JP2588705B2 - ニッケル基超合金 - Google Patents
ニッケル基超合金Info
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- alloy
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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
- 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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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D29/00—Removing castings from moulds, not restricted to casting processes covered by a single main group; Removing cores; Handling ingots
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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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%
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- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
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- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
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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
にはガスタービンエンジンに使用される大型の構造用構
成要素を鋳造するに有用な組成物に係る。
にはガスタービンエンジンに使用される大型の構造用構
成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、一般に、ニッケル、コバルト、又は鉄をベ
ースとする材料であって、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する材料であ
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。鍛造された形態に於て特に有用な幾つかの合金組成
物が米国特許第3,046,108号、同第3,758,295号、同第4,
231,795号に記載されている。かかる組成を有する物品
が所望の微細組織及び特性を有するのは熱機械的加工の
結果である。かかる処理が行なわれない場合には、これ
ら従来の組成物は有用ではない。例えば米国特許第3,04
6,108号のコラム３の第31行以降の記載を参照された
い。鍛造された製品の微細組織及び特性は、鋳造品の凝
固中の冷却速度が遅い（結晶粒が粗大化し、また偏析が
生じる）に起因して大型で複雑な鋳造品に於ては得られ
ないことが多い。種々の熱機械的に加工された製品より
複雑な構成要素を機械加工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
造品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。
ースとする材料であって、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する材料であ
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。鍛造された形態に於て特に有用な幾つかの合金組成
物が米国特許第3,046,108号、同第3,758,295号、同第4,
231,795号に記載されている。かかる組成を有する物品
が所望の微細組織及び特性を有するのは熱機械的加工の
結果である。かかる処理が行なわれない場合には、これ
ら従来の組成物は有用ではない。例えば米国特許第3,04
6,108号のコラム３の第31行以降の記載を参照された
い。鍛造された製品の微細組織及び特性は、鋳造品の凝
固中の冷却速度が遅い（結晶粒が粗大化し、また偏析が
生じる）に起因して大型で複雑な鋳造品に於ては得られ
ないことが多い。種々の熱機械的に加工された製品より
複雑な構成要素を機械加工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
造品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T
a、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〜
0.006％Ｂ、0.0〜0.30％Cu、0.0〜0.015％Ｓ、0.0〜0.0
15％Ｐ、0.0〜0.35％Mn、0.0〜0.10％Ｃ、残部Feであ
る。
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T
