JP5270123B2 - 窒化物強化可能なコバルト−クロム−鉄−ニッケル合金 - Google Patents

Description

本発明は、非鉄合金組成物に係わり、とりわけ、かなりの量のクロム、鉄およびニッケルと、ＩＵＰＡＣ１９８８周期律表のグループ４および５（好適には、チタンおよびニオブ）からの少量の活性溶質元素を含む可鍛性のコバルト合金に関するものである。かかる元素の組合せにより、実用厚さ（約２ｍｍ）のシートに冷間圧延され、形状付与され、溶接されて工業用部品になされ、次いで、高温における高強度を付与するために、全厚窒化（ｔｈｒｏｕｇｈ−ｎｉｔｒｉｄｅｄ）できる材料が提供される。

ガスタービン機関の高湿部分用に、３種類のいわゆる超合金が使用される。これらは固溶強化されたニッケル合金、析出硬化可能のニッケル合金、および固溶強化されたコバルト合金である。これらの合金のすべては、クロム（通常、１５〜３０重量％の範囲内）を含み、これは耐酸化性を与える。析出硬化可能のニッケル合金は、時効処理中に、極めて微細なガンマプライム（Ｎｉ_３Ａｌ，Ｔｉ）またはガンマダブルプライム（Ｎｉ_３Ｎｂ）析出物を形成させるために、アルミニウム、チタンおよびニオブのうちの１種以上を含む。

析出硬化可能のニッケル合金は、２つの欠点をもつ。第１には、それらは、溶接中に問題を生じ易い。というのは、溶接熱が、熱影響を受けた区域に硬化析出物を形成させ得るからである。第２には、ガンマプライムと、ガンマダブルプライム析出物は、或る温度まで有用であるに過ぎない。その温度を超えると、それらは劣化して、材料強度をかなり減少させる結果となる。他方、固溶強化されたニッケル合金およびコバルト合金は析出硬化可能のニッケル合金の強度を欠くが、高温で合理的な強度を、特に、元素コバルトに基づく強度を維持する。

固体形態で全温度で面心立方（ｆｃｃ）構造を有するニッケルと違って、コバルトは２つの形態で存在している。約４２０℃までの温度で、安定した構造は六方稠密（ｈｃｐ）である。この温度を超えると、融点まで、構造はｆｃｃである。この２相特性もまた、多くのコバルト合金によって、共有される。しかしながら、この合金元素は変態温度を上または下に移動させる。鉄、ニッケル、および炭素等の元素は、コバルトのｆｃｃ形態の既知の安定剤であり、それ故、変態温度を減ずる。他方、クロム、モリブデン、およびタングステンはコバルトのｈｃｐ形態の安定剤であり、それ故、変態温度を増す。これらの事実は重要である。というのは、それらは、周囲温度でコバルト合金の機械的性質に強い影響を及ぼすからである。

その理由は、コバルト合金中のｆｃｃ対ｈｃｐ変態は、鈍く、そしてたとえ変態温度が環境より上であっても、ｈｃｐ形態は冷却時に生じるのが困難である。従って、多くのコバルト合金は、室温で準安定のＦＣＣ構造を有する。逆に、ｈｃｐ形態は冷間加工の間に容易に生ぜしめられ、駆動力と変態の程度が変態温度に関連せしめられる。高変態温度をもつこれらの準安定のコバルト合金は、例えば、冷間加工するのが困難でありそしてそれらの微細組織中における多数の小板状ｈｃｐの形成に起因して、高い加工硬化速度を示す。低変態温度をもつこれらの準安定コバルト合金は、冷間加工するのが困難であり、そしてずっと低い加工硬化速度を示す。

ガスタービンに使用される鍛錬され、固溶強化されたコバルト合金の要求条件の１つは、それらが少なくとも３０％冷間断面縮減できることであり、従って微細な結晶粒寸法のシートが製造されるかも知れない。従って、それらの変態温度を減らすために、また、冷間加工の間に変態するそれらの傾向を減じるために、通常、かかる材料にニッケルが含まれる。

