JP2955778B2 - 制御熱膨張合金及びそれにより製造された製品 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 発明の背景 本発明は、クロムを含有した析出強化性ニッケル−コ
バルト−鉄基合金（precipitation strengthenable,nic
kel−cobalt−iron base alloys）及びそれにより製造
された製品に係るもので、特に、制御熱膨張と、高温耐
酸化性と強度と、延性とを兼ね備えるようバランスされ
た合金及び製品に関するものである。

析出強化性の制御熱膨張合金は、或る装置について使
用する場合に要求される高強度と低熱膨張特性とを兼ね
備えているので、精密公差が高運転温度で維持されなけ
ればならない装置、例えば、ジェット航空機エンジンや
ガスタービンに用いられている。公知の制御熱膨張合金
が使用中に晒される高温、例えば、538℃（1000゜F）ま
での温度が、更に高温、例えば、649℃（1200゜F）まで
及びそれ以上になることがありうる。そのようなより高
い運転温度で、公知の制御熱膨張合金の耐酸化性は無力
となり、そのような合金にて製造された部品の有効寿命
を短縮させる効果となりうる。

公知の制御熱膨張合金が538℃（1000゜F）以上の温度
で破局的に酸化するのを防止するために保護コーティン
グが用いられている。保護コーティングを用いる場合の
欠点は、公知の保護コーティングを高温、例えば、843
〜954℃（1550゜〜1750゜F）で適用しなければならず、
合金がそのような温度に晒されると、合金が次いで時効
硬化した時にそのことが所望の機械的特性の達成を制限
することとなる点にある。被覆工程中に部品の反りまた
はひずみのような欠陥が生ずるため、保護コーティング
を適用した場合にしばしば望ましくない量のスクラップ
を発生させる結果となる。

従って、低熱膨張と高強度と、良好な延性、特に、良
好な応力破壊延性と、保護コーティングの適用を必要と
せずに約649℃（1200゜F）までの温度での良好な耐酸化
性とを備えた高温合金の必要性が生じる。

米国特許第4,066,447号は、「ガンマ−プライム プ
リシピテイト（gamma−prime precipitate）で強化され
た高張力ロウエックスニッケル−鉄合金製品（high−st
rength low−expansion nickel−iron alloy product）
において、良好な切欠き強度、特に、649℃（1200゜F）
切欠き−破壊強化（1200゜F notch−rupture strengt
h）を確保することの不可避的な困難性…」を克服する
という所定の目的のために少量のクロムを含有したニッ
ケル−鉄基合金に係るものである。その特許第4,066,44
7号中に述べられている合金の広範の成分は、重量％で
次の通りである。

C ０ 〜 0.20 Mn ０ 〜 2 Si ０ 〜 1 P ０ 〜 0.015 S ０ 〜 0.015 Cr 1.7〜 8.3 Ni 30 〜57 Mo ０ 〜 1 Co ０ 〜31 Ti １ 〜 2 Al ０ 〜 1.5 Nb 1.5〜 5 Zr 0.10 B ０ 〜 0.03 Cu ０ 〜 1 W ０ 〜 1 残部は少なくとも34重量％の量の鉄である。この合金
の成分は、その特許公報の第２欄の第52〜61行目迄に述
べられているA,B,C及びＤの４つの関係を満足させるた
めにコントロールされる。

米国特許第4,200,459号は、6.2％までのクロムを含有
しうるニッケル−鉄基合金に係るものである。この特許
で特徴が明らかにされているように、この合金は、制御
された熱膨張率と屈曲温度（inflection temperature）
と…時効硬化状態においての高強度とを備え、応力集中
ジオメトリー（stressconcentrating geometries）に対
する有害な感度を克服し加熱酸化雰囲気中においての長
期耐久応力に対する耐性を促進させるために特に限定さ
れた成分を有している。特許第4,200,459号に述べられ
ている合金の広範な成分は、重量％次のとおりである。

C 最大0.03 Mn ０ 〜 2 Si ０ 〜 0.5 P 最大0.015 S 最大0.015 Cr ０ 〜 6.5 Ni 34 〜55.3 Mo ０ 〜 1 Co ０ 〜25.2 Ti １ 〜 2 Al 最大0.20 Nb＋1/2Ta 1.5〜 5.5 Zr ０ 〜 0.1 B ０ 〜 0.03 Cu ０ 〜 1 W ０ 〜 1 Mn＋Cr 最大6.2 残部は約20〜55％の範囲内の鉄である。この合金の成
分は、その特許公報の第２欄の第32〜37行目までに述べ
られているA,B及びＣの３つの関係を満足させるために
コントロールされる。