a、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〜
0.006％Ｂ、0.0〜0.30％Cu、0.0〜0.015％Ｓ、0.0〜0.0
15％Ｐ、0.0〜0.35％Mn、0.0〜0.10％Ｃ、残部Feであ
る。
ほぼ正味の形状にて大型で複雑な構成要素に鋳造する
ことが可能であり、更にIN718よりも引張り特性に優れ
た合金を必要とする進歩したエンジンの設計が従来より
提案されている。かかる新規な合金にて形成された鋳造
された構成要素はIN718の鍛造品より現在製造されてい
る構成要素に置き換わるものであり、この場合重量が増
大されることはなく、コストが低減される。またこの新
規な合金がIN718よりも強力であることが必要であるこ
とにより、この新規な合金の鋳造品がIN718の鋳造品に
置き換えられる場合には重量が低減され、コストが同一
に維持され又は低減される。
ことが可能であり、更にIN718よりも引張り特性に優れ
た合金を必要とする進歩したエンジンの設計が従来より
提案されている。かかる新規な合金にて形成された鋳造
された構成要素はIN718の鍛造品より現在製造されてい
る構成要素に置き換わるものであり、この場合重量が増
大されることはなく、コストが低減される。またこの新
規な合金がIN718よりも強力であることが必要であるこ
とにより、この新規な合金の鋳造品がIN718の鋳造品に
置き換えられる場合には重量が低減され、コストが同一
に維持され又は低減される。
IN718をガスタービンエンジン用の大型の構造用構成
要素に精密鋳造し得る可能性を検査する一つの開発プロ
グラムがまず実施された。鋳造に関連する多くの問題を
解決した後に於ても、鋳造品中に気孔、偏析、介在物が
好ましからざるレベルにて存在していた。ゆっくりと凝
固した鋳造品に於ては、デンドライト間の領域にかなり
の量のラーフェス相が存在していた。ラーフェス相は鋳
造品の溶接性及び機械的性質を大きく低下させる。気孔
や介在物の如き欠陥も機械的性質にとって有害であり、
IN718製の鋳造された大型の構成要素を実際に使用する
ためには、上述の三つの全ての欠陥が排除されなければ
ならない。
要素に精密鋳造し得る可能性を検査する一つの開発プロ
グラムがまず実施された。鋳造に関連する多くの問題を
解決した後に於ても、鋳造品中に気孔、偏析、介在物が
好ましからざるレベルにて存在していた。ゆっくりと凝
固した鋳造品に於ては、デンドライト間の領域にかなり
の量のラーフェス相が存在していた。ラーフェス相は鋳
造品の溶接性及び機械的性質を大きく低下させる。気孔
や介在物の如き欠陥も機械的性質にとって有害であり、
IN718製の鋳造された大型の構成要素を実際に使用する
ためには、上述の三つの全ての欠陥が排除されなければ
ならない。
本発明の合金は、同様に処理されたIN718よりも鋳造
されHIP処理され熱処理された状態に於て強力であり、
またIN718の鋳造品の引張り特性に近い引張り特性を有
する合金を開発するプログラムにより開発されたもので
ある。また本発明の合金は大型且複雑でほぼ正味の形状
に鋳造され得るものでなければならず、また溶接可能な
ものでなければならない。
されHIP処理され熱処理された状態に於て強力であり、
またIN718の鋳造品の引張り特性に近い引張り特性を有
する合金を開発するプログラムにより開発されたもので
ある。また本発明の合金は大型且複雑でほぼ正味の形状
に鋳造され得るものでなければならず、また溶接可能な
ものでなければならない。
本発明の合金はIN718の組成が修正されたものであ
る。本発明の合金にて形成された鋳造品は鍛造されてい
ない状態に於て有用なものである。本発明の合金にて形
成された物品は、鋳造されHIP処理され熱処理された状
態に於ては、同様に処理されたIN718製の物品に比して
遥かに優れた引張り特性を有している。かかる改善はNb
及びTaの含有量を約6.5％までのレベルに増大し、Ti含
有量を約2.5％までのレベルに増大させることによって
得られる。Ｗは約6.5％までの量にて随意に存在してい
てよい。本発明の合金はIN718に比して凝固中に於ける
ラーフェス相の析出の傾向が低減されており、このこと
は合金中のCr含有量を約10〜15％に制限し、Mo含有量の
最小値を０に低減することにより達成される。本発明の
合金の組成範囲は重量％で5.25〜6.25％Nb及びTa、0.65
〜2.25％Ti、０〜6.5％Ｗ、10〜15％Cr、０〜3.3％Mo、
15〜24％Fe、0.2〜0.8％Al、残部Ni及びCoである。
る。本発明の合金にて形成された鋳造品は鍛造されてい
ない状態に於て有用なものである。本発明の合金にて形
成された物品は、鋳造されHIP処理され熱処理された状
態に於ては、同様に処理されたIN718製の物品に比して
遥かに優れた引張り特性を有している。かかる改善はNb
及びTaの含有量を約6.5％までのレベルに増大し、Ti含
有量を約2.5％までのレベルに増大させることによって
得られる。Ｗは約6.5％までの量にて随意に存在してい
てよい。本発明の合金はIN718に比して凝固中に於ける
ラーフェス相の析出の傾向が低減されており、このこと
は合金中のCr含有量を約10〜15％に制限し、Mo含有量の
最小値を０に低減することにより達成される。本発明の
合金の組成範囲は重量％で5.25〜6.25％Nb及びTa、0.65
〜2.25％Ti、０〜6.5％Ｗ、10〜15％Cr、０〜3.3％Mo、
15〜24％Fe、0.2〜0.8％Al、残部Ni及びCoである。