コバルト合金を強化するために金属間化合物（ガンマプライムの如きもの）を使用する試みは失敗した（同等のコバルト富有の金属間化合物はガンマプライムより低い溶解温度をもつ）。しかしながら、コバルト合金を強化する代わりの方法は、米国特許第４０４３８３９号にハルトライン氏（Ｈａｒｔｌｉｎｅ）およびキンドリマン氏（Ｋｉｎｄｌｉｍａｎｎ）によって開示された。しかし、この方法はガスタービン部品（０．０２５インチおよび好適には０．０１インチよりも小さい）の建造には実行できないとみなされる厚さのためのみに有用である。それらの方法は、窒化物粒子の微細な分散の形成を誘起させるために、窒素をコバルト合金内に吸収させそして拡散させるための手順を含んでいる。ハルトライン氏およびキンドリマン氏によれば、かかる処理に応答する合金は、主成分として少なくとも３３％のコバルト、クロム、２５％までのニッケル、０．１５％までの炭素、およびチタン、バナジウム、ニオブ、およびタンタルから成るグループからの窒化物形成元素の１〜３％を含む。残留物と、コバルト基合金、特にモリブデンと硼素の性質を高める元素もまた、挙げられていた。鉄はこれらの発明によって首尾よく窒化されたサンプル内に１％レベルで存在していたが、鉄については述べられていなかった。窒化の影響をあまり受けやすくなかった２９％ニッケルを含む試料は２．７％鉄を含んでいた。

本発明の目的は、実用厚さ（ほぼ、２ｍｍ、または０．０８インチまで）のシート材について、実際の持続期間（ほぼ５０時間）の処理を用いて、全厚窒化と強化が可能な、新規な可鍛性コバルト超合金を提供することにある。かかるシートは、９８０℃（１８００°Ｆ）と５５ＭＰａ（８ｋｓｉ）で、１５０時間より長いか、または９８０℃と５２ＭＰａ（７．５ｋｓｉ）で、２５０時間よりも良い応力破断寿命が可能であり、これらは、合金の開発中の目標応力破断寿命である。

上記目的は、コバルトに、クロム、鉄、ニッケル、および、必要な窒化物形成元素（好適には、チタンとニオブまたはジルコニウム）を或る好適範囲内で、コバルトに添加することによって、達成され得ることが見出された。特に重量％におけるこれらの範囲は、約２３〜３０のクロム、約１５〜２５の鉄、最大約２７．３のニッケル、０．７５〜１．７のチタン、０．８５〜１．９２のニオブ、最大０．２の炭素、０．０１２の硼素、最大０．５のアルミニウム、最大１のマンガン、最大１の珪素、最大１のタングステン、最大１のモリブデン、最大０．１５および最大０．０１５の希土類元素（それぞれ、溶融の前と後）である。重量％での好適範囲は、２３．６〜２９．５のクロム、１６．７〜２４．８の鉄、３．９〜２７．３のニッケル、０．７５〜１．７のチタン、０．８５〜１．９２のニオブ、最大０．２の炭素、最大０．０１２の硼素、最大０．５のアルミニウム、最大１のマンガン、最大１の珪素、最大１のタングステン、最大１のモリブデン、および、最大０．１５および最大０．０１５の希土類元素（それぞれ、溶融の前と後）である。ニオブの代わりにジルコニウムの同量を用いることができる。更に、チタンの一部の代わりに、ジルコニウムまたはハフニウムを用いることができそして、若干のまたはすべてのニオブは、バナジウムまたはタンタルによって置き換えられることができる。

クロムは耐酸化性と、或る程度の固溶体の強化を提供する。鉄とニッケルはｆｃｃ安定剤であり、それ故、クロム（ｈｃｐ安定剤）と釣り合って、冷間圧延によって微細結晶粒シートが作られることを可能にする。ニッケルは、窒素の吸収を抑制することが、ハートライン氏およびキンドリマン氏の著作から既知である。しかしながら、鉄は、実際の厚さが実際の時間内における内部窒化によって全体に亘って強化されることを可能にするために、必要な変態温度の抑制と必要な窒素の吸収と拡散速度の両者を達成するために、ニッケルと共に使用され得ることが発見された。