米国特許第4,066,447号及び第4,200,459号には、クロ
ムを含有し、コバルトを含有しうるニッケル−鉄基合金
が述べられており、且つ低熱膨張と高張力特性について
記しているが、低熱膨張性と、高強度と、優れた延性並
びに649℃（1200゜F）またはそれ以上に及び温度での良
好な酸化耐性とがうまく組み合わさることを要求する時
代のニーズに答えるためには改善すべき多くの余地があ
る。

発明の概略 公知の析出強化性制御熱膨張合金及びそれにより製造
された製品が、予想されるより高い運転温度に晒される
ことにより関係する問題は、高温酸化耐性と制御熱膨張
と高強度と良好な延性とをユニークに兼ね備えるために
バランスされた広範囲な成分範囲のニッケル−コバルト
−鉄基合金及びそれにより製造された製品に依りかなり
の程度解決される。本合金の好適な成分範囲に依り最良
の結果が得られ、その好適な成分範囲は、重量％で示し
た下記表Ｉに、本合金の広範な及び中間の成分と共に要
約されている。

各範囲における残部は実質的に鉄である。それらの範
囲内において、下記の関係１が少なくとも約0.3である
が約1.3より大きくなく、下記の関係２が少なくとも約4
7であるが約53より大きくないよう成分は下記関係式に
従ってバランスされる。

ニオブとチタンとアルミニュームの合算量は、本合金
の約３〜７原子％（atomic percent）で、ニオブとチタ
ンとアルミニュームは、％Nb:％Ti＝3:1〜8:1,％Ti:％A
l≧1:1の割合になるよう重量％で配分される。表Ｉ及び
表IIに説明されている合金については、重量％での硬化
剤含有量（hardener content）を、次の簡単な関係式
「原子％硬化剤＝0.62（％Nb）＋1.20（％Ti）＋2.13
（％Al）］を用いて、合理的な正確さで原子％の硬化剤
に換算することができる。約0.5％以上のモリブデンが
存在する場合には、モリブデンとクロムとは、％Mo:％C
r≦1:2の割合になるよう配分される。％Mn＋％Ｖ＋％Cu
＋％Ｗの総量は、≦２で、モリブデンを最大約0.5％に
制限する場合には、％Mn＋％Mo＋％Ｖ＋％Cu＋％Ｗの総
量は、≦２である。更に、カルシウム，マグネシウム及
び（又は）セリウムの各々は、脱酸化剤及び（又は）脱
硫添化剤以外の残部として、最大約0.01％まで存在させ
ることができる。

上記表は、便宜上要約したものであって、単に互いに
組み合わせてのみ使用する場合における本発明の合金の
各元素の範囲の下限値及び上限値を制限したり、また
は、単に互いに組合わせてのみ使用する場合における元
素の広範囲，中間範囲又は好適な範囲を制限するもので
はない。従って、或る元素の広範囲，中間範囲及び好適
な範囲の１つ又はそれ以上を採用しながら、残りの元素
の他の範囲の１つ又はそれ以上を採用することもでき
る。更に、或る元素の広範，中間又は好適な範囲の下限
又は上限の一方を採用しながら、残りの範囲の１つから
その元素の上限又は下限の他方を採用することもでき
る。

本明細書を通して、特に指定していない限り、パーセ
ント（％）は重量％を意味するものとする。更に、市販
の合金にニオブを合金添化するのに用いられる市販のチ
ャージ剤（commercially available charge material
s）中に見い出される通常量のタンタルを含めること
は、ニオブを参照することによって行われる。

詳細な説明 本発明に依る合金においては、ニッケル，コバルト及
び鉄が一緒になって作用して、非常に低い温度に対して
熱的に安定したオーステナイトマトリックス構造を提供
する。ニッケルとコバルトの両者とも合金の高い屈曲温
度（elevated inflection temperature）のみならず低
い熱膨張率にも寄与する。本明細書を通じて用いた用語
「熱膨張率」及び「熱膨張係数」は、特定の温度範囲、
通常室温から高温までの温度範囲を通じての平均的な線
熱膨張係数をいうものとする。ニッケル，コバルト及び
鉄も、同様にニオブ，チタン，アルミニューム及びシリ
コンの１つ又はそれ以上と反応して、主に、以下に詳述
する、時効硬化熱処理により、及び少ない程度であるが
固溶化熱処理後の冷却中に、粒子内析出（intragranula
r precipitate）及び（又は）粒間析出（intergranular
precipitate）として生じる金属間相を形成する。従っ
て、本合金中には、少なくとも約15％、好ましくは少な
くとも約20％、より好ましくは少なくとも約22％のニッ
ケルが存在し、少なくとも約22％、好ましくは少なくと
も約23％、より好ましくは少なくとも約24％のコバルト
が存在する。最良の結果を得るためには、少なくとも約
23％のニッケルと少なくとも約25％のコバルトが存在す
る。