本発明の合金は、それらが大型で複雑な形状に鋳造さ
れ得るものであり、また溶接可能な点に於て特異に有用
なものである。かかる組成を有する物品は、HIP処理さ
れ熱処理された状態に於ては、同様に処理されたIN718
よりも少なくとも約25％優れた649℃（1200゜F）に於け
る引張り特性を有する。従って本発明の合金は鋳造用IN
718よりも優れた特性を要し、または鍛造用IN718と等価
な特性を要する用途に使用されてよいものである。
れ得るものであり、また溶接可能な点に於て特異に有用
なものである。かかる組成を有する物品は、HIP処理さ
れ熱処理された状態に於ては、同様に処理されたIN718
よりも少なくとも約25％優れた649℃（1200゜F）に於け
る引張り特性を有する。従って本発明の合金は鋳造用IN
718よりも優れた特性を要し、または鍛造用IN718と等価
な特性を要する用途に使用されてよいものである。
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 本発明の合金は合金IN718の組成を修正したものであ
り、鋳造されHIP処理され熱処理された状態に於ては、
本発明の組成を有する物品は同様に処理されたIN718よ
りも遥かに優れた引張り特性を有している。
り、鋳造されHIP処理され熱処理された状態に於ては、
本発明の組成を有する物品は同様に処理されたIN718よ
りも遥かに優れた引張り特性を有している。
鋳造されHIP処理され熱処理されたIN718よりも優れた
引張り特性を有する鋳造可能な合金の組成を同定すべ
く、IN718の平均組成と同様の組成を有する鋳造品の機
械的性質に対する種々の元素の影響を判定する実験室の
試験プログラムが実施された。これらの新規な合金のラ
ーフェス相を生成する傾向を検査すべくこれらの合金の
金属組織学的検査も実施された。
引張り特性を有する鋳造可能な合金の組成を同定すべ
く、IN718の平均組成と同様の組成を有する鋳造品の機
械的性質に対する種々の元素の影響を判定する実験室の
試験プログラムが実施された。これらの新規な合金のラ
ーフェス相を生成する傾向を検査すべくこれらの合金の
金属組織学的検査も実施された。
評価された合金の組成が基準として評価されたIN718
の標本の組成と共に表１に示されている。この表１より
解る如く、鋳造用IN718の公称のNb及びTa含有量は5.0wt
％である。5.5〜6wt％の増大されたNb及びTa含有量が評
価された。IN718中の典型的なTi含有量は1.0wt％であ
り、1.5wt％及び2wt％のTiを含有する合金が評価され
た。6wt％までのMo及び6wt％までのＷを含有する合金が
評価された。Crはこれらの合金のうちの幾つかに於ては
12wt％に低減された。Feは18wt％の一定値に設定され、
Ni及びCoが残部の元素であった。全ての合金はＣを含有
していた。
の標本の組成と共に表１に示されている。この表１より
解る如く、鋳造用IN718の公称のNb及びTa含有量は5.0wt
％である。5.5〜6wt％の増大されたNb及びTa含有量が評
価された。IN718中の典型的なTi含有量は1.0wt％であ
り、1.5wt％及び2wt％のTiを含有する合金が評価され
た。6wt％までのMo及び6wt％までのＷを含有する合金が
評価された。Crはこれらの合金のうちの幾つかに於ては
12wt％に低減された。Feは18wt％の一定値に設定され、
Ni及びCoが残部の元素であった。全ての合金はＣを含有
していた。
表１の合金の組成を有する標本について649℃（1200゜
F）にて行われた引張り試験の結果が表２に示されてい
る。この表２より解る如く、僅かな例外を除き、全ての
修正された合金はIN718の基準よりも優れた0.2％降伏強
さ及び極限引張り強さを有していた。修正された合金に
ついての延性の測定値（即ち伸び及び面積減少率）は一
般にIN718の基準よりも減少していた。このことは修正
された合金の引張り特性が向上しているので予期しない
ことであった。
F）にて行われた引張り試験の結果が表２に示されてい
る。この表２より解る如く、僅かな例外を除き、全ての
修正された合金はIN718の基準よりも優れた0.2％降伏強
さ及び極限引張り強さを有していた。修正された合金に
ついての延性の測定値（即ち伸び及び面積減少率）は一
般にIN718の基準よりも減少していた。このことは修正
された合金の引張り特性が向上しているので予期しない
ことであった。
表２の合金の金属組織学的検査により、Crは鋳放し状
態の微細組織中のラーフェス相の量に大きな影響を及ぼ
すことが解った。このとは驚くべきことであった。何故
ならば、ラーフェス相中の主要な元素はNi及びNbである
からである。これらの合金中に於けるCrの影響が第1a図
及び第1b図に示されている。これらの図に示された標本
は標準的な金属組織学的方法を用いて用意された。ラー
フェス相の析出物を明瞭に観察し得るよう、標本は10％
のシュウ酸を含む水溶液に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
相はデンドライト間の領域に於ける白色の相として現わ
れている。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（γ″）強化相、即ちNi3Nbであ
る。IN718中のマトリックス相はニッケル固溶体、即ち
γ相である。図に示されている如く、19％のCrを含有す
る合金（表１の合金13）に於ては微細組織中に実質的な