上述の好適な組成範囲を設定するために、多くの試験合金が、真空誘導溶解法と、その後のエレクトロスラグ再溶解法を用いて、各合金の１つが２３ｋｇ（５０ポンド）のインゴットを生じるように、実験室で作成された。これらのインゴットは、厚さ３．２ｍｍ（０．１２５インチ）のシートを作るために、近似の範囲の１１２０〜１１７５℃（２０５０〜２１５０°Ｆ）内の温度で、熱間鍛造されそして熱間圧延された。これらは、引き続き、２ｍｍ（０．０８インチ）の厚さに冷間圧延された。

これらの試験材料を強化するために、１０９５℃（２０００°Ｆ）の窒素雰囲気内に４８時間、その後、１１２０℃（２０５０°Ｆ）のアルゴン雰囲気内に１時間、その後、１２０５℃（２２００°Ｆ）のアルゴン雰囲気内に２時間の窒化処理を施した。このことは、この形式の合金についての最適の強化処理として、前以て設定された。

好適範囲を限定するために用いられた試験合金の組成が、表１に示されている。５２ＭＰａ、または５５ＭＰａと９８０℃（１８００°Ｆ）でテストされた、全厚窒化状態にあるこれらの合金の機械的性質が、表２に示されている。合金Ｘと合金Ｙは、両条件の下でテストされた。殆どの合金が５２ＭＰａで応力破断テストされ、他のものが５５ＭＰａでテストされた理由は、５２ＭＰａで好適組成の応力破断寿命が予期されたよりずっと高く、従って、予想されたよりずっと長い時間に亘ってテスト器具を拘束したことにある。より高い応力（５５ＭＰａ）は、テスト継続時間を短縮するために使用され、かくして、開発作業を速めた。容認できる応力破断寿命、すなわち、５５ＭＰａで１５０時間の、または５２ＭＰａで２５０時間の合金デザイン基準に合う応力破断寿命は、表２中で星印を付されている。

高クロム合金Ｂは、鍛造の間に粉砕し、３１．９重量％クロムが可鍛性を提供するためには高過ぎる含量であるということを設定することに注目することは重要である。また、全厚窒化は合金ＦＦとＧＧにおいては不可能であり、ニオブまたはジルコニウムの何れかが存在すべきであることを確立し、そしてより高い鉄とニッケル含量がデザイン基準を安全化するのに必要とされることを示していた。合金ＬＬは、米国特許第４０４３８３９号（ハートライン氏とキンドリマン氏）における例１に組成が類似しているが、ずっと厚いサンプルである点で重要である。合金ＬＬは、全厚窒化できなかった。

幾つかの試験合金が、加工硬化時におけるニッケル含量の効果、冷間圧延されたシートの製造における重要なファクターを研究するために特に使用された。この研究の結果は、図１に示されている。強力な関係が、硬度（冷間加工の所定のレベルにおける）と０．６〜１７．７重量％範囲内のニッケル含量との間に確立された。低硬度は冷間加工において非常に有利である。

合金ＸとＹは最初に、５２ＭＰａと９８０℃（１８００°Ｆ）でテストされ、次いで、これらの合金の第２サンプルが再び５５ＭＰａと９８０℃（１８００°Ｆ）でテストされた。両者は第１テストにおいて容認可能であることを証明した。合金Ｘは、２７．３重量％のニッケルを含んでいた。これは容認可能の合金についての上限近くにあると信じられた。合金Ｙは、１７．７重量％のニッケルを含んでいた。これは、ニッケルについての容認可能な範囲であると信じられたものの内に十分にあった。第２テストでは、合金Ｙは、１５０時間を越える容認可能の限界より十分上の、３３０．２時間で破断したが、合金Ｘは、１５０時間の容認可能のレベルの直下で、１２９．１時間後に破断した。このデータから我々は、ニッケルの上限は約２７．３重量％であるべきであることを推論することができる。