ニッケルとコバルトから得られる利点によって、これ
らの元素のより高いレベルでの値（value）を減少させ
るので、それらの添化コストがどのくらいになるか保証
することができない。更に、いくらかの鉄に代えて過剰
の量のニッケル及び（又は）コバルトを存在させると合
金の熱膨張率を増大させることとなる。従って、ニッケ
ルは、約32.5％以下、好ましくは約32％以下、より好ま
しくは約30％以下の量に制限する。コバルトは、約46％
以下、好ましくは約40％以下、より好ましくは約34％以
下の量に制限する。最良の結果を得るためには、約28％
程度にすぎない量のニッケルと約30％程度にすぎない程
度の量のコバルトが本合金中に存在する。

クロムは、本合金の耐食性及び高温酸化耐性に利する
ものであり、少なくとも約3.0％、好ましくは少なくと
も約4.0％、より好ましくは約5.0％のクロムが本合金中
には存在する。然しながら、クロムの量を増加させる
と、屈曲温度を低下させ熱膨張係数を屈曲温度にまで増
加させる結果となるので、クロムは本合金の低熱膨張特
性に一層悪影響を及ぼす。従って、約10％以下、好まし
くは約８％以下、より好ましくは約7.5％以下のクロム
が本合金中に存在する。

ニオブ，チタン及び存在する場合にはアルミニューム
は、本合金によって提供される高強度に主として寄与す
る。ニオブ，チタン及びアルミニュームの一部は、本合
金の時効硬化熱処理中にニッケル，鉄及び（又は）コバ
ルトのあるものと反応して強化相（strengthening phas
e）を形成する。特有の成分に依ると、本合金中で析出
するかもしれない相の中には公知のガンマ−プライム相
（gamma prime phase），ガンマ−ダブルプライム相（g
amma double−prime phase），η相及び（又は）デルタ
相がある。その上、ニッケルとコバルトとニオブとシリ
コンとを含んだ球状の金属間化合相が熱間加工又は温間
加工中に本合金中に粒子内析出又は粒間析出する。ニッ
ケル−コバルト−ニオブ−シリコン相は、上述した他の
金属間化合相に相当する相より高いソルバス温度（solv
us temperature）を有している。その比較的高いソルバ
ス温度を有するために、本合金を約1121℃（2050゜F）
まで加熱した時にかなりの量のニッケル−コバルト−ニ
オブ−シリコン相が溶融しないままとなる。

本合金の特徴である高強度と良好な応力破壊延性（st
ress rupture ductility）とが組み合わさった特性を提
供するために十分な量の強化相が析出することを確実に
するべく、少なくとも約３％又は3.0％、好ましくは少
なくとも約3.5％、より好ましくは少なくとも約4.0％の
ニオブが本合金中に存在する。少なくとも約0.3％、好
ましくは少なくとも約0.5％、より好ましくは少なくと
も約0.6％、のチタンが本合金中に存在する。約１％ま
でのアルミニュームを本合金中に存在させることができ
る。好ましくは少なくとも約0.1％、より好ましくは少
なくとも約0.3％のアルミニュームが本合金中に存在す
る。

過剰な量のニオブ，チタン及びアルミニュームは、本
合金の特徴である低熱膨張率と高屈曲温度とに悪影響を
及ぼす。その上、ニオブが多過ぎると、凝固中に好まし
くない量のレイブス相（Laves phase）、すなわち、（F
e,Ni,Co）_２（Nb,Si）を形成させる結果となる。従っ
て、ニオブは、約７％以下に、好ましくは約6.5％以下
に、より好ましくは約6.0％以下に制限する。最良の結
果を得るためには、約5.5％以下のニオブが存在する。
本合金中でアルミニューム及び（又は）チタンが多過ぎ
ると、熱膨張特性に及ぼす悪影響に加えて、本合金の引
張破壊延性，応力破壊延性に悪影響を及ぼす。従って、
約１％以下、好ましくは約0.8％以下、より好ましくは
約0.6％以下のアルミニュームが本合金中に存在する。
チタンが多過ぎると、同様に本合金の耐酸化性に悪影響
を及ぼし、これ故約２％以下、好ましくは約1.8％以
下、より好ましくは約1.5％以下のチタンが本合金中に
存在する。最良の結果を得るためには、本合金は約1.0
％以下のチタンを含有する。