量のラーフェス相が存在しており、ラーフェス相は析出
物の相互に接続されたネットワークの形態をなしている
（第1b図）。12％のCrを含有する合金（表１の合金９）
に於ては、ラーフェス相の量は大きく低減されている
（第1a図）。また合金９の標本中のラーフェス相は合金
13の互いに接続されたネットワークの形態とは対照的に
析出物の互いに独立したプールとして存在している。
態の微細組織中のラーフェス相の量に大きな影響を及ぼ
すことが解った。このとは驚くべきことであった。何故
ならば、ラーフェス相中の主要な元素はNi及びNbである
からである。これらの合金中に於けるCrの影響が第1a図
及び第1b図に示されている。これらの図に示された標本
は標準的な金属組織学的方法を用いて用意された。ラー
フェス相の析出物を明瞭に観察し得るよう、標本は10％
のシュウ酸を含む水溶液に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
相はデンドライト間の領域に於ける白色の相として現わ
れている。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（γ″）強化相、即ちNi3Nbであ
る。IN718中のマトリックス相はニッケル固溶体、即ち
γ相である。図に示されている如く、19％のCrを含有す
る合金（表１の合金13）に於ては微細組織中に実質的な
量のラーフェス相が存在しており、ラーフェス相は析出
物の相互に接続されたネットワークの形態をなしている
（第1b図）。12％のCrを含有する合金（表１の合金９）
に於ては、ラーフェス相の量は大きく低減されている
（第1a図）。また合金９の標本中のラーフェス相は合金
13の互いに接続されたネットワークの形態とは対照的に
析出物の互いに独立したプールとして存在している。
Nb、Ti、Ｗの含有量が増大されることにより機械的性
質が向上され、またCr含有量が低減されることによりラ
ーフェス相の量が低減されたことの結果として、113kg
（250ポンド）の材料の真空誘導溶融（VIM）されたヒー
トが用意された。これらのヒートの目標組成範囲が表３
に示されている。HS1、HS2、HS3と呼ばれるこれらのヒ
ートの実際の化学組成も表３に示されている。
質が向上され、またCr含有量が低減されることによりラ
ーフェス相の量が低減されたことの結果として、113kg
（250ポンド）の材料の真空誘導溶融（VIM）されたヒー
トが用意された。これらのヒートの目標組成範囲が表３
に示されている。HS1、HS2、HS3と呼ばれるこれらのヒ
ートの実際の化学組成も表３に示されている。
表３より解る如く、三つの全ての合金は約12％のCrを
含有しており、合金HS1及びHS3は約３％のMoを含有して
おり、合金HS2は約１％のMoを含有していた。また合金H
S1及びHS2は約６％のNb及びTa、及び２％のTiを含有し
ていたのに対し、合金HS3は約55％のNb及びTa、1.5％の
Tiを含有していた。他の元素については、表１の合金の
場合と同様、Fe含有量が約18％の一定値に設定され、Ni
及びCoが残部の元素であった点を除き典型的なIN718の
組成と同様であった。
含有しており、合金HS1及びHS3は約３％のMoを含有して
おり、合金HS2は約１％のMoを含有していた。また合金H
S1及びHS2は約６％のNb及びTa、及び２％のTiを含有し
ていたのに対し、合金HS3は約55％のNb及びTa、1.5％の
Tiを含有していた。他の元素については、表１の合金の
場合と同様、Fe含有量が約18％の一定値に設定され、Ni
及びCoが残部の元素であった点を除き典型的なIN718の
組成と同様であった。
IN718との対比に於てこれらの修正された合金の機械
的性質を判定すべく、二つの互いに異なるエンジンの構
成要素（現在のエンジンに於てはIN718の鋳造品であ
る）が当技術分野に於て公知の方法を使用して精密鋳造
された。四つの全ての合金（IN718、HS1、HS2、HS3）の
構成要素は実質的に互いに同一の条件にて鋳造され、次
いで互いに接続された表面下の気孔を閉ざすべく103.4M
Pa（15000psi）に於て1190℃（2175゜F）にて４時間に亙
るHIP処理が施された。HIP処理の後、各構成要素は機械
的性質を最適化すべく熱処理された。IN718の標本の熱
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、7
32℃（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）の冷却速度にて663℃
（1225゜F）まで炉冷することと、663℃（1225゜F）に８
時間保持することと、室温にまで冷却することとを含ん
でいた。三つの修正された全ての合金に対する熱処理
は、安定化処理が省略され、溶体化処理が1051℃（1925
゜F）にて１時間に亙り行われ、時効処理がIN718の場合
と同様に行われた点を除きIN718に対する熱処理と同様
であった。21℃（70゜F）及び649℃（1200゜F）に於て行
われた引張り試験の結果がそれぞれ表４及び表５に示さ
れている。第2a図乃至第2d図に於て、表５よりの649℃
（1200゜F）に於けるデータが平均化された棒グラフとし
て示されている。
的性質を判定すべく、二つの互いに異なるエンジンの構
成要素（現在のエンジンに於てはIN718の鋳造品であ
る）が当技術分野に於て公知の方法を使用して精密鋳造
された。四つの全ての合金（IN718、HS1、HS2、HS3）の