以下のように、合金元素の一般的効果に関して、幾つかの見解を示すことができる。
コバルト（Ｃｏ）が、この新しい超合金のための基材として選択された。というのは、それが高温強度用の最良の合金を提供するからである。

クロム（Ｃｒ）は、二重機能を有する主合金元素である。第一に、十分なクロムが耐酸化性を付与するために存在すべきである。第二に、クロムは、かかる合金中の窒素の可溶性を高める。本発明者の試験は、２２重量％のＣｒ（Ａｌｌｏｙ ＧＧ）が、全厚窒化用には不十分であることを示している。他方、２３．６重量％のクロム範囲をもつ合金Ａは容認できた。３１．９重量％のクロムを含む合金Ｂは、割れを生じることなしに、熱間鍛造されることはできない。更に、２９．５重量％クロムをもつ合金ＤＤは容認できた。このデータは、クロム範囲は約２３％と３０％の間にあるべきであることを示している。

また、鉄（Ｆｅ）は二重機能をもっている。第一に、コバルト中のｆｃｃ構造の安定剤として、それはコバルト合金の変態温度を減じ、かくして、それらのシートへの冷間圧延をより容易にする。同時に、それはニッケル（他の主なｆｃｃ安定剤）がなすのと同じ程度までは窒素の可溶性を減じない。かくして、それは窒素吸収に有益であるとみなされることができる。合金ＦＦについてのデータは全厚窒化を達成するのに不十分であることを示しているが、一方、２８．２重量％の鉄を有する合金Ｋは、強度基準に合わなかった。１６．８％Ｆｅを含む合金Ｃと、２４．８重量％Ｆｅを含む合金Ｌは容認できた。従って、データは、鉄は、約１５重量％と２５重量％間の量で存在すべきであるということを示している。

ニッケル（Ｎｉ）の主機能は、合金のｆｃｃ形態を安定させることであり、従って、それらは容易にシートに冷間圧延されることができる。図１により示される如く、（冷間加工の所定のレベルにおける）硬度と、ニッケル含量の間には強力な関係がある。他方、実験は、ニッケルは実質上、この種類の材料内の窒素吸収を減らすということを示した。かくして、ニッケルと鉄との組合せは、窒素吸収への重大な害なしに、変態温度を抑制するために、本発明の合金の重要な特徴となる。硬度対冷間加工の実験（図１）は、合金Ｑ（０．６重量％Ｎｉ）は合金Ｓ（３．９重量％Ｎｉ）よりかなり硬いことを示している。応力破断寿命は、合金Ｘ（２７．３重量％Ｎｉ）は強度要件に合致しているが、合金Ｕ（４９．７重量％Ｎｉ）はそれに合致していないことを示している。０．７２重量％Ｎｉのみを含んでいる合金Ｏもまた、容認できた。従って、データによると、ニッケルは、最大２７．３重量％の量で存在できる。