ニオブ，チタン及びアルミニュームは、本合金の特徴
である強度，延性，低熱膨張率，耐酸化性がユニークに
組み合わさった特性を提供するための範囲内でコントロ
ールする。この点では、本合金中に存在するNbとTiとAl
の合算量は約３〜７原子パーセント、より好ましくは約
４〜６原子パーセントである。更に、NbとTiとAlの重量
パーセントは、％Nb:％Tiの割合が3:1〜8:1、好ましく
は4:1〜8:1、より好ましくは4:1〜7:1、％Ti:％Alの割
合が少なくとも1:1、好ましくは1:1〜4:1となるよう配
分する。

シリコンはニッケル，コバルト及びニオブと上述した
ように反応してNi−Co−Nb−Si相を形成することによっ
て本合金の破壊寿命及びコンビネーション スムース−
ノッチ破壊延性（combination smooth−notch rupture
ductility）に寄与するので、少なくとも少量であるが
有効量のシリコンが本合金中に存在する。シリコンは同
様に本合金の耐酸化性に益する。従って、好ましくは約
0.1％、より好ましくは少なくとも約0.2％のシリコンが
存在する。シリコンが多過ぎると、本合金の引張強さ，
降伏強さに悪影響を及ぼし、凝固中に好ましくない量の
レイブス相、すなわち、（Fe,Ni,Co）_２（Nb,Si）の形
成を促進させることとなる。従って、約0.8％以下、好
ましくは約0.7％、より好ましくは約0.5％以下のシリコ
ンが本合金中に存在する。

他の元素は任意に付加するものとして本合金中に存在
させることができる。例えば、少なくとも少量であるが
有効量のホウ素を存在させることができ、好ましくは少
なくとも約0.002％のホウ素が存在する。本合金が約0.0
05％のホウ素を含有している場合に良い結果が得られ
た。ホウ素を存在させた場合には、少量のホウ素が結晶
粒界に好ましくない相が析出するのを防止し、それ故応
力破壊寿命と延性とを向上させると考えられる。然しな
がら、ホウ素は本合金中において0.02％以下、好ましく
は約0.01％以下に限定する。

本合金には、ホウ素を含有させる場合と同様の理由
で、約0.1％までの、より好ましくは約0.05％のジルコ
ニウムを含有させることができる。

高湿度気候のような穏やかな腐食性大気雰囲気又は塩
分雰囲気中における孔食耐性を高めるために、本合金中
にはクロムのいくぶんかの代わりに約３％までのモリブ
デンを存在させることができる。ただし、モリブデンと
クロムとの割合は重量％を基準にして1:2を越えないこ
とを条件とする。モリブデンは、本合金の低熱膨張特性
に悪影響を及ぼすので、好ましくは最大約0.5％、最良
の結果を得るためには最大約0.2％に制限する。

利用する溶融法によって生じる残量として本合金中に
はその他の元素を含めることができる。例えば、最大約
0.1％、好ましくは最大約0.5％，より好ましくは最大約
0.2％マンガンを含めることができる。バナジウム，銅
及び（又は）タングステンの各々を最大約0.5％、好ま
しくは最大約0.2％まで含有させることができる。マン
ガン，バナジウム，銅，タングステン及びモリブデンは
合金の屈曲温度と熱膨張係数に悪影響を及ぼすので、％
Mn＋％Ｖ＋％Cu＋％Ｗの総量、また、モリブデンを最大
約0.5％に制限した場合の％Mn＋％Mo＋％Ｖ＋％Cu＋％
Ｗの総量は、最大約２％以下、好ましくは最大約１％以
下とする。

カルシウム，マグネシウム及び（又は）セリウムを脱
酸添化物及び（又は）脱硫添化物を除く残余として、ま
た、高温引張延性と応力破壊延性の如き所望の機械的特
性に利するためのものとして、それぞれ最大約0.01％ま
で、好ましくは最大約0.005％まで存在させることがで
きる。