構成要素は実質的に互いに同一の条件にて鋳造され、次
いで互いに接続された表面下の気孔を閉ざすべく103.4M
Pa（15000psi）に於て1190℃（2175゜F）にて４時間に亙
るHIP処理が施された。HIP処理の後、各構成要素は機械
的性質を最適化すべく熱処理された。IN718の標本の熱
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、7
32℃（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）の冷却速度にて663℃
（1225゜F）まで炉冷することと、663℃（1225゜F）に８
時間保持することと、室温にまで冷却することとを含ん
でいた。三つの修正された全ての合金に対する熱処理
は、安定化処理が省略され、溶体化処理が1051℃（1925
゜F）にて１時間に亙り行われ、時効処理がIN718の場合
と同様に行われた点を除きIN718に対する熱処理と同様
であった。21℃（70゜F）及び649℃（1200゜F）に於て行
われた引張り試験の結果がそれぞれ表４及び表５に示さ
れている。第2a図乃至第2d図に於て、表５よりの649℃
（1200゜F）に於けるデータが平均化された棒グラフとし
て示されている。
現代のガスタービンエンジンに使用される鋳造されHI
P処理され熱処理されたIN718は、649℃（1200゜F）に於
ける0.2％降伏強さとして最小限約620.5MPa（90000ps
i）の値を有し、649℃（1200゜F）に於ける極限引張り強
さとして最小限約689.5MPa（100000psi）の値を有して
いなければならない。表４、表５及び第2a図乃至第2d図
に於て、本発明の合金は、それが鋳造されHIP処理され
熱処理された状態に於ては、少なくとも25％これらの最
小限の特性要件を上回っていることが解る。三つの修正
された合金のうち649℃（1200゜F）に於ける最良の0.2％
降伏強さ及び極限引張り強さを有する合金HS2は、37％
以上上述の最小限特性要件を上回っていた。また三つの
修正された合金の延性はIN718の延性に匹敵するもので
ある。
P処理され熱処理されたIN718は、649℃（1200゜F）に於
ける0.2％降伏強さとして最小限約620.5MPa（90000ps
i）の値を有し、649℃（1200゜F）に於ける極限引張り強
さとして最小限約689.5MPa（100000psi）の値を有して
いなければならない。表４、表５及び第2a図乃至第2d図
に於て、本発明の合金は、それが鋳造されHIP処理され
熱処理された状態に於ては、少なくとも25％これらの最
小限の特性要件を上回っていることが解る。三つの修正
された合金のうち649℃（1200゜F）に於ける最良の0.2％
降伏強さ及び極限引張り強さを有する合金HS2は、37％
以上上述の最小限特性要件を上回っていた。また三つの
修正された合金の延性はIN718の延性に匹敵するもので
ある。
表２に示された649℃（1200゜F）に於ける引張り特性
を表５の特性と比較することにより、合金の組成（表１
及び表３参照）が同様であっても或る程度の差異がある
ことが解る。これらの差異は表２の標本の凝固速度が表
５の標本の凝固速度よりも速いことに起因するものと考
えられる。凝固速度が速いことにより鋳放し状態での結
晶寸法が小さくなり、また引張り特性が向上した。
を表５の特性と比較することにより、合金の組成（表１
及び表３参照）が同様であっても或る程度の差異がある
ことが解る。これらの差異は表２の標本の凝固速度が表
５の標本の凝固速度よりも速いことに起因するものと考
えられる。凝固速度が速いことにより鋳放し状態での結
晶寸法が小さくなり、また引張り特性が向上した。
鋳放し状態に於けるHS1、HS2、HS3について金属組織
学的検査を行うことにより、これらの合金はIN718に比
してCr含有量が低いことに起因して、同様に処理された
IN718の鋳造品よりもラーフェス相の析出物の量が少な
いことが解った。このことは第１図に示された標本に関
し得られた観察結果と符号している。
学的検査を行うことにより、これらの合金はIN718に比
してCr含有量が低いことに起因して、同様に処理された
IN718の鋳造品よりもラーフェス相の析出物の量が少な
いことが解った。このことは第１図に示された標本に関
し得られた観察結果と符号している。
上述の修正された合金はIN718と同一の鋳造性を有し
ているものと判断された。「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。一般に、検出される欠陥の数が少
なければ少ない程合金の鋳造性は良好である。IN718と
の対比に於て本発明の合金の鋳造性を評価する試験に於
ては、全ての材料は良好に鋳型を充填し、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た。かくして
これらの合金は互いに匹敵する鋳造性を有するものと結
論付けられた。
ているものと判断された。「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。一般に、検出される欠陥の数が少
なければ少ない程合金の鋳造性は良好である。IN718と
の対比に於て本発明の合金の鋳造性を評価する試験に於
ては、全ての材料は良好に鋳型を充填し、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た。かくして
