特性に対する種々の熱処理条件の
影響を評価すべく、二つの互いに異なる熱処理スケジュ
ールが採用された。それぞれ21℃（70゜F）及び649℃（1
200゜F）に於ける引張り試験の結果を示す表５及び表６
に於て、「１」にて示された熱処理は、871℃（1600゜
F）にて10時間に亙る安定化処理と、954℃（1750゜F）に
て１時間に亙る溶体化処理と、732℃（1350゜F）にて８
時間に亙る析出処理（時効処理）と、毎時少なくとも55
℃（100゜F）の速度にて663℃（1225゜F）まで炉冷するこ
とと、663℃（1225゜F）に８時間維持することと、室温
にまで冷却することとを含んでいた。また表５及び表６
に於て「２」が付された熱処理は、871℃（1600゜F）に
て24時間に亙る安定化処理と、熱処理１の場合と同一の
溶体化処理及び時効処理とを含んでいた。
表５及び表６より解る如く、低Cr含有量合金LF1及びL
F2は、鋳造されHIP処理され熱処理されたIN718の引張り
特性にほぼ匹敵する引張り特性を有している。21℃（70
゜F）の温度に於ては、IN718の特性は合金LF1及びLF2の
特性よりも僅かに優れているが、このことは殆ど実際的
な重要性を有していないものと思われる。高い方の試験
温度、即ち649℃（1200゜F）はこの組成は有する構成要
素が使用される領域に於ける一般的な作動温度を代表す
るものである。かくして低Cr含有量合金の引張り特性が
IN718の特性に匹敵するものでなければならないのはこ
の温度に於てであり、表６はこの要件が満たされている
ことを示している。
F2は、鋳造されHIP処理され熱処理されたIN718の引張り
特性にほぼ匹敵する引張り特性を有している。21℃（70
゜F）の温度に於ては、IN718の特性は合金LF1及びLF2の
特性よりも僅かに優れているが、このことは殆ど実際的
な重要性を有していないものと思われる。高い方の試験
温度、即ち649℃（1200゜F）はこの組成は有する構成要
素が使用される領域に於ける一般的な作動温度を代表す
るものである。かくして低Cr含有量合金の引張り特性が
IN718の特性に匹敵するものでなければならないのはこ
の温度に於てであり、表６はこの要件が満たされている
ことを示している。
鋳造されHIP処理され熱処理された合金LF2及びIN718
の標本について、593℃（1100゜F）に於ける等温低サイ
クル疲労（LCF）試験が行われた。第８図に示された平
均化された主要な試験結果は、合金LF1の標本はIN718の
標本に匹敵するLDF特性を有していることを示してい
る。
の標本について、593℃（1100゜F）に於ける等温低サイ
クル疲労（LCF）試験が行われた。第８図に示された平
均化された主要な試験結果は、合金LF1の標本はIN718の
標本に匹敵するLDF特性を有していることを示してい
る。
修正された合金はIN718と同様の鋳造性を有している
ことが認められた。「鋳造性」は、合金が高温割れや過
剰な収縮気孔を生じることなく鋳型を充填し凝固する能
力の指標である。試験により、低Cr含有量合金LF1、LF2
及びIN718は良好に鋳型を充填し、得られた鋳造品は相
互に匹敵する数の表面欠陥及び表面下欠陥を含んでいる
ことが認められた。かくして三つの全ての合金は互いに
匹敵する鋳造性を有していると結論付けられた。
ことが認められた。「鋳造性」は、合金が高温割れや過
剰な収縮気孔を生じることなく鋳型を充填し凝固する能
力の指標である。試験により、低Cr含有量合金LF1、LF2
及びIN718は良好に鋳型を充填し、得られた鋳造品は相
互に匹敵する数の表面欠陥及び表面下欠陥を含んでいる
ことが認められた。かくして三つの全ての合金は互いに
匹敵する鋳造性を有していると結論付けられた。
大型且複雑な鋳造品は鋳放し状態での欠陥を含んでい
るので、かかる鋳造品は鋳放し状態での欠陥を修復し得
るよう溶接可能でなければならない。IN718の鋳造品は
ラーフェス相を含んでいたが、合金LF1及びLF2の小さい
鋳造品中には殆ど又は全くラーフェス相が認められなか
ったので、これらの低Cr含有量合金はそれが遅い凝固速
度にて凝固される場合にもラーフェス相が生成する問題
がなく、従ってそれらが溶接される場合にも許容し難い
程ガスを発生したり、溶接スパッタを生じたり、熱影響
部の微小割れを生じたりすることはなく、これらの合金
は溶接可能であると考えられる。試験により、本発明の
合金は標準的なIN718よりも溶接性に優れていることが
解った。
るので、かかる鋳造品は鋳放し状態での欠陥を修復し得
るよう溶接可能でなければならない。IN718の鋳造品は
ラーフェス相を含んでいたが、合金LF1及びLF2の小さい
鋳造品中には殆ど又は全くラーフェス相が認められなか
ったので、これらの低Cr含有量合金はそれが遅い凝固速
度にて凝固される場合にもラーフェス相が生成する問題
がなく、従ってそれらが溶接される場合にも許容し難い
程ガスを発生したり、溶接スパッタを生じたり、熱影響
部の微小割れを生じたりすることはなく、これらの合金
は溶接可能であると考えられる。試験により、本発明の
合金は標準的なIN718よりも溶接性に優れていることが
解った。
表４に示された範囲内の組成を有する大型の構造用鋳
造品は当技術分野に於て公知の鋳造法を用いて製造され
てよい。一つの好ましい方法は、真空誘導溶融（VIM）
により処女原料を溶融し、その溶融金属を精密鋳造用の
鋳型内にて凝固させることである。処女原料を使用する
ことが好ましいが、再生材、即ちスクラップも使用され
てよいものと考えられる。
造品は当技術分野に於て公知の鋳造法を用いて製造され
てよい。一つの好ましい方法は、真空誘導溶融（VIM）
により処女原料を溶融し、その溶融金属を精密鋳造用の
鋳型内にて凝固させることである。処女原料を使用する
ことが好ましいが、再生材、即ちスクラップも使用され
てよいものと考えられる。
