JPH02107736A - ニッケル基合金 - Google Patents
ニッケル基合金Info
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- JPH02107736A JPH02107736A JP1234530A JP23453089A JPH02107736A JP H02107736 A JPH02107736 A JP H02107736A JP 1234530 A JP1234530 A JP 1234530A JP 23453089 A JP23453089 A JP 23453089A JP H02107736 A JPH02107736 A JP H02107736A
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Classifications
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- 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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- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、ニッケルークロム合金に関し、より詳細には
高温での高められた応力−破壊強さを合金に付与る、特
殊な炭化物形態的微細構造によって特徴づけられるニッ
ケル−クロム−モリブデンコバルト合金に関る、。
高温での高められた応力−破壊強さを合金に付与る、特
殊な炭化物形態的微細構造によって特徴づけられるニッ
ケル−クロム−モリブデンコバルト合金に関る、。
背 景
当業者が知っているように、１９４０〜１９５０年代以
来、なかんずく進歩したデザインによってもたらされる
ますます厳しい操作条件、特に温度および応力に耐える
ことができる新規合金の探索のサーチが続いている。こ
のことは、例えば、燃焼器などのガスタービンエンジン
部品に関しては明白である。この種の合金は、しばしば
複雑な形状に製造されるので、二次加工性でなければな
らない。しかし、二次加工性のほかに必要とされるもの
は、高温、１６００〜２０００°「（８７１〜１０９３
℃）での良好な応力破壊寿命、低サイクル疲労、延性、
構造安定性、高温耐食性、および溶接性を含めた性質の
組み合わせである。
来、なかんずく進歩したデザインによってもたらされる
ますます厳しい操作条件、特に温度および応力に耐える
ことができる新規合金の探索のサーチが続いている。こ
のことは、例えば、燃焼器などのガスタービンエンジン
部品に関しては明白である。この種の合金は、しばしば
複雑な形状に製造されるので、二次加工性でなければな
らない。しかし、二次加工性のほかに必要とされるもの
は、高温、１６００〜２０００°「（８７１〜１０９３
℃）での良好な応力破壊寿命、低サイクル疲労、延性、
構造安定性、高温耐食性、および溶接性を含めた性質の
組み合わせである。
有意な程度、このような応用に現在使用されている合金
は、実質的炭化物硬化／強化があるが余り例えばＮ ｌ
３ （Ａ Ｉ、Ｔｉ）型（普通γプライム硬化と称る
、）の析出硬化にはよらない固溶ｆ１４型のものである
。後者の型においては、γプライム析出物は、約１７０
０〜１７５０下（９２７〜９５４℃）で溶液に戻る傾向
があり、このようにより高い温度においては強度を付与
る、のに有効ではない。最も認められ且つ広く使用され
ている固溶体合金の１つは、呼称インコネル （ＩＮＣＯＮＩＥＬ ＠） 合金６１７、公称上Ｃｒ
２２％、Ｃｏ１２．５％、Ｍｏ９％、Ａ１１．２％、
Ｆｅ１．５％を含有し、微量の炭素および通常チタンを
有る、合金で販売されている。この合金は、ＡＳＭＥコ
ード・ケース１９５６ （１６５０’Ｆ（８９９℃）へ
のプレート、バイブおよびチューブのセクション１およ
び８非核建設〕および１９８２ （１８００°Ｆ（９８
２℃）へのバイブおよびチューブのセクション８非核建
設〕を満たす。
は、実質的炭化物硬化／強化があるが余り例えばＮ ｌ
３ （Ａ Ｉ、Ｔｉ）型（普通γプライム硬化と称る
、）の析出硬化にはよらない固溶ｆ１４型のものである
。後者の型においては、γプライム析出物は、約１７０
０〜１７５０下（９２７〜９５４℃）で溶液に戻る傾向
があり、このようにより高い温度においては強度を付与
る、のに有効ではない。最も認められ且つ広く使用され
ている固溶体合金の１つは、呼称インコネル （ＩＮＣＯＮＩＥＬ ＠） 合金６１７、公称上Ｃｒ
２２％、Ｃｏ１２．５％、Ｍｏ９％、Ａ１１．２％、
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有る、合金で販売されている。この合金は、ＡＳＭＥコ
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のプレート、バイブおよびチューブのセクション１およ
び８非核建設〕および１９８２ （１８００°Ｆ（９８
２℃）へのバイブおよびチューブのセクション８非核建
設〕を満たす。
現在製造されている合金６１７の多くの特質にも拘らず
、１１，０００ｐｓＬ （７５，８５ＭＰａ）の応力
および１７００°Ｆ（９２７℃）の温度において２０時
間未満、通常約１０〜１５時間の応力破壊寿命を有る、
。必要とされるものは、このような条件下での２０時間
を超える強度水準である。このことは、（ａ）恒温で重
量を減少る、か（ｂ）恒量で温度を上げるか、（ｃ）こ
れら両方を生じさせる機会を許すであろう。すべての場
合に、他の前記性質が認めることができる程度で悪影響
されないならば、ガスタービン効率は、高まるであろう
。
、１１，０００ｐｓＬ （７５，８５ＭＰａ）の応力
および１７００°Ｆ（９２７℃）の温度において２０時
間未満、通常約１０〜１５時間の応力破壊寿命を有る、
。必要とされるものは、このような条件下での２０時間
を超える強度水準である。このことは、（ａ）恒温で重
量を減少る、か（ｂ）恒量で温度を上げるか、（ｃ）こ
れら両方を生じさせる機会を許すであろう。すべての場
合に、他の前記性質が認めることができる程度で悪影響
されないならば、ガスタービン効率は、高まるであろう
。
より大きい粒度、ＡＳＴＭ＃１〜＃２が応力破壊強さを
もたらすので、多分、通常のアプローチは、６１７など
の合金の粒度を増大る、ことを示唆る、かも知れない。
もたらすので、多分、通常のアプローチは、６１７など
の合金の粒度を増大る、ことを示唆る、かも知れない。
或いは、１つは、より大きい強度を達成る、ためにより
高い合金含量、例えば、モリブデンを使用る、ことを仮
定る、かも知れない。しかし、これらのアプローチは、
最終用途に応じて、限定されるか利用不可能であること
がある。燃焼器シートの場合には、ゲージを横切って約
４〜１０個の粒を必要とし、このようにして満足な延性
および適当な低サイクル疲労を保証る、仕様がある。こ
のことは、平均粒度がＡＳＴＭ＃４または＃３をはるか
に超えてはならないことを意味る、であろう。一方、過
度に高率のモリブデン、クロムなどの成分（マトリック
ス剛化剤）は、有害量のσなどの破壊形態用の形成をも
たらすことがある。このことは、脆性、１０不安定性お
よび溶接性および二次加工上の問題をもたらす。
高い合金含量、例えば、モリブデンを使用る、ことを仮
定る、かも知れない。しかし、これらのアプローチは、
最終用途に応じて、限定されるか利用不可能であること
がある。燃焼器シートの場合には、ゲージを横切って約
４〜１０個の粒を必要とし、このようにして満足な延性
および適当な低サイクル疲労を保証る、仕様がある。こ
のことは、平均粒度がＡＳＴＭ＃４または＃３をはるか
に超えてはならないことを意味る