チタン（Ｔｉ）並びにニオブ（Ｎｂ）またはバナジウム、タンタル、またはジルコニウムの当量量は、本発明の合金にとって重大である。というのは、これらの元素は強化用窒化物を形成するからである。両方のこれらの元素は所望の強度レベルを達成するために、または全厚窒化を確実にするために、明確な範囲内で存在すべきであることを本発明者による試験が示している。それにも拘わらず、ニオブを少しも含まないチタンプラスジルコンの組合せを使用することは可能である。ニオブの代わりにジルコニウムが使用された合金ＨＨの性能は、必要とされるニオブの全てまたは一部に代えて、ジルコニウムの同量を使用することができることを示している。ジルコニウムとニオブの両者は、実際上、同じ分子量をもつ。また、若干のチタンに代えてジルコニウムまたはハフニウムを用いることも可能である。存在しなければならないチタニウムおよびニオブまたはジルコニウムの各々の量は、代わりの元素が合金中にあるかどうかそしてどれだけあるかということに依存している。ジルコニウムとハフニウムは、チタンの代わりの元素であるが、バナジウムとチタンは、ニオブの代わりの元素である。例えば、合金ＰとＷ（約１重量％のＴｉのみをもつ）は、不十分な強度をもつが、合金Ｉ（約１．８重量％のＴｉのみ）は、全厚窒化されることはできなかった。また、合金Ｊ（約３．５重量％Ｎｂのみをもつ）は不十分な強度のものであった。私の経験は、０．７５重量％のＴｉと０．８５重量％のＮｂの組合せ（合金Ｅ）は、全厚窒化されることができ、そして十分な強度を提供することを示している。最大１．７重量％のＴｉと、１．９２重量％のＮｂを含む合金（合金Ｆ）についても同じである。かくして、代用の元素がなければ、チタンは０．７５〜１．７重量％の範囲で存在すべきであり、ニオブは０．８５〜１．９２重量％の範囲で存在すべきである。更に、チタンとニオブ（Ｔｉ＋Ｎｂ）の組合せは、約１．６〜約３．６にすべきである。表１に列挙された合金では、Ｔｉ＋Ｎｂは、１．０７（合金Ｐ）〜３．１２６（合金Ｆ）の範囲に亘る。下端では、合金Ｅ、０．７４Ｔｉ＋０．８４Ｎｂ＝１．５８、は容認可能の組成のための基準に合う。しかし、合金Ｖ、０．９２Ｔｉ＋０．０３Ｎｂ＝０．９５は基準の役に立たず、チタンとニオブの組合せの臨界を示していた。上端では、合金Ｆ、１．７Ｔｉ＋１．９２Ｎｂ＝３．６２は基準に合う。チタンとニオブを除いて他の活性溶質元素を使用することに関しては、もし原子的に等価量で存在しておれば、元素のＩＵＰＡＣ１９８８周期表のグループ４と５に記載の他の元素が同じ利益を提供するようである。このことは、全重量パーセントが下記の方程式に従うだろうということを意味する：
０．７５≦Ｔｉ＋Ｚｉ／１．９１＋Ｈｆ／３．７３≦１．７
０．８７≦Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｖ／１．９８＋Ｔａ／１．９８＋≦１．９２
１．６≦Ｔｉ＋１．５２Ｚｒ＋Ｈｆ／３．７３＋Ｎｂ＋Ｖ／１．９８＋Ｔａ／１．９８≦３．６

合金ＬＬでは、モリブデンが、容認されない合金を作るニオブの代わりに用いられた。この結果もまた、ニオブまたはジルコニウムは合金内に提供されるべきであることを示している。

炭素（Ｃ）は、本発明の合金内に必須なものではないが、結晶粒度の制御のためには少量で有用となるかもしれない。私の実験は、研究された最高レベル（０．２０７重量％、合金Ｈ）で、粗い炭化物粒子が微細構造内に存在していることを示している。これらは、合金Ｈが容認可能な基準に合うのを妨げなかったが、かかる粒子の大量は、有害になるらしい。従って、最大０．２重量％の炭素は容認できる。

硼素（Ｂ）は、通常、結晶粒界強化のためにコバルトおよびニッケル超合金に使用される。かくして、硼素は典型的レベルで、すなわち０〜０．０１５重量％の範囲内で殆どのテストされた合金に添加された。研究された最高のレベルは、許容可能の合金Ｃにおけるレベルである０．０１２であった。このデータは、最大０．０１５重量％であるこの種類の合金の典型的な範囲内にあり得ることを確認する。

セリウム（Ｃｅ）、ランタン（Ｌａ）、および、イットリウム（Ｙ）等の希土類元素もまた、通常、それらの耐酸化性を高めるために、コバルトおよびニッケルの超合金内に使用される。かくして、ミッシュメタル（希土類元素の混合物、特に約５０重量％セリウムを含む）が、大部分の試験合金に添加された。かかる元素の反応性は大部分が溶融中に失われるようなものである。しかし、０．１重量％のミッシュメタルの添加は、合金中のセリウム量が０．０１５重量％にもなった（合金ＪＪ）。ミッシュメタルの代わりに、ランタンが合金Ｏに添加された。合金ＪＪは容認可能であったので、我々は、最大０．０１５重量％の最終の希土類元素含量は容認可能であると結論づける。希土類元素は通常、希土類元素含量を溶融する間に失われるので、（溶融前の）装入材料中の或る程度多量（０．１５重量％）の希土類金属は容認可能にすべきである。