表面に現われない互いに接続された気孔を閉ざし、ま
た鋳造時に生成する少量のラーフェス相を溶解させるべ
く、構成要素は鋳造後にHIP処理に付されるとが好まし
い。気孔を好ましく低減しラーフェス相を溶解させる一
つのHIP処理は、103.4MPa（15000psi）に於て1190℃（2
175゜F）にて４時間に亙る処理である。しかし他の温
度、時間、及び圧力の組合せによっても同様に好ましい
結果を得ることができることは当業者に理解されよう。
ラーフェス相は高温度に於けるHIP処理中にγ相マトリ
ックス中に溶解されるので、鋳放し状態での微細組織が
全くラーフェス相を含んでいないことまでは要求されな
い。鋳放し状態での微細組織は、比較的連続的なラーフ
ェス相を実質的に含んでいなければよく、約２面積％以
下の少量のラーフェス相を含んでいてよい。
た鋳造時に生成する少量のラーフェス相を溶解させるべ
く、構成要素は鋳造後にHIP処理に付されるとが好まし
い。気孔を好ましく低減しラーフェス相を溶解させる一
つのHIP処理は、103.4MPa（15000psi）に於て1190℃（2
175゜F）にて４時間に亙る処理である。しかし他の温
度、時間、及び圧力の組合せによっても同様に好ましい
結果を得ることができることは当業者に理解されよう。
ラーフェス相は高温度に於けるHIP処理中にγ相マトリ
ックス中に溶解されるので、鋳放し状態での微細組織が
全くラーフェス相を含んでいないことまでは要求されな
い。鋳放し状態での微細組織は、比較的連続的なラーフ
ェス相を実質的に含んでいなければよく、約２面積％以
下の少量のラーフェス相を含んでいてよい。
気孔や介在物の如き表面欠陥がHIP処理後の鋳造品に
見られる場合には、これらの欠陥は例えば研摩により除
去されてよい。次いでこれらの領域が好ましくは表４に
示された範囲内の組成を有する溶接充填材金属（例えば
棒材又はワイヤ）を用いて溶接により修復されてよい。
この特定の組成は溶接ビードと母材金属との間の非両立
性を回避するために使用される。溶接前に構成材料は87
1±14℃（1600±25゜F）にて10〜24時間加熱し、しかる
後空冷し、次いで954±14℃（1750±25゜F）にて１時間
に亙り加熱し、しかる後空冷する熱処理に付されること
が好ましい。溶接による修復後、構成要素は溶接工程の
有効性を判定すべく再度検査される。もはや欠陥が認め
られない場合には、構成要素は954±14℃（1750±25゜
F）にて１時間に亙り加熱し、しかる後空冷し、次いで7
32±14℃（1350±25゜F）にて８時間に亙り加熱し、しか
る後663℃（1225゜F）に炉冷し、次いで663±14℃（1225
±25゜F）にて８時間に亙り加熱し、しかる後空冷する熱
処理に付される。かかる熱処理により合金の機械的性質
が最適化される。
見られる場合には、これらの欠陥は例えば研摩により除
去されてよい。次いでこれらの領域が好ましくは表４に
示された範囲内の組成を有する溶接充填材金属（例えば
棒材又はワイヤ）を用いて溶接により修復されてよい。
この特定の組成は溶接ビードと母材金属との間の非両立
性を回避するために使用される。溶接前に構成材料は87
1±14℃（1600±25゜F）にて10〜24時間加熱し、しかる
後空冷し、次いで954±14℃（1750±25゜F）にて１時間
に亙り加熱し、しかる後空冷する熱処理に付されること
が好ましい。溶接による修復後、構成要素は溶接工程の
有効性を判定すべく再度検査される。もはや欠陥が認め
られない場合には、構成要素は954±14℃（1750±25゜
F）にて１時間に亙り加熱し、しかる後空冷し、次いで7
32±14℃（1350±25゜F）にて８時間に亙り加熱し、しか
る後663℃（1225゜F）に炉冷し、次いで663±14℃（1225
±25゜F）にて８時間に亙り加熱し、しかる後空冷する熱
処理に付される。かかる熱処理により合金の機械的性質
が最適化される。
以上に於ては本発明を特定の実施例について詳細に説
明したが、本発明はかかる実施例に限定されるものでは
なく、本発明の範囲内にて他の種々の実施例が可能であ
ることは当業者にとって明らかであろう。
明したが、本発明はかかる実施例に限定されるものでは
なく、本発明の範囲内にて他の種々の実施例が可能であ
ることは当業者にとって明らかであろう。
第１図はIN718の試験標本上の溶接部内の気孔を10倍に
て示す顕微鏡写真を模した図である。 第２図はIN718の試験標本上の溶接部内の熱影響部の微
小割れを50倍にて示す顕微鏡写真を模した図である。 第３図は毎分約2.8℃（５゜F）の冷却速度にて凝固され
たIN718の断面を100倍にて示す顕微鏡写真を模した図で
あり、ラーフェス相析出物を示している。 第４図は毎分約83℃（150゜F）の冷却速度にて凝固され
たIN718の断面を100倍にて示す顕微鏡写真を模した図で
あり、ラーフェス相析出物を示している。 第５図はIN718中に於けるラーフェス相の生成と凝固速
度との間の関係を示すグラフである。 第6a図及び第6b図はそれぞれ第６図に於てFig.6a及びFi
g.6bにて示された合金の断面を100倍にて示す顕微鏡写
真を模した図である。 第６図は本発明の合金及びIN718に於けるラーフェス相
の生成とCr含有量との間の関係を示すグラフである。 第7a図及び第7b図はそれぞれ合金LF1及びLF2の断面を25
0倍にて示す顕微鏡写真を模した図である。 第８図は合金LF1及びLF2の標本の低サイクル疲労の挙動
を示すグラフである。
て示す顕微鏡写真を模した図である。 第２図はIN718の試験標本上の溶接部内の熱影響部の微
小割れを50倍にて示す顕微鏡写真を模した図である。 第３図は毎分約2.8℃（５゜F）の冷却速度にて凝固され
たIN718の断面を100倍にて示す顕微鏡写真を模した図で
あり、ラーフェス相析出物を示している。 第４図は毎分約83℃（150゜F）の冷却速度にて凝固され
