JP4387940B2

JP4387940B2 - ニッケル基超合金

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Description

本発明は一般にニッケル基超合金に関する。特に本発明は、経済的で優れた温度特性を示すことができ、また周知の合金である718のような特定のニッケル基超合金と同等の加工処理特性を示すことができるニッケル基超合金に関する（合金718の変型のものはAllegheny Ludlum Corporation（ペンシルバニア州、ピッツバーグ）とAllvac（ノースカロライナ州、モンロー）からそれぞれAltemp（登録商標）718合金およびAllvac（登録商標）718合金の名称で入手できる）。また本発明はニッケル基超合金の製造方法およびニッケル基超合金を含む製品を対象とする。本発明のニッケル基超合金の用途は、例えばガスタービンエンジンの部品（例えばディスク、ブレード、留め具、ケース、シャフト）である。

過去におけるガスタービンエンジンの性能の改善は、ニッケル基超合金の高温機械特性の改善と軌を一にしている。これらの合金は、最も高温の使用温度にさらされるガスタービンエンジンの部品の大部分のものについて優良な材料である。例えばディスク、ブレード、留め具、ケースおよびシャフトのようなガスタービンエンジンの部品は全てニッケル基超合金から製造され、かなりの高温において長時間にわたって高い応力に耐えることが要求される。改良されたニッケル基超合金の必要性はこの分野において多くの特許を発行させることになり、そのような特許としては米国特許第3,046,108号、4,371,404号、4,652,315号、4,777,017号、4,814,023号、4,837,384号、4,981,644号、5,006,163号、5,047,091号、5,077,004号、5,104,614号、5,131,961号、5,154,884号、5,156,808号、5,403,546号、5,435,861号および6,106,767号がある。

多くの場合、性能の改善は、高温において改善された特性（例えば引張り強さ、クリープ破断寿命、低サイクル疲労寿命）を有する新しい合金または異なる合金から製造されるように部材を設計変更することによって達成される。しかし、新しい合金を導入することは、特にガスタービンエンジンの重要な回転部品に導入するときは、長くて費用のかかるプロセスを必要とし、そして特定の競合する特性を折衷させる必要があるだろう。

合金718は最も広く用いられるニッケル基超合金の一つであり、米国特許第3,046,108号に概ね記載されている。合金718は下の表に示すような典型的な組成を有する。
合金718の典型的な化学組成
元素重量パーセント
炭素 0.08以下
マンガン 0.35以下
リン 0.015以下
硫黄 0.015以下
ケイ素 0.35以下
クロム 17〜21
ニッケル 50〜55
モリブデン 2.8〜3.3
ニオブおよびタンタル 4.75〜5.5
チタン 0.65〜1.15
アルミニウム 0.2〜0.8
コバルト１以下
ホウ素 0.006以下
銅 0.3以下
鉄残部

合金718の広範な使用は、この合金の幾つかの独特な特徴に由来している。合金718は1200^oＦ（649℃）以下で高い強度とともにバランスのとれたクリープ破断特性と応力破断特性を有している。大部分の高強度ニッケル基超合金のその強度は、アルミニウムとチタンが主要な強化元素であるγ'相すなわちNi₃(Al,Ti) の析出に由来しているが、合金718はニオブが強化元素であるγ"相すなわちNi₃Nbによって主に強化され、少量のγ'相が第二の強化の役割をしている。γ"相は等しい容積分率と粒子サイズにおいてγ'相よりも高い強化効果を有しているので、一般に合金718はγ'相の析出によって強化される大部分の超合金よりも強度が高い。さらに、γ"相の析出はクリープ破断特性や応力破断特性のような良好な高温での時間依存性の機械的特性をもたらす。合金718の鋳造性、熱間加工性、溶接性のような加工処理特性も良好であり、従って合金718から物品を製造することは比較的容易である。これらの加工処理特性は、合金718に関連するγ"相の低い析出温度と緩慢な析出の機構と密接に関係していると考えられる。

しかし、1200^oＦ（649℃）よりも高い温度においてγ"相の温度安定性は非常に低く、より安定なδ相にかなり急速に変態し、この相は強化効果を有していない。この変態の結果、合金718の応力破断寿命のような機械的特性は1200^oＦ（649℃）を超える温度で急速に低下する。従って、合金718の使用は典型的には1200^oＦ（649℃）以下の用途に限定されている。

合金718の上述の制限のため、この超合金を改良するために多くの試みがなされてきた。米国特許第4,981,644号はRene' 220合金として知られる合金を記載している。Rene' 220合金は1300^oＦ（704℃）以下の温度許容性、すなわち合金718よりも100^oＦ（56℃）高い温度許容性を有する。しかし、Rene' 220合金は非常に高価であり、その少なくとも一部の理由は、それが少なくとも２パーセント（典型的には３パーセント）のタンタルを含有していて、これがコバルトやニオブよりも10〜50倍高価なことである。さらに、Rene' 220合金はδ相をかなり多く含んでいて、わずかに約５％の破断延性を示し、このことが切欠き脆化と低い休止疲れ（dwell fatigue）き裂成長抵抗性をもたらすであろう。