合金の残部は、同一の又は同様の用途に用いられる市
販等級の合金中に見い出される通常の不純物以外は鉄で
ある。然しながら、そのような不純物元素の度合いは本
合金の所望の特性に悪影響を及ぼさないようコントロー
ルしなければならない。この点で、炭素は最大約0.2
％、好ましくは最大約0.1％、より好ましくは最大約0.0
5％に制限する。リンは約0.015％以下、好ましくは最大
約0.010％、より好ましくは最大約0.005％に制限し、イ
オウは最大約0.010％以下、好ましくは最大約0.005％以
下に制限する。

本合金の利点は広い温度範囲、例えば、室温〜約649
℃（1200゜F）の温度範囲を通して、耐酸化性と制御熱
膨張とが組み合わさった非常に望ましい特性を提供する
ようニッケル，コバルト，クロム及び鉄がコントロール
されている点にある。上述した如く、本合金は実質的に
オーステナイト マトリックス構造を有している。適切
な固溶化熱処理と時効硬化熱処理中に強化相を形成する
析出反応によってマトリックスのニッケル及びコバルト
の含有量が減少することを認識して、そのような熱処理
後に耐酸化性と低熱膨張率とが組み合わさった所望の特
性を発揮するようそれらの元素を次の関係式に従ってコ
ントロールする。

元素Ni,Co,Fe,Cr,Nb,Al及びTiは、関係式１が約0.3−
1.3、好ましくは0.3−1.2、より好ましくは約0.4−1.
0、最良の結果を得るためには約0.4−0.7となり、関係
式２が約47−53、好ましくは約47−52、より好ましくは
約48−52となるように上記関係式に従ってコントロール
する。

本発明の合金は真空溶解技術を用いて簡単に溶解し、
種々の形態に鋳造させる。補足的な精練が要求される場
合に最良の結果を得るためには、多重溶解プラクティス
が好ましい。例えば、工業的に用いられている好適なプ
ラクティスにおいては、真空誘導炉（VIM）中でヒート
（heat）を溶解させてそのヒートを電極の形態に鋳造す
る。その電極を好ましくは真空アーク炉（VAR）中で再
溶解させてインゴットを再鋳する。エレクトロスラグ精
練法（ESR）は満足のいく精練結果を提供することがで
きる。本合金のインゴットは、何らかの成分グラジエン
ト（compositional gadient）を最小限度におさえ、存
在するかもしれないレイブス相を除去または減少させる
ために通常均質化させる。本合金中について均質化を実
施する場合には、インゴットの空隙率（porosity）を増
加させないよう1121〜1232℃（2050−2250゜F）の温度
間で24時間又はそれ以上実施するのが好ましい。

本合金は約1204℃（2200゜F）〜再結晶温度では熱間
加工することはないが、約1149〜1038℃（2100゜F−190
0゜F）から熱間加工するのが好ましい。本合金の温間加
工は、再結晶温度をかなり下回る温度、例えば、約927
℃（1700゜F）まで実行することができる。本合金の固
溶化熱処理は、熱間加工又は温間加工後に実施するのが
好ましい。本合金は、熱処理される製品の大きさに比例
した時間、約982〜1149℃（1800−2100゜F）の温度で固
溶化熱処理するのが好ましい。この点について、固溶化
熱処理は１インチの金属厚さ毎の温度で約１時間、ただ
し1/4時間以上実施する。その製品を好ましくは空気中
で冷却した後に本合金の固溶化熱処理を実施する。本合
金は、必要な場合には、水で焼入れする場合のような速
い冷却速度で溶解温度から冷却することもできる。

本合金の析出または時効硬化は約677〜843℃（1250−
1550゜F）の温度で少なくとも約４時間本合金を加熱す
ることにより実施するのが好ましい。その後、好ましく
は約38℃（100゜F）/hより大きくない割合で炉冷却する
場合のように、制御しながら本合金を538〜677℃（100
−1250゜F）の範囲内の温度にまで冷却し少なくとも約
４時間そのような温度に維持する。

実施例 表IIに重量％で示した成分を有する本発明による実施
例ヒート１−10を用意した。ヒート１−10は、２−3/4
平方インチのインゴットとして17lb.VIMヒートから鍛造
した。全てのヒートは0.05％のカルシウムを添加するこ
とで脱酸させた。ヒート１−４は、硬化促進元素である
チタン，アルミニューム及びニオブに関して、ヒート５
−８はクロムに関して、ヒート９と10はシリコンに関し
てかなり相違している。インゴットのすべてを均質化さ
せ、1121℃（2050゜F）の温度から１−1/2平方インチに
プレス鍛造し、1066℃（1950゜F）まで再加熱して、１
平方インチにプレス鍛造し、1066℃（1950゜F）まで再
加熱して3/4インチの角棒をプレス鍛造した。