たIN718の断面を100倍にて示す顕微鏡写真を模した図で
あり、ラーフェス相析出物を示している。 第５図はIN718中に於けるラーフェス相の生成と凝固速
度との間の関係を示すグラフである。 第6a図及び第6b図はそれぞれ第６図に於てFig.6a及びFi
g.6bにて示された合金の断面を100倍にて示す顕微鏡写
真を模した図である。 第６図は本発明の合金及びIN718に於けるラーフェス相
の生成とCr含有量との間の関係を示すグラフである。 第7a図及び第7b図はそれぞれ合金LF1及びLF2の断面を25
0倍にて示す顕微鏡写真を模した図である。 第８図は合金LF1及びLF2の標本の低サイクル疲労の挙動
を示すグラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％にて、合計で50〜55％のNi及びCo、
3.3％以下のMo、合計で4.75〜5.5％のNb及びTa、0.65〜
1.15％のTi、0.4〜0.8％のAl、10〜15％のCr、残部Feよ
りなる組成を有し、鋳放し状態に於ける微細組織中のラ
ーフェス相の量が低減されていることにより鋳造された
まま鍛造されていなくても溶接可能である合金。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US814704 | 1985-12-30 | ||
| US06/814,704 US4750944A (en) | 1985-12-30 | 1985-12-30 | Laves free cast+hip nickel base superalloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62218536A JPS62218536A (ja) | 1987-09-25 |
| JP2586894B2 true JP2586894B2 (ja) | 1997-03-05 |
Family
ID=25215774
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61315918A Expired - Lifetime JP2586894B2 (ja) | 1985-12-30 | 1986-12-29 | ニッケル基超合金 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4750944A (ja) |
| EP (1) | EP0235490B1 (ja) |
| JP (1) | JP2586894B2 (ja) |
| KR (1) | KR940008946B1 (ja) |
| BR (1) | BR8606438A (ja) |
| DE (1) | DE3687706T2 (ja) |
| IL (1) | IL80970A (ja) |
| NO (1) | NO170551C (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100205160B1 (ko) * | 1991-04-09 | 1999-07-01 | 마스나가멘로파크가부시끼가이샤 | Ni-ti계 합금과 이종금속의 접합부 및 그 접합방법 |
| FR2691983B1 (fr) * | 1992-06-03 | 1994-07-22 | Snecma | Procede de traitement thermique d'un superalliage a base de nickel. |
| US7343960B1 (en) | 1998-11-20 | 2008-03-18 | Rolls-Royce Corporation | Method and apparatus for production of a cast component |
| US6932145B2 (en) | 1998-11-20 | 2005-08-23 | Rolls-Royce Corporation | Method and apparatus for production of a cast component |
| US6364971B1 (en) * | 2000-01-20 | 2002-04-02 | Electric Power Research Institute | Apparatus and method of repairing turbine blades |
| RU2200205C2 (ru) * | 2001-03-05 | 2003-03-10 | Гюнтер Виктор Эдуардович | Пористый проницаемый сплав на основе никелида титана |
| US6730264B2 (en) * | 2002-05-13 | 2004-05-04 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloy |
| CN1849769B (zh) * | 2003-09-15 | 2010-06-16 | 英特尔公司 | 利用高吞吐量空间频率分组码的多天线系统和方法 |
| US7156932B2 (en) * | 2003-10-06 | 2007-01-02 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and methods of heat treating nickel-base alloys |
| US7244320B2 (en) * | 2004-06-01 | 2007-07-17 | United Technologies Corporation | Methods for repairing gas turbine engine components |