Waspaloy（Pratt & Whitney Aircraftの登録商標）ニッケル基超合金として知られる別のニッケル基超合金（UNS N07001、Allvac（ノースカロライナ州、モンロー）から入手できる）も約1500^oＦ（816℃）以下の温度において航空宇宙部品やガスタービンエンジン部品のために広く用いられている。このニッケル基超合金は下の表に示すような典型的な組成を有する。
Waspaloyニッケル基合金の典型的な化学組成
元素重量パーセント
炭素 0.02〜0.10
マンガン 0.1以下
リン 0.015以下
硫黄 0.015以下
ケイ素 0.15以下
クロム 18〜21
鉄２以下
モリブデン 3.5〜5.0
チタン 2.75〜3.25
アルミニウム 1.2〜1.6
コバルト 12〜15
ホウ素 0.003〜0.01
銅 0.1以下
ジルコニウム 0.02〜0.08
ニッケル残部

Waspaloyニッケル基超合金は合金718と比較して優れた温度許容性を有するが、合金718よりも高価であり、その少なくとも一部の理由は、合金化元素であるニッケル、コバルトおよびモリブデンの量が多いことである。また熱間加工性や溶接性のような加工処理特性が合金718よりも劣っていて、その理由は、γ' によって強化されているために製造コストが高く、また部品の補修性が制限されることである。

従って、経済的で溶接性や熱間加工性が高く、合金718よりも高い温度許容性を有するニッケル基超合金を提供することが望ましい。

本発明の一つの特定の態様によれば、ニッケル基超合金は、質量％（重量％）で、約0.10％以下（０は含まず）の炭素、約12〜約20％のクロム、約４％以下（０は含まず）のモリブデン、約６％以下（０は含まず）のタングステン（モリブデンとタングステンの合計は約２％以上で約８％以下である）、約５〜約12％のコバルト、約14％以下（０は含まず）の鉄、約４〜約８％のニオブ、約0.6〜約2.6％のアルミニウム、約0.4〜約1.4％のチタン、約0.003〜約0.03％のリン、約0.003〜約0.015％のホウ素、および残部のニッケルと不可避不純物からなる。本発明によれば、アルミニウムとチタンの合計の原子％は約２〜約６％であり、アルミニウム対チタンの原子％の比率は約1.5以上であり、および／またはアルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が約0.8〜約1.3である。本発明は、好ましい量のアルミニウム、チタンおよびニオブ、好ましい量のホウ素とリン、および好ましい量の鉄、コバルトおよびタングステンを含有することによって特徴づけられるニッケル基超合金に関する。

また本発明は、本発明のニッケル基超合金から製造されるかまたはこの合金を含む、例えばディスク、ブレード、留め具（ファスナー）、ケースまたはシャフトのような製品に関する。本発明のニッケル基超合金で形成された製品は、ガスタービンエンジンの部品として使用することが意図されるときに特に好ましいであろう。

さらに本発明は、質量％（重量％）で、約0.08％以下（０は含まず）の炭素、約0.35％以下（０は含まず）のマンガン、約0.003〜約0.03％のリン、約0.015％以下（０は含まず）の硫黄、約0.35％以下（０は含まず）のケイ素、約17〜約21％のクロム、約50〜約55％のニッケル、約2.8〜約3.3％のモリブデン、約4.7〜約5.5％のニオブ、約１％以下（０は含まず）のコバルト、約0.003〜約0.015％のホウ素、約0.3％以下（０は含まず）の銅、および残部の鉄（典型的には約12〜約20％）、アルミニウム、チタンおよび不可避不純物からなるニッケル基超合金であって、アルミニウムとチタンの合計の原子％は約２〜約６％であり、アルミニウム対チタンの原子％の比率は約1.5以上であり、アルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が約0.8〜約1.3である。

また本発明はニッケル基超合金を製造するための方法に関する。特に、本発明のその方法によれば、上記の本発明の範囲内の組成を有するニッケル基超合金を用意し、そして溶体化焼なまし、冷却および時効を含む加工処理に供する。この合金はさらに、製品に加工するかあるいはその他の所望の形状のものに加工することができる。

本発明は、好ましい量のアルミニウム、チタンおよびニオブ、好ましい量のホウ素とリン、および好ましい量の鉄、コバルトおよびタングステンを含有するニッケル基超合金に関する。本発明の一つの特定の態様によれば、ニッケル基超合金は、質量％（重量％）で、約0.10％以下（０は含まず）の炭素、約12〜約20％のクロム、約４％以下（０は含まず）のモリブデン、約６％以下（０は含まず）のタングステン（モリブデンとタングステンの合計は約２％以上で約８％以下である）、約５〜約12％のコバルト、約14％以下（０は含まず）の鉄、約４〜約８％のニオブ、約0.6〜約2.6％のアルミニウム、約0.4〜約1.4％のチタン、約0.003〜約0.03％のリン、約0.003〜約0.015％のホウ素、および残部のニッケルと不可避不純物からなる。本発明によれば、アルミニウムとチタンの合計の原子％は約２〜約６％であり、アルミニウム対チタンの原子％の比率は約1.5以上であり、および／またはアルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が約0.8〜約1.3である。