引張試料，コンビネーション スムース−ノッチ応力
破壊試料，膨張計試料（dilatometer specimen），腐食
試験試料及び酸化試験試料のためのブランク（blank）
を鍛造した各バーから切除した。全てのブランクを縦方
向で切断した。ヒート１と９のブランクは、718℃（132
5゜F）で８時間時効させた後に1038℃（1900゜F）で１
時間固溶化熱処理し、次に38℃（100゜F）/h〜621℃（1
150゜F）の割合で炉冷却し、８時間その温度に維持して
次に空気中で冷却することによって熱処理した。ヒート
２−８及びヒート10のブランクは、1093℃（2000゜F）
で固溶化熱処理することにより熱処理し、次にヒート１
と９と同様に時効させた。固溶化熱処理は全ての試験試
料において同じ結晶粒度が得られるようにするために選
択した。

熱処理後に各ヒートのブランクを特に示してない限り
次のように機械仕上した。引張試験試料は、ASTM Spe
c.E8,A370に従ったゲージ直径0.252インチの標準的な半
サイズの二つの引張試験試料を用意し、コンビネーショ
ン スムース−ノッチ応力破壊試験試料については、AS
TM Spec.E292に従って作成しKt＝3.8となるようゲージ
直径が0.178インチでノッチ直径が0.178インチであり低
応力研削によってその試料を二つ用意し、熱膨張試験用
には長さ２インチ，直径0.2インチの膨張計試料を用意
し、腐食試験用には頂角が60゜の円錐形腐食試験試料を
用意し、酸化試験用には直径1/2インチ，長さ1/2インチ
の円柱形の酸化試験試料を用意した。腐食試験試料の円
錐面をみがき、酸化試験試料の両端を平行で平らに研削
した。

室温引張試験の結果を表IIIに示した。表IIIに示した
データーには、二つの引張試験試料の各々についての伸
び率（％El.）と横断面領域における縮小率（％R.A.）
のみならず0.2％オフセット降伏強さ（Y.S.）及び終局
引張強さ（U.T.S.）が含まれている。

応力破壊試験は、649℃（1200゜F）で一定荷重を付加
して74ksiの初期応力を発生させることによりコンビネ
ーション スムース−ノッチ試料について実施した。そ
の応力破壊試験の結果について表IVに示し、その結果デ
ーターには二つの試験試料の各々についての伸び率（％
El.）のみならず時間で示した破壊時破壊寿命が含まれ
ている。

約−９℃（15゜F）毎に各試料の寸法を測定して各試
料の温度を室温から表Ｖの各欄に示した温度にまで上昇
させながら、示差膨張計が示した膨張寸法から各実施例
の熱膨張係数及び屈曲温度を決定した。膨張試験の結果
は室温から表Ｖに示した温度までにおける平均的な線熱
膨張率係数として示した。屈曲温度は接戦交差法（tang
ent intersection method）によって決定した。実施例
ヒートの膨張試験結果を表Ｖに示し、その結果データー
には熱膨張係数と摂氏温度（℃）で示した屈曲温度（In
fl.Temp.）が含まれている。

腐食試験試料は、ASTM標準法B117に従って５％のNaCl
を含んだ塩水噴霧中で試験した。ヒート１−10の塩水噴
霧試験結果については表VIに示した。そのデーターに
は、さびが最初に現れた時（1st Rust）を時間（ｈ）で
示したデーター,200時間後の腐食度合い評定データー
（200h Rating）が含まれている。使用した評定方法
は、１＝さびなし、２＝１〜３点のさび、３＝表面のほ
ぼ５％のさび、４＝表面の５〜10％のさび、５＝表面の
10〜20％のさび、６＝表面の20〜40％のさび、７＝表面
の40〜70％のさび、８＝表面の60〜80％のさび、９＝表
面の80％以上のさびである。各試料の円錐面についての
み、さびを鑑定した。

ヒート５〜10の酸化試験試料は、洗浄し、油を除去
し、水分を取り除くために104℃（200゜F）の炉中にお
いた。乾燥させた試料の各々の重さを測り、その各々を
釉薬をかけた磁器るつぼ中に置いて、次に各るつぼの重
さを測定した。次に、これらのるつぼを静止大気炉中に
置いて677℃（1250゜F）の炉温度で100時間加熱した。
るつぼを炉から取り出した時に、それらを室温まで冷却
した。試料が入ったるつぼの重さと試料だけの重さを測
定した。