| CN101061289A (zh) * | 2004-06-24 | 2007-10-24 | 贝克休斯公司 | 热等静压处理的铸造阀瓣 |
| US7484651B2 (en) | 2004-10-22 | 2009-02-03 | Electric Power Research Institute, Inc. | Method to join or repair superalloy hot section turbine components using hot isostatic processing |
| US7371988B2 (en) | 2004-10-22 | 2008-05-13 | Electric Power Research Institute, Inc. | Methods for extending the life of alloy steel welded joints by elimination and reduction of the HAZ |
| US7531054B2 (en) * | 2005-08-24 | 2009-05-12 | Ati Properties, Inc. | Nickel alloy and method including direct aging |
| US7985304B2 (en) * | 2007-04-19 | 2011-07-26 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
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| CN110284087A (zh) * | 2019-05-23 | 2019-09-27 | 中国人民解放军第五七一九工厂 | 一种修复k403镍基高温合金叶片蠕变损伤的恢复热处理方法 |
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|---|---|---|---|---|
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| JPS60162760A (ja) * | 1984-02-06 | 1985-08-24 | Daido Steel Co Ltd | 高強度耐熱材料の製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE1250642B (ja) * | 1958-11-13 | 1967-09-21 | ||
| GB1302293A (ja) * | 1970-01-26 | 1973-01-04 |
-
1985
- 1985-12-30 US US06/814,704 patent/US4750944A/en not_active Expired - Lifetime
-
1986
- 1986-12-08 NO NO864908A patent/NO170551C/no unknown
- 1986-12-15 IL IL80970A patent/IL80970A/xx not_active IP Right Cessation
- 1986-12-22 EP EP86630200A patent/EP0235490B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1986-12-22 DE DE8686630200T patent/DE3687706T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1986-12-24 BR BR8606438A patent/BR8606438A/pt unknown
- 1986-12-26 KR KR1019860011265A patent/KR940008946B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1986-12-29 JP JP61315918A patent/JP2586894B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5837382A (ja) * | 1981-08-26 | 1983-03-04 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 流量制御弁 |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0235490A2 (en) | 1987-09-09 |
| KR940008946B1 (ko) | 1994-09-28 |
| JPS62218536A (ja) | 1987-09-25 |
| US4750944A (en) | 1988-06-14 |
| EP0235490B1 (en) | 1993-02-03 |
| IL80970A0 (en) | 1987-03-31 |
| IL80970A (en) | 1990-01-18 |
| NO170551B (no) | 1992-07-20 |
| KR870006224A (ko) | 1987-07-10 |
| NO864908D0 (no) | 1986-12-08 |
| NO864908L (no) | 1987-07-01 |
| DE3687706D1 (de) | 1993-03-18 |
| EP0235490A3 (en) | 1989-01-25 |
| BR8606438A (pt) | 1987-10-20 |
| NO170551C (no) | 1992-10-28 |
| DE3687706T2 (de) | 1993-06-09 |
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