本発明のニッケル基超合金の態様の一つの特徴は、アルミニウム、チタンおよび／またはニオブの含有量とそれらの相対比率を、ミクロ組織の効果的な温度安定性と高温における効果的な機械特性（特に破断強さとクリープ強さ）を与えるようなやり方で調整できることである。本発明の合金のアルミニウムとチタンの含有量は、ニオブの含有量と相俟って、γ'＋γ"相によって強化されて、優勢な強化相としてニオブを含むγ' を伴っている合金を明白に生み出す。特定の他のニッケル基超合金で採用されている典型的な比較的高いチタン含有量と比較的低いアルミニウム含有量の組み合わせとは異なり、本発明の合金の相対的に高いアルミニウム対チタンの原子％の比率はこの合金の温度安定性を高めると考えられ、このことは、高温に長期間さらした後の応力破断特性のような良好な機械特性を保持するのに重要であると考えられる。

本発明の態様の別の特徴は、ホウ素とリンを利用するやり方である。本発明のニッケル基超合金にリンとホウ素を併せて添加すると、合金の耐クリープ性と耐応力破断性が改善され、このとき引張り強さと延性には著しく有害な影響を与えないだろう。発明者は、リンとホウ素の含有量を修正することがニッケル基超合金の機械特性を改善するための比較的に費用対効果の高いやり方であることを認めた。

本発明の態様のさらに別の特徴は、鉄とコバルトの含有量を利用することであり、このことが、原材料コストを比較的低く抑えながら高い強度、高いクリープ／応力破断耐性、高い温度安定性、および良好な加工処理特性を与えると考えられる。第一に、コバルトはγ"相とγ'相の析出と成長の機構を変化させると考えられ、このことは、これらの析出物を比較的高温で微細にして成長に対して抵抗するようにさせることによって行われるだろう。またコバルトは積層欠陥エネルギーを減少させると考えられ、それによって転位の移動を困難にして応力破断寿命を改善させる。第二に、鉄の含有量を最適な範囲に制御することによって、合金の強度を著しく低下させることなく合金の応力破断特性が改善されるだろう。

本発明の態様の別の特徴は、合金の機械特性を改善する量でモリブデンとタングステンを添加することである。本発明の合金にモリブデンとタングステンを併せて約２重量％以上で約８重量％以下で添加すると、合金の引張り強さ、クリープ／応力破断特性および温度安定性が改善されると考えられる。

本発明の一つの態様によれば、合金718におけるアルミニウムとチタンの量は、この超合金の温度許容性を改善するように調整された。発明者は、合金718の機械特性と温度安定性に及ぼすアルミニウムとチタンのバランスの影響を検討するために多くの合金を用意した。それらの合金の組成を表１に挙げる。そこで明らかなように、ヒート２とヒート５の両者は合金718の典型的な組成範囲内の量でアルミニウムとチタンを含有するが、その他のヒートにおいてはアルミニウムとチタンの少なくとも一つの含有量は合金718の典型的な組成の範囲外である。

機械特性を表２に示す。以下の全ての表において、UTSは最高引張り強さ、YSは降伏強さ、ELは伸び、そしてRAは絞り（断面減少率）をそれぞれ意味する。全ての合金は当業者に周知の真空誘導溶解法（VIM）および真空アーク再溶解法（VAR）によって製造された。VARは50ポンドのVIMヒートを４インチの円筒形インゴットに変換するために用いられ、幾つかの場合においては、300ポンドのVIMヒートを８インチの円筒形インゴットに変換するために用いられた。インゴットは2175^oＦ（1191℃）において16時間の拡散焼なまし（homogenizing）に供された。次いで、拡散焼なましされたインゴットは２×２インチのビレットに鍛造され、さらに３/４インチの丸棒にロール成形された。丸棒から試料のブランク（blank）が切り出され、そして合金718のための典型的な熱処理プロセス（表２においてAs−HTと表示）を用いて熱処理された（すなわち、1750^oＦ（954℃）において１時間の溶体化処理、室温までの空冷、1325^oＦ（718℃）において８時間の時効、１時間当り100^oＦ（56℃）での1150^oＦ（621℃）までの炉冷、1150^oＦ（621℃）において８時間の時効、そして室温までの空冷）。

熱処理後の全ての試験合金の結晶粒度はASTM粒度９〜11の範囲であった。試験合金の温度安定性（すなわち、高温に比較的長い時間さらした後に機械特性を保持する能力）を評価するために、熱処理したままの合金は、さらに1300^oＦ（704℃）において1000時間、熱処理された。室温および高温での引張り試験がASTM E8およびASTM E21に従って実施された。様々な温度と応力の組み合わせにおいて応力破断試験が、試料５（CSN-0.0075半径の切欠き）を用いてASTM E292に従って実施された。