これらの合金は互いに匹敵する鋳造性を有するものと結
論付けられた。
本発明の合金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、即ちスクラップが使用されてもよい
ものと考えられる。
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、即ちスクラップが使用されてもよい
ものと考えられる。
鋳放し状態に於ける鋳造品中の表面に現われない互い
に接続された気孔を閉ざすためには、構成要素は鋳造後
にHIP処理に付されなければならない。気孔を好ましく
低減する一つのHIP処理は、103.4MPa（15000psi）に於
て1190℃（2175゜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。
に接続された気孔を閉ざすためには、構成要素は鋳造後
にHIP処理に付されなければならない。気孔を好ましく
低減する一つのHIP処理は、103.4MPa（15000psi）に於
て1190℃（2175゜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。
大型で複雑な鋳造品は表面に接続された気孔や介在物
の如き鋳放し状態の欠陥を含んでいるので、かかる鋳造
品はその欠陥を修復すべく溶接し得るものでなければな
らない。鋳放し状態の微細組織中にラーフェス相が存在
することにより、溶接時のガスの発生や溶接スパッタの
発生の傾向が大きく増大される。1985年に出版された
「アクタ・メタラジカ（Acta Metallurgica）」のVol.3
3、No.7の第1205頁〜第1216頁のヴィンセント（Vincen
t）による「ニッケル基超合金Inconel 718の溶接部の周
りの析出（Precipitation Around Welds In the Nickel
Base Superalloy Inconel718）」によれば、ラーフェ
ス相も熱影響部の微小割れの生成に関係している。今日
まで行われた試験によれば、本発明の合金に於ては、ラ
ーフェス相は溶接性に悪影響を及ぼす程度にまでは生成
しない。従ってこれらの合金は溶接可能な合金であると
見なされる。尚本願出願人と同一の譲受人に譲渡された
米国特許出願第565,589号には、鋳放し状態のラーフェ
ス相を合金マトリックス中に溶解させるための熱処理が
記載されている。
の如き鋳放し状態の欠陥を含んでいるので、かかる鋳造
品はその欠陥を修復すべく溶接し得るものでなければな
らない。鋳放し状態の微細組織中にラーフェス相が存在
することにより、溶接時のガスの発生や溶接スパッタの
発生の傾向が大きく増大される。1985年に出版された
「アクタ・メタラジカ（Acta Metallurgica）」のVol.3
3、No.7の第1205頁〜第1216頁のヴィンセント（Vincen
t）による「ニッケル基超合金Inconel 718の溶接部の周
りの析出（Precipitation Around Welds In the Nickel
Base Superalloy Inconel718）」によれば、ラーフェ
ス相も熱影響部の微小割れの生成に関係している。今日
まで行われた試験によれば、本発明の合金に於ては、ラ
ーフェス相は溶接性に悪影響を及ぼす程度にまでは生成
しない。従ってこれらの合金は溶接可能な合金であると
見なされる。尚本願出願人と同一の譲受人に譲渡された
米国特許出願第565,589号には、鋳放し状態のラーフェ
ス相を合金マトリックス中に溶解させるための熱処理が
記載されている。
気孔や介在物の如き欠陥が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例えばアーク溶接法を
用いて溶接により修復されてよい。この場合溶接ビード
と母材金属との間の非両立性を回避すべく、表３に示さ
れた組成範囲内の組成を有する溶接充填材金属（例えば
ワイヤ又は棒材）が使用されることが好ましい。構成要
素は溶接前に1051℃（1925゜F）にて１時間に亙り熱処理
され、しかる後空冷されることが好ましい。構成要素は
溶接による修復の後に再度検査され、もはや欠陥が認め
られない場合には、その構成要素は機械的性質を最適化
すべく、1051＋14℃（1925＋25゜F）にて１時間に亙る熱
処理、732±14℃（1350±25゜F）にて８時間に亙る熱処
理、毎時約55℃（100゜F）の冷却速度にて663℃（1225゜
F）まで炉冷し、しかる後663±14℃（1225±25゜F）にて
８時間に亙る熱処理を行い、しかる後空冷を行う熱処理
スケジュールに従って熱処理される。
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例えばアーク溶接法を
用いて溶接により修復されてよい。この場合溶接ビード
と母材金属との間の非両立性を回避すべく、表３に示さ
れた組成範囲内の組成を有する溶接充填材金属（例えば
ワイヤ又は棒材）が使用されることが好ましい。構成要
素は溶接前に1051℃（1925゜F）にて１時間に亙り熱処理
され、しかる後空冷されることが好ましい。構成要素は
溶接による修復の後に再度検査され、もはや欠陥が認め
られない場合には、その構成要素は機械的性質を最適化
すべく、1051＋14℃（1925＋25゜F）にて１時間に亙る熱
処理、732±14℃（1350±25゜F）にて８時間に亙る熱処
理、毎時約55℃（100゜F）の冷却速度にて663℃（1225゜
F）まで炉冷し、しかる後663±14℃（1225±25゜F）にて