アルミニウム（Ａｌ）は、本発明の合金の必須成分ではない。しかし、それは、溶融中に、脱酸を助けるために、大部分の鍛錬されるコバルト超合金で少量用いられる。従って、すべての実験合金は、アルミニウムの少量（最大０．４１重量％、合金Ｈ）を含むこの新しい合金系の開発の間に研究した。コバルト超合金用の普通のアルミニウム範囲は、０〜０．５重量％である。合金Ｈの許容可能性は、超合金内のアルミニウムの通常範囲がこの場合許容可能であることを示している。従って、アルミニウムは最大０．５重量％存在することができる。

マンガン（Ｍｎ）はアルミニウムと同様に、一般に硫黄制御のために、この場合少量だけコバルト超合金に添加される。典型的な添加は、最大１重量％である。最大０．９２重量％のマンガン量（Ａｌｌｏｙ Ｈ）は、この新しい系統の開発の間に研究された。もう一度、合金Ｈの許容性は、この種類の合金内のマンガンの典型的範囲がこの場合役立つことを確認する。マンガンは最大１重量％存在できる。

珪素（Ｓｉ）は通常、溶融プロセスからの不順物として、コバルト超合金内に（１重量％まで）存在する。最大０．９７重量％の（合金Ｈ）は、開発作業の間に研究された。そのデータは、他のコバルト合金では、珪素は最大１重量％存在できることを示している。

多くのコバルト超合金内にはあるけれども、タングステン（Ｗ）とモリブデン（Ｍｏ）は本発明の合金の必須成分ではない。実際に、これらの元素の故意的添加は意図されてない。しかし、コバルト超合金キャンペーンの間に炉ライニングを汚染し、そしてタングステンとモリブデンの無い材料の溶融の間に不純物レベルに達することは、これらの元素にとって普通のことである。従って、各元素の最大１重量％までの不純物量は、本発明の合金内に存在することができる。

ここに記載された合金は、典型的にはシート形態になされ、販売されるだろう。しかし、この合金は、ビレット、プレートバー、ロッド、または、チューブの形態で製造されて、販売可能だろう。シートまたは他の形態の厚さは、典型的には、１ｍｍ〜２ｍｍ（０．０４インチ〜０．０８インチ）になるだろう。

本発明合金の現在好適な例について説明したが、本発明はそれらに限定されるものではなく、特許請求の範囲で定義された範囲内で種々の変形形態があり得る。

冷間加工された時に、異なるニッケル含量を有する或るテストされた合金の硬度を示すグラフ。

Claims (11)