表２で報告したデータを図１〜４にプロットする。図１と図２でわかるように、試験合金の応力破断特性は、（Al＋Ti）の量が増大するのに伴って、従ってγ'の量が増大するのに伴って改善されるように思われた。この改善は（Al＋Ti）＝3.0まで最も顕著であった。表２に示されるように、［熱処理したままの合金の機械特性］対［1300^oＦ（704℃）において1000時間の高温曝露に供した後の合金の機械特性］の比率（保持率、Ｒ）として測定される温度安定性も同様に（Al＋Ti）の量が増大するのに伴って改善されるように思われた。しかし、アルミニウムとチタンの含有量の有用な上限は、加工処理のことを考慮することによって制限される。具体的には、過度に高いレベルのアルミニウムとチタンは加工性と溶接性に不利に影響する。従って、熱間加工可能で溶接可能なニッケル基合金についてのアルミニウムとチタンの総含有量を約２〜約６原子％に、またはある場合においては約2.5〜５原子％または約３〜４原子％に維持するのが望ましいと思われる。

ここで図３を参照すると、アルミニウムの原子％対チタンの原子％の比率も試験合金の機械特性と温度安定性に影響を及ぼすようであることがわかる。具体的には、アルミニウム対チタンの比率が低いときに、熱処理したままの状態における合金の降伏強さが高くなるようである。しかし、図４でわかるように、アルミニウムの原子％対チタンの原子％の比率が高いとき、試験合金における応力破断寿命が改善されるようであり、応力破断寿命のピークはアルミニウムの原子％対チタンの原子％の比率が約３〜４において認められた。これらの図と表２から、アルミニウムの原子％対チタンの原子％の比率が高いとき、試験合金の温度安定性が概ね改善されるようである。その結果、合金718のタイプの合金においては強度を考慮して低いアルミニウム対チタンの比率が典型的に用いられているが、そのような組成は応力破断寿命または温度安定性の見地からは有利ではないと思われる。アルミニウムの原子％対チタンの原子％の比率の有用な限界は、高い強度と熱間加工性や溶接性のような加工処理特性の要求によって概ね制限される。好ましくは、本発明の特定の態様によれば、アルミニウム対チタンの原子％の比率は約1.5以上であり、ある場合においては約２〜約４または約３〜約４である。

リン、ホウ素、鉄、ニオブ、コバルトおよびタングステンを含む組成の合金であって本発明の種々の態様の範囲内の合金においてアルミニウムの原子％対チタンの原子％の比率を変化させることの影響も測定された。試験に供した合金の組成を表３に挙げる。

表３に挙げた合金の試料の機械特性を表４に示す。表３と表４に挙げた試料は表１と表２に関して先に記述したのと同様にして加工処理され、熱処理され、そして試験された。

表４に報告したデータを図５と図６にプロットする。表３のヒート２（1.41％のアルミニウムと0.65％のチタンを含有していて最も大きいアルミニウム対チタンの比率（原子％に基づいて約3.85）を有する）は、表３の中で５重量％のコバルトを含有する合金（ヒート１〜３）のうちで最も好ましい応力破断特性と高い保持率（Ｒ）を示すことがわかる。９重量％のコバルトを含有する合金（ヒート４〜８）においても同様の傾向が認められた。具体的には、表４と図６から、高いアルミニウム対チタンの比率を有するヒート４、６および８はヒート５および７よりも優れた応力破断特性を示すことが明らかである。従って、本発明の特定の態様によれば、ニッケル基超合金は約0.9〜約2.0重量％のアルミニウムおよび／または約0.45〜約1.4重量％のチタンを含有していてもよい。あるいは、本発明の特定の態様によれば、ニッケル基超合金は約1.2〜約1.5重量％のアルミニウムおよび／または0.55〜約0.7重量％のチタンを含有していてもよい。

さらに、リンとホウ素を本発明の範囲内の量で含有することの影響を検討するために多くの合金が製造された。表５に示すように、二つのグループの合金が製造された。グループ１の合金は、アルミニウムとチタンの含有量を約1.45重量％のアルミニウムと0.65重量％のチタンに調整したときのリンとホウ素の変化の影響を検討するために製造された。グループ２の合金は、鉄とコバルトの量を同様に本発明の範囲内の量に調整したときの合金中のリンとホウ素の影響を検討するために製造された。

表５に挙げた合金の機械特性を表６に示す。表５と表６に挙げた試料は表１と表２に関して先に記述したのと同様にして加工処理され、熱処理され、そして試験された。

表６に報告したデータを図７と図８にプロットする。表６と図７および図８から明らかなように、リンの含有量は応力破断特性にかなりの影響を及ぼすと思われる。例えば、本発明の範囲である約0.003％〜約0.03％を外れるリン含有量を有する表６のヒート１と本発明の範囲内のリン含有量を有する表６の残りのヒートとの間では、応力破断寿命に顕著な差があると思われる。応力破断寿命が最適化されるリンの範囲があるであろう。この範囲は約0.01〜約0.02重量％のリンを含む。表６の全ての試験ヒートが本発明の約0.003〜約0.015％の範囲内の量でホウ素を含有する。従って、本発明の特定の態様によれば、ニッケル基超合金は約0.005〜約0.025重量％のリン、あるいは約0.01〜約0.02重量％のリンを含有していてもよい。また、このニッケル基超合金は約0.004〜約0.011重量％のホウ素、あるいは約0.006〜約0.008重量％のホウ素を含有していてもよい。