８時間に亙る熱処理を行い、しかる後空冷を行う熱処理
スケジュールに従って熱処理される。
本発明の組成を有する鋳造品は、好ましい機械的性質
を有し、また溶接性を有しているので、ガスタービンエ
ンジンの如きターボ機械に使用される大型且複雑な鋳造
品の製造に有用である。またたこれらの鋳造品はディフ
ューザケースやロータディスクの如き構成要素の製造に
特に有用である。
を有し、また溶接性を有しているので、ガスタービンエ
ンジンの如きターボ機械に使用される大型且複雑な鋳造
品の製造に有用である。またたこれらの鋳造品はディフ
ューザケースやロータディスクの如き構成要素の製造に
特に有用である。
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1a図及び第1b図は微細組織中にラーフェス相が存在す
る金属組織を100倍にて示す顕微鏡写真である。 第2a図乃至第2d図は表５の引張り試験のデータを示すグ
ラフである。
る金属組織を100倍にて示す顕微鏡写真である。 第2a図乃至第2d図は表５の引張り試験のデータを示すグ
ラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％にて、10〜15％のCr、合計で50〜55
％のNi及びCo、3.3％以下のMo、合計で5.5〜6.5％（5.5
％を除く）のNb及びTa、0.65〜2.25％のTi、0.4〜0.8％
のAl、残部Feなる組成を有し、鋳放し状態の微細組織中
にガンマダブルプライム相が生ずることにより強化され
ていると共に該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 |
|---|---|---|---|
| US06/814,695 US4888253A (en) | 1985-12-30 | 1985-12-30 | High strength cast+HIP nickel base superalloy |
| US814695 | 1985-12-30 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62247043A JPS62247043A (ja) | 1987-10-28 |
| JP2588705B2 true JP2588705B2 (ja) | 1997-03-12 |
Family
ID=25215755
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61315919A Expired - Lifetime JP2588705B2 (ja) | 1985-12-30 | 1986-12-29 | ニッケル基超合金 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4888253A (ja) |
| EP (1) | EP0234172B1 (ja) |
| JP (1) | JP2588705B2 (ja) |
| KR (1) | KR940008941B1 (ja) |
| BR (1) | BR8606439A (ja) |
| DE (1) | DE3689823T2 (ja) |
| IL (1) | IL80969A (ja) |
| NO (1) | NO864907L (ja) |
Families Citing this family (23)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5071054A (en) * | 1990-12-18 | 1991-12-10 | General Electric Company | Fabrication of cast articles from high melting temperature superalloy compositions |
| CN1151191A (zh) | 1994-06-24 | 1997-06-04 | 特勒达因工业公司 | 镍基合金及方法 |
| GB9419712D0 (en) * | 1994-09-30 | 1994-11-16 | Rolls Royce Plc | A turbomachine aerofoil and a method of production |
| US5679180A (en) * | 1995-06-22 | 1997-10-21 | United Technologies Corporation | γ strengthened single crystal turbine blade alloy for hydrogen fueled propulsion systems |
| US20020005233A1 (en) * | 1998-12-23 | 2002-01-17 | John J. Schirra | Die cast nickel base superalloy articles |
| US6247638B1 (en) * | 1999-04-28 | 2001-06-19 | Allison Advanced Development Company | Selectively reinforced member and method of manufacture |
| US6531002B1 (en) * | 2001-04-24 | 2003-03-11 | General Electric Company | Nickel-base superalloys and articles formed therefrom |