静止大気酸化試験の結果を表VIIに示し、この表には
ミリグラム／平方デシメートル（mg/dm²）での酸化重量
の増加（Wt.Gain）が示されている。ヒート５〜３のク
ロムの相違とヒート9,8のシリコンの相違と比較して、
ヒート１〜４間の硬化剤含有量の相違が耐酸化性の点で
非常に異なった結果を生じさせるとは考えにくいので、
ヒート１〜４については耐酸化性試験をしなかった。

表III〜VIIに示したデーターは、本発明による合金
が、良好な引張強さと、良好な引張延性と、良好な応力
破壊強さと、良好な応力破壊延性と、良好な熱膨張率
と、良好な耐食性と、良好な高温酸化耐性とがユニーク
に組み合わさった特性を発揮するものであることを示し
ている。

本発明の合金は、高強度と、低膨張と、良好な耐食性
及び（又は）良好な耐酸化性とが要求される広い様々の
用途に有益である。例えば、本合金は、ジェット航空機
エンジン、限定的ではないがスペーサー，エンジン ケ
ーシング，散気装置，ダクト，ディスク，リング，ファ
スナー及びその他の構造用エンジン部品を含むガスター
ビン部品の使用に好適である。加えて、本合金は、押出
し成形ダイスブロック，押出し成形ダミーブロック，押
出し成形ライナー，ダイカストダイス及びダイス部品を
含む、アルミニューム及びアルミニューム合金のような
材料の押出し成形及び（又は）ダイカスト用の工具の使
用に好適である。本合金は熱検査（heat checking）を
避け又は組み立てた部品との膨張によるミスマッチを避
けるために低熱膨張率が望ましいような、熱硬化性複合
材料から部品を製造するための部品に有益である。ま
た、本合金はろう付け又は溶接のような高温組立て技術
が要求される部品の組立てに一層好ましい。勿論、本合
金は、鋳造物，ビレット，バー，シート，ストリップ，
ロッド，ワイヤー又は粉末の如き種々の形態の製品の使
用にも好適である。

本発明による合金が制御熱膨張と、引張破壊特性と、
応力破壊特性と、耐食性と、高温酸化耐性とがユニーク
に組み合わさった特性を発揮するものであることは、前
記記載とそれに伴う実施例から明らかである。更に、本
合金は周知技術を用いて準備でき、加工でき、熱処理で
き、649℃（1200゜F）までの又はそれ以上の運転温度に
晒されても保護コーティングを必要としない。

ここで用いた用語及び表現は、説明の便宜上用いたも
のであって何ら制限を意味するものではない。そのよう
な用語及び表現を用いたとしても、それは説明した特徴
と均等なもの又はその一部を除外するものではない。然
しながら、請求の範囲内において種々の変更を加えるこ
とができることは明らかである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ディアントニオ ダニエル エイ. アメリカ合衆国、ペンシルヴェイニア州 19533、リースポート、ボックス 1451 アール．ディー．ナンバー１ (56)参考文献 特開 昭55−100948（ＪＰ，Ａ) 特開 昭51−62126（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−159976（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−179728（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−100948（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C22C 19/00,19/05