また、本発明のニッケル基超合金の態様の熱間加工性に及ぼすリンとホウ素の影響を評価するために試験が行われた。通常の鍛造加工温度の範囲内で顕著な影響は認められなかった。

また、718タイプの合金の機械特性は、鉄とコバルトの量を調整することによってさらに改善され得ると思われる。良好な強度、クリープ/応力破断耐性、温度安定性および加工処理特性を有する有効な量の鉄とコバルトを含有するニッケル基超合金が本発明の範囲内である。具体的には、本発明の一態様は、約５重量％〜約12重量％（あるいは約５〜約10％または約8.75〜約9.25％）のコバルトおよび14％以下（あるいは約６〜約12％または約９〜約11％）の鉄を含有するニッケル基超合金を対象とする。

機械特性に及ぼす鉄とコバルトの含有量の影響を検討するために多くの試験合金が用意された。これらの試験合金の組成を表７に挙げる。これらの試験合金はコバルトの含有量に基づいて四つのグループに分類され、各々のグループの中で鉄の含有量を０〜18重量％の範囲で変化させた。これらの合金は、前に説明したように、アルミニウムとチタンの含有量を約1.45重量％のアルミニウムと0.65重量％のチタンに調整して用意された。リンとホウ素の含有量はそれぞれ約0.01〜約0.02重量％および約0.004〜約0.11重量％の範囲に維持された。

表７に挙げた合金の試料の機械特性を表８に示す。表７と表８に挙げた試料は表１と表２に関して先に記述したのと同様にして加工処理され、熱処理され、そして試験された。

表８で報告したデータを図９と図１０にプロットする。このデータは試験合金において鉄とコバルトの含有量を変化させることの影響を説明する。特に表８を参照すると、鉄とコバルトの含有量を変化させたとき、試験合金の降伏強さに及ぼす一貫した顕著な影響は存在しないようであった。しかし、図９から、鉄とコバルトの含有量は応力破断寿命に顕著な影響を及ぼすと思われた。例えば、図９に示すように、鉄の含有量が約18重量％（合金718についてのほぼ公称の量）であるとき、コバルトの含有量が０から約９重量％に増大したときに応力破断寿命は比較的にあまり改善されない。しかし、鉄の含有量が約14％、特に約10％に減少したとき、コバルトの含有量が本発明の範囲内であるときに応力破断寿命のもっと顕著な改善が観察された。表８から、本発明の範囲内の鉄とコバルトの組み合わせを有する組成において温度安定性が（保持率Ｒに関して）最も高い傾向にあることも明らかである。特に、本発明は、約14重量％以下（あるいは約６〜約12％または約９〜約11％）の鉄および約５〜約12重量％（あるいは約５〜約10％または約8.75〜約9.25％）のコバルトを含有するニッケル基超合金を対象とする。コバルトの含有量を本発明の範囲を超えて顕著に増大させると、合金の機械特性を顕著に改善しないで、加工処理特性とコストに不利に影響すると考えられる。

表９に挙げる合金組成を用いてタングステンとモリブデンの影響を検討した。表９の合金は、前に説明したように、アルミニウムとチタンの含有量を約1.45重量％のアルミニウムと0.65重量％のチタンに調整して製造された。鉄の含有量は望ましい量である約10重量％の近傍に維持され、コバルトの含有量は望ましい量である約９重量％の近傍に維持された。

表９に挙げた合金の機械特性を表１０に示す。表９と表１０に挙げた試料は表１と表２に関して先に記述したのと同様にして加工処理され、熱処理され、そして試験された。

表１０からわかるように、タングステンとモリブデンを添加しない試験合金は応力破断寿命と破断延性が低下したと思われ、一つは切り欠き破壊が生じた。同様にわかるように、モリブデンまたはタングステンを単独でまたは同時に添加すると、表１０における試験合金の応力破断寿命と温度安定性が改善されると思われる。応力破断寿命についての温度安定性（これは保持率Ｒとして測定される）は、モリブデンおよび／またはタングステンを含有する合金について概ね高かった。本発明は、約４重量％以下（あるいは約２〜約４％または約2.75〜約3.25％）のモリブデンおよび約６重量％以下（あるいは約１〜約２％または約0.75〜約1.25％）のタングステンを含有し、モリブデンとタングステンの合計は約２％以上で約８％以下（あるいは約３〜約８％または約３〜約4.5％）であるニッケル基超合金を対象とする。