1. 重量パーセントで、
   ２３〜３０％のクロム、
   １５〜２５％の鉄、
   最大２７．３％のニッケル、
   ０．７５〜１．７％のチタン、
   ０．８５〜１．９％のニオブ、ジルコニウムまたはそれらの組合せ、
   最大０．２％の炭素、
   最大０．０１５％の硼素、
   最大０．０１５％の希土類元素、
   最大０．５％のアルミニウム、
   最大１％のマンガン、
   最大１％の珪素、
   最大１％のタングステン、
   最大１％のモリブデン、および
   残部としてのコバルトおよび不純物、
   から成り、この場合、チタン＋ニオブの量が１．６〜３．６％である、全厚窒化と強化の可能な可鍛性コバルト合金。
2. 重量パーセントで、
   ２３．６〜２９．５％のクロム、
   １６．７〜２４．８％の鉄、
   ０．５６〜２７．３％のニッケル、
   ０．７５〜１．７％のチタン、
   ０．８５〜１．９２％のニオブ、
   最大０．２％の炭素、
   最大０．０１２％の硼素、
   最大０．０１５％の希土類元素、
   最大０．５％のアルミニウム、
   最大０．９２％のマンガン、
   最大０．９７％の珪素、
   最大１％のタングステン、
   最大１％のモリブデン、および
   残部としてのコバルトおよび不純物
   から成り、この場合、チタン＋ニオブの量が１．６〜３．６％である請求項１に記載された全厚窒化と強化の可能な可鍛性コバルト合金。
3. 合金が最大２ｍｍの厚さを有する鍛錬された形態にある請求項１に記載された全厚窒化と強化の可能な可鍛性コバルト合金。
4. 合金が窒化処理を受けている請求項１に記載された全厚窒化と強化の可能な可鍛性コバルト合金。
5. 窒化処理が、
   合金を、１０９５℃の温度の窒素雰囲気内で少なくとも４８時間に亘り加熱し、
   次いで、合金を、１１２０℃のアルゴン雰囲気内で少なくとも１時間に亘り加熱し、
   次いで、合金を、１２０５℃のアルゴン雰囲気内で少なくとも２時間に亘り加熱することを含む請求項４に記載された全厚窒化と強化の可能な可鍛性コバルト合金。
6. 重量パーセントで、
   ２３〜３０％のクロム、
   １５〜２５％の鉄、
   最大２７％のニッケル、
   ０．７５≦Ｔｉ＋Ｚｒ／１．９１＋Ｈｆ／３．７３≦１．７
   となるように、チタン、ジルコンおよびハフニウムから成るグループから選択された少なくとも１種の元素、
   ０．８７≦Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｖ／１．９８＋Ｔａ／１．９８＋≦１．９２となるように、バナジウム、ニオブ、ジルコニウム、およびタンタルから成るグループから選択された少なくとも１種の元素、
   最大０．２％の炭素、
   最大０．０１５％の硼素、
   最大０．０１５％の希土類元素、
   最大０．５％のアルミニウム、
   最大１％のマンガン、
   最大１％の珪素、
   最大１％のタングステン、
   最大１％のモリブデン、および
   残部としてのコバルトおよび不純物から成り、
   この場合、合金が更に、重量％による元素量で限定される下記の組成関係、即ち
   １．６≦Ｔｉ＋１．５２Ｚｒ＋Ｈｆ／３．７３＋Ｎｂ＋Ｖ／１．９８＋Ｔａ／１．９８≦３．６を満たして成る、全厚窒化と強化の可能な可鍛性コバルト合金。
7. 重量パーセントで、前記クロム、前記鉄、前記ニッケル、前記チタン、前記ニオブ、前記マンガン、及び前記珪素が、
   ２３．６〜２９％のクロム、
   １６．７〜２４．８％の鉄、
   ０．５６〜２７．３％のニッケル、
   ０．７５〜１．７％のチタン、
   ０．８５〜１．９２％のニオブ、
   最大０．９２％のマンガン、および
   最大０．９７％の珪素である請求項６に記載された全厚窒化と強化の可能な可鍛性コバルト合金。
8. ジルコニウムはニオブの少なくとも一部の代わりに、１対１の基準で使用される請求項６に記載された全厚窒化と強化の可能な可鍛性コバルト合金。
9. 合金は、最大２ｍｍの厚さを有する鍛錬された形態にあることを特徴とする請求項６に記載された全厚窒化と強化の可能な可鍛性コバルト合金。
10. 合金が窒化処理を受けている請求項６に記載された全厚窒化と強化の可能な可鍛性コバルト合金。
11. 前記窒化処理は、
    合金を、１０９５℃の温度で、窒素雰囲気内で少なくとも４８時間にわたり加熱し、
    次いで、合金を、１１２０℃のアルゴン雰囲気内で、少なくとも１時間にわたり加熱し、
    次いで、合金を、１２０５℃のアルゴン雰囲気内で、少なくとも２時間にわたり加熱することを含む、請求項１０に記載された全厚窒化と強化の可能な可鍛性コバルト合金。
    

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