Claims (15)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量パーセントにして、0.1〜0.8％のシリ
   コンと、3.0〜10％のクロムと、15〜28％のニッケル
   と、24〜46％のコバルトと、0.3〜２％のチタンと、0.1
   〜１％のアルミニウムと、３〜７％のニオブおよび残量
   の鉄とからなる析出強化性制御熱膨張ニッケル−コバル
   ト−鉄基合金であって、 ｃ）ニオブ、チタン及びアルミニウムの合算量が合金の
   約３〜７の原子パーセントであり、 ｄ）％Ni:％Tiの割合が3:1〜8:1及び％Ti:％Alの割合が
   ≧1:1になるようニオブ、チタン及びアルミニウムが配
   合され、 ｅ）炭素は最大0.2％に、リンは最大0.015％に、イオウ
   は最大0.010％に制限されるよう不純物がコントロール
   され、 ｆ）溶融プラクティスを利用した結果として、最大１％
   までのマンガン、それぞれ最大0.5％までのバナジウ
   ム、銅およびタングステンが存在しうる析出強化性制御
   熱膨張ニッケル−コバルト−鉄基合金。
2. 【請求項２】最大0.2％までのホウ素、最大0.1％までの
   ジルコニウム及び最大３％までのモリブデンを含有し、
   ％Mo:％Crの割合が≦1:2となるようモリブデンとクロム
   が配合されていることを特徴とする請求項１に記載の合
   金。
3. 【請求項３】最大0.5％のモリブデンを含有し、％Mn＋
   ％Mo＋％Ｖ＋％Cu＋％Ｗが≦２であることを特徴とする
   請求項１に記載の合金。
4. 【請求項４】8.0％以下のクロムを含有することを特徴
   とする請求項１に記載の合金。
5. 【請求項５】4.0％以下のクロムを含有することを特徴
   とする請求項３に記載の合金。
6. 【請求項６】 であって、 であることを特徴とする請求項１に記載の合金。
7. 【請求項７】％Nb:％Tiの割合が4:1〜8:1、及び％Ti:％
   Alの割合が1:1〜4:1になるようにニオブ、チタン及びア
   ルミニウムが配合されていることを特徴とする請求項１
   に記載の合金。
8. 【請求項８】重量パーセントにして、0.1〜0.7％のシリ
   コンと、3.0〜8.0％のクロムと、15〜28％のニッケル
   と、25〜40％のコバルトと、0.3〜1.8％のチタンと、0.
   1〜0.9％のアルミニウムと、3.0〜6.5％のニオブと、0.
   002〜0.02のホウ素及び残量の鉄とよりなる析出強化性
   制御熱膨張ニッケル−コバルト−鉄基合金であって、 の関係にあり、 ｃ）ニオブ、チタン及びアルミニウムの合算量が合金の
   ３〜７の原子パーセントであり、 ｄ）％Ni:％Tiの割合が3:1〜8:1及び％Ti:％Alの割合が
   ≧1:1になるようニオブ、チタン及びアルミニウムが配
   合され、 ｅ）炭素は最大0.1％に、リンは最大0.010％に、イオウ
   は最大0.010％に制限されるよう不純物がコントロール
   され、 ｆ）溶融プラクティスを利用した結果として、最大0.5
   ％までのマンガン、それぞれ最大0.5％までのバナジウ
   ム、銅およびタングステンが存在しうる析出強化性制御
   熱膨張ニッケル−コバルト−鉄基合金。
9. 【請求項９】最大0.5％のモリブデンと最大0.1％までの
   ジルコニウムを含有し、％Mn＋％Mo＋％Ｖ＋％Cu＋％Ｗ
   が≦２であることを特徴とする請求項８に記載の合金。
10. 【請求項１０】7.5％以下のクロムを含有することを特
    徴とする請求項８に記載の合金。
11. 【請求項１１】少なくとも4.0％のクロムを含有するこ
    とを特徴とする請求項８に記載の合金。
12. 【請求項１２】 であって、 であることを特徴とする請求項８に記載の合金。
13. 【請求項１３】％Nb:％Tiの割合が4:1〜8:1、及び％Ti:
    ％Alの割合が1:1〜4:1になるようにニオブ、チタン及び
    アルミニウムが配合されていることを特徴とする請求項
    ８に記載の合金。
14. 【請求項１４】重量パーセントにして、0.2〜0.5％のシ
    リコンと、3.0〜7.5％のクロムと、20〜28％のニッケル
    と、25〜40％のコバルトと、0.5〜1.5％のチタンと、0.
    1〜0.8％のアルミニウムと、4.0〜6.0％のニオブと、0.
    002〜0.01のホウ素及び残量の鉄とよりなる析出強化性
    制御熱膨張ニッケル−コバルト−鉄基合金であって、 の関係にあり、 ｃ）ニオブ、チタン及びアルミニウムの合算量が合金の
    ４〜６の原子パーセントであり、 ｄ）％Ni:％Tiの割合が4:1〜8:1及び％Ti:％Alの割合が
    1:1〜4:1になるようニオブ、チタン及びアルミニウムが
    配合され、 ｅ）炭素は最大0.05％に、リンは最大0.005％に、イオ
    ウは最大0.005％に制限されるよう不純物がコントロー
    ルされ、 ｆ）溶融プラクティスを利用した結果として、最大0.2
    ％までのマンガン、それぞれ最大0.2％までのバナジウ
    ム、銅およびタングステンが存在しうる析出強化性制御
    熱膨張ニッケル−コバルト−鉄基合金。
15. 【請求項１５】最大0.2％のモリブデンと最大0.05％ま
    でのジルコニウムを含有し、％Mn＋％Mo＋％Ｖ＋％Cu＋
    ％Ｗが≦１であることを特徴とする請求項14に記載の合
    金。