表１１に挙げる合金組成を用いてニオブの含有量の影響を検討した。表１１の合金は、鉄、コバルトおよびタングステンの添加量を本発明の範囲内の好ましい量にして用意した。ニオブの高い含有量に関連する可能性のある問題（例えば熱間加工性や溶接性）を避けるために、アルミニウムとチタンの量を変化させた。凝固の間の好ましくないミクロ組織の発生とフレックル（斑点）の形成を避けるために、クロムが調整された。

表１１に挙げた合金の機械特性を表１２に示す。表１１と表１２に挙げた試料は表１と表２に関して先に記述したのと同様にして加工処理され、熱処理され、そして試験された。

表１２からわかるように、ニオブの量が増大すると、応力破断特性の明らかな改善は認められないが、試験合金の強度は改善されたと思われる。試験合金の温度安定性はニオブの含有量の増大に伴って変化しなかったと思われる。本発明の一態様は、約４〜約８重量％（あるいは約５〜約７％または約５〜約5.5％）のニオブを含有し、アルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が約0.8〜約1.3（あるいは約0.9〜約1.2または約1.0〜約1.2）であるニッケル基超合金を対象とする。

本発明の合金の態様の熱間加工特性を高速ひずみ速度引張り試験によって評価した。これはASTM E21に従う慣用の高温引張り試験であるが、ただしそれはもっと高いひずみ速度（約10^-1/秒）で行われる。様々な温度において絞り（断面減少率）が測定され、その値は許容できる熱間加工温度の範囲の指標と生じるであろうき裂（cracking）の程度を与える。

図１１に示す結果は、本発明の範囲内の合金は718タイプの超合金を熱間加工するのに通常用いられる温度の全範囲（1700^oＦ〜2050^oＦ）（927℃〜1121℃）にわたって比較的高い絞り値（約60％以上）を有するであろうことを示す。低温き裂が典型的に生じやすい熱間加工範囲の下端（約1700^oＦ（927℃））における絞り値は合金718についての値をかなり上回り、Waspaloyについての値をも上回ると思われた。それ以外の温度範囲においては、本発明の合金は合金718およびWaspaloyと少なくとも同等の絞り値を示した。唯一の例外は、最も高い試験温度（2100^oＦ）（1149℃）において、合金718とWaspaloyについての絞り値が試験合金の値をわずかに上回ったことである。しかし、試験合金についての絞り値はそれでも約80％であり、従って問題なく許容できる。

溶加材を用いないTIG（タングステンイナートガス）溶接を同じ条件下の試料について実施することによって、試験合金、合金718およびWaspaloy合金の溶接性が評価された。次いで、溶接部が切断され、金属顕微鏡によって検査された。図１２に示すように、合金718と試験合金の試料においてき裂は見いだされなかったが、Waspaloy合金においてき裂が見いだされた。これらの試験は、本発明の合金は合金718と概ね同等の溶接性を有するが、Waspaloy合金よりも優れていることを示す。

発明者は表１３に示す組成を有する追加の一連のヒートを製造した。

表１３に挙げた合金の機械特性を表１４に示す。これらの選択された合金は前に記載した試験合金に関して先に記述したのと同様にして製造され、そして試験されたが、ただしWaspaloyの試料は通常の商業的な方法に従って熱処理された（すなわち、1865^oＦ（1018℃）において４時間の溶体化処理、水冷、1550^oＦ（843℃）において４時間の時効、空冷、1400^oＦ（760℃）において16時間の時効、そして室温までの空冷）。

表１４におけるデータから、本発明の範囲内の合金の引張り強さはWaspaloyの値に極めて近いことが明らかである。温度安定性（Ｒ）もWaspaloyに極めて近似していて、合金718よりも優れていた。全ての測定条件における応力破断性とクリープ寿命は、合金718とWaspaloyの両者よりも本発明の方が優れていた。さらに、時間依存性の応力破断性とクリープ特性に関する試験合金の温度安定性はWaspaloyと同等であった。従って、これまでの説明から、本発明のニッケル基超合金の態様は、合金718やWaspaloyのような特定の市販の合金よりも高い引張り強さ、応力破断性、クリープ寿命および長時間の温度安定性を兼ね備えることができて、なおかつこれらの合金よりも良好な熱間加工性、溶接性および有利なコストを保持していることがわかる。

本明細書は本発明を明確に理解するための態様を例示していることが理解されるべきである。本発明の特定の態様は当業者にとって明らかであり、従って、本発明のよりよい理解を容易にしないであろうと思われる態様は本明細書を平易なものにするために提示しなかった。本発明は特定の実施態様だけに関して記述されたが、以上の記述を考慮すれば、当業者は本発明の多くの実施態様、修正および変形がなされ得ることを理解するであろう。以上の記述と特許請求の範囲は、本発明のそのような変形や修正の全てのものを含んでいる。