| US6730264B2 (en) | 2002-05-13 | 2004-05-04 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloy |
| US7156932B2 (en) * | 2003-10-06 | 2007-01-02 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and methods of heat treating nickel-base alloys |
| US9409259B2 (en) * | 2005-04-22 | 2016-08-09 | Stoody Company | Welding compositions for improved mechanical properties in the welding of cast iron |
| 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 |
| CN101939454A (zh) * | 2007-12-17 | 2011-01-05 | 埃克森美孚研究工程公司 | 通过沉淀硬化的高强度镍合金焊缝 |
| RU2451767C2 (ru) * | 2010-08-04 | 2012-05-27 | Российская Федерация в лице Министерства промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) | Способ обработки деталей из сплава на основе никеля |
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| JPS6013050A (ja) * | 1983-07-05 | 1985-01-23 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱合金 |
Family Cites Families (9)
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-
1985
- 1985-12-30 US US06/814,695 patent/US4888253A/en not_active Expired - Lifetime
-
1986
- 1986-12-08 NO NO864907A patent/NO864907L/no unknown
- 1986-12-15 IL IL80969A patent/IL80969A/xx not_active IP Right Cessation
- 1986-12-22 DE DE3689823T patent/DE3689823T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1986-12-22 EP EP86630202A patent/EP0234172B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1986-12-24 BR BR8606439A patent/BR8606439A/pt unknown
- 1986-12-26 KR KR1019860011264A patent/KR940008941B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1986-12-29 JP JP61315919A patent/JP2588705B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6013020A (ja) * | 1983-07-05 | 1985-01-23 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱合金の熱処理方法 |
| JPS6013050A (ja) * | 1983-07-05 | 1985-01-23 | Daido Steel Co Ltd | 耐熱合金 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
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| DE3689823D1 (de) | 1994-06-01 |
| EP0234172A3 (en) | 1989-08-23 |
| JPS62247043A (ja) | 1987-10-28 |
| EP0234172A2 (en) | 1987-09-02 |
| US4888253A (en) | 1989-12-19 |
| EP0234172B1 (en) | 1994-04-27 |
| KR940008941B1 (ko) | 1994-09-28 |
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| DE3689823T2 (de) | 1994-08-11 |
| BR8606439A (pt) | 1987-10-20 |
| KR870006223A (ko) | 1987-07-10 |
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