アルミニウム対チタンの原子％の比率が3.6〜4.1である特定のニッケル基合金についての［降伏強さ］対［アルミニウムとチタンの原子％の合計の値］をプロットしたグラフである。アルミニウム対チタンの原子％の比率が3.6〜4.1である特定のニッケル基合金についての［応力破断寿命］対［アルミニウムとチタンの原子％の合計の値］をプロットしたグラフである。アルミニウムとチタンを合計で約４原子％含有する特定のニッケル基合金についての［降伏強さ］対［アルミニウムとチタンの原子％の比率］をプロットしたグラフである。アルミニウムとチタンを合計で約４原子％含有する特定のニッケル基合金についての［1300^oＦ（704℃）/90 ksiおよび1250^oＦ（677℃）/100 ksiにおける応力破断寿命］対［アルミニウムとチタンの原子％の比率］をプロットしたグラフである。種々の含有量のアルミニウムとチタンおよび約５重量％のコバルトを含有する特定のニッケル基合金についての1300^oＦ（704℃）/80 ksiにおける応力破断寿命をプロットしたグラフである。種々の含有量のアルミニウムとチタンおよび約９重量％のコバルトを含有する特定のニッケル基合金についての1300^oＦ（704℃）/80 ksiにおける応力破断寿命をプロットしたグラフである。約1.45重量％のアルミニウムと約0.65重量％のチタンを含有する特定のニッケル基合金についての［応力破断寿命］対［リンの含有量］をプロットしたグラフである。約10重量％の鉄、約９重量％のコバルト、約1.45重量％のアルミニウムおよび約0.65重量％のチタンを含有する特定のニッケル基合金についての［1300^oＦ（704℃）/80 ksiにおける応力破断寿命］対［リンの含有量］をプロットしたグラフである。約1.45重量％のアルミニウムおよび約0.65重量％のチタンを含有する特定のニッケル基合金についての［1300^oＦ（704℃）/90 ksiにおける応力破断寿命］対［鉄の含有量］をプロットしたグラフである。特定のニッケル基合金についての［1300^oＦ（704℃）/90 ksiにおける応力破断寿命］対［コバルトの含有量］をプロットしたグラフである。種々のニッケル基合金についての試験温度の関数として高速ひずみ速度引張り試験における絞り（断面減少率）をプロットしたグラフである。（ａ）本発明の実施態様と（ｂ）WaspaloyについてのTIG溶接ビードの縦断面の一対の光学顕微鏡写真である。

Claims

質量％（重量％）で、0.10％以下（０は含まず）の炭素、12〜20％のクロム、４％以下（０は含まず）のモリブデン、６％以下（０は含まず）のタングステン（モリブデンとタングステンの合計は２％以上で８％以下である）、５〜12％のコバルト、14％以下（０は含まず）の鉄、４〜８％のニオブ、0.6〜2.6％のアルミニウム、0.4〜1.4％のチタン、0.003〜0.03％のリン、0.003〜0.015％のホウ素、およびニッケルと不可避不純物からなるニッケル基超合金であって、アルミニウムとチタンの合計の原子％は２〜６％であり、アルミニウム対チタンの原子％の比率は1.5以上であり、そしてアルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が0.8〜1.3である、ニッケル基超合金。
アルミニウムとチタンの合計の原子％は2.5〜５％である、請求項１に記載のニッケル基超合金。
アルミニウムとチタンの合計の原子％は３〜４％である、請求項２に記載のニッケル基超合金。
アルミニウム対チタンの原子％の比率は２〜４である、請求項１に記載のニッケル基超合金。
アルミニウム対チタンの原子％の比率は３〜４である、請求項４に記載のニッケル基超合金。
アルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が0.9〜1.2である、請求項１に記載のニッケル基超合金。
アルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が1.0〜1.2である、請求項６に記載のニッケル基超合金。
２〜４％のモリブデンを含有する、請求項１に記載のニッケル基超合金。
2.75〜3.25％のモリブデンを含有する、請求項８に記載のニッケル基超合金。
１〜２％のタングステンを含有する、請求項１に記載のニッケル基超合金。
0.75〜1.25％のタングステンを含有する、請求項１に記載のニッケル基超合金。
モリブデンとタングステンの合計は３〜８％である、請求項１に記載のニッケル基超合金。
モリブデンとタングステンの合計は３〜4.5％である、請求項１２に記載のニッケル基超合金。
５〜10％のコバルトを含有する、請求項１に記載のニッケル基超合金。
8.75〜9.25％のコバルトを含有する、請求項１４に記載のニッケル基超合金。
６〜12％の鉄を含有する、請求項１に記載のニッケル基超合金。
９〜11％の鉄を含有する、請求項１６に記載のニッケル基超合金。
0.9〜2.0％のアルミニウムを含有する、請求項１に記載のニッケル基超合金。
1.2〜1.5％のアルミニウムを含有する、請求項１８に記載のニッケル基超合金。
0.45〜1.4％のチタンを含有する、請求項１に記載のニッケル基超合金。
0.55〜0.7％のチタンを含有する、請求項２０に記載のニッケル基超合金。
５〜７％のニオブを含有する、請求項１に記載のニッケル基超合金。
５〜5.5％のニオブを含有する、請求項２２に記載のニッケル基超合金。
0.005〜0.025％のリンを含有する、請求項１に記載のニッケル基超合金。
0.01〜0.02％のリンを含有する、請求項２４に記載のニッケル基超合金。
0.004〜0.011％のホウ素を含有する、請求項１に記載のニッケル基超合金。
0.006〜0.009％のホウ素を含有する、請求項２６に記載のニッケル基超合金。
質量％（重量％）で、0.10％以下（０は含まず）の炭素、12〜20％のクロム、２〜４％のモリブデン、１〜２％のタングステン、５〜10％のコバルト、６〜12％の鉄、５〜７％のニオブ、0.9〜2.0％のアルミニウム、0.45〜1.4％のチタン、0.005〜0.025％のリン、0.004〜0.011％のホウ素、およびニッケルと不可避不純物からなるニッケル基超合金であって、アルミニウムとチタンの合計の原子％は２〜６％であり、アルミニウム対チタンの原子％の比率は1.5以上であり、そしてアルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が0.8〜1.3である、ニッケル基超合金。
アルミニウムとチタンの合計の原子％は2.5〜５％である、請求項２８に記載のニッケル基超合金。
アルミニウムとチタンの合計の原子％は３〜４％である、請求項２９に記載のニッケル基超合金。
アルミニウム対チタンの原子％の比率は２〜４である、請求項２８に記載のニッケル基超合金。
アルミニウム対チタンの原子％の比率は３〜４である、請求項３１に記載のニッケル基超合金。
アルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が0.9〜1.2である、請求項２８に記載のニッケル基超合金。
アルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が1.0〜1.2である、請求項３３に記載のニッケル基超合金。
ニッケル基超合金を含む製品であって、前記ニッケル基超合金は、質量％（重量％）で、0.10％以下（０は含まず）の炭素、12〜20％のクロム、４％以下（０は含まず）のモリブデン、６％以下（０は含まず）のタングステン（モリブデンとタングステンの合計は２％以上で８％以下である）、５〜12％のコバルト、14％以下（０は含まず）の鉄、４〜８％のニオブ、0.6〜2.6％のアルミニウム、0.4〜1.4％のチタン、0.003〜0.03％のリン、0.003〜0.015％のホウ素、およびニッケルと不可避不純物からなり、アルミニウムとチタンの合計の原子％は２〜６％であり、アルミニウム対チタンの原子％の比率は1.5以上であり、そしてアルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が0.8〜1.3である、製品。
前記製品はディスク、ブレード、留め具、ケースおよびシャフトから選択される、請求項３５に記載の製品。
前記製品はガスタービンエンジンの部品である、請求項３５に記載の製品。
ニッケル基超合金の製造方法であって、
質量％（重量％）で、0.10％以下（０は含まず）の炭素、12〜20％のクロム、４％以下（０は含まず）のモリブデン、６％以下（０は含まず）のタングステン（モリブデンとタングステンの合計は２％以上で８％以下である）、５〜12％のコバルト、14％以下（０は含まず）の鉄、４〜８％のニオブ、0.6〜2.6％のアルミニウム、0.4〜1.4％のチタン、0.003〜0.03％のリン、0.003〜0.015％のホウ素、およびニッケルと不可避不純物からなるニッケル基超合金であって、アルミニウムとチタンの合計の原子％は２〜６％であり、アルミニウム対チタンの原子％の比率は1.5以上であり、そしてアルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が0.8〜1.3である、ニッケル基超合金を用意し、
前記合金を溶体化焼なましして、
前記合金を冷却し、そして
前記合金を時効する、
以上の工程を含む方法。
前記合金のアルミニウムとチタンの合計の原子％は2.5〜５％である、請求項３８に記載の方法。
前記合金のアルミニウムとチタンの合計の原子％は３〜４％である、請求項３９に記載の方法。
前記合金のアルミニウム対チタンの原子％の比率は２〜４である、請求項３８に記載の方法。
前記合金のアルミニウム対チタンの原子％の比率は３〜４である、請求項４１に記載の方法。
前記合金のアルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が0.9〜1.2である、請求項３８に記載の方法。
前記合金のアルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が1.0〜1.2である、請求項４３に記載の方法。
質量％（重量％）で、0.10％以下（０は含まず）の炭素、12〜20％のクロム、４％以下（０は含まず）のモリブデン、６％以下（０は含まず）のタングステン（モリブデンとタングステンの合計は２％以上で８％以下である）、５〜12％のコバルト、14％以下（０は含まず）の鉄、４〜８％のニオブ、0.6〜2.6％のアルミニウム、0.4〜1.4％のチタン、0.003〜0.03％のリン、0.003〜0.015％のホウ素、およびニッケルと不可避不純物からなるニッケル基超合金であって、アルミニウムとチタンの合計の原子％は２〜６％であり、アルミニウム対チタンの原子％の比率は1.5以上であり、アルミニウムとチタンの合計の原子％をニオブの原子％で割った値が0.8〜1.3であり、そして前記合金は927℃〜1121℃（1700^oＦ〜2050^oＦ）の温度の全範囲にわたって60％以上の絞り値を有する、ニッケル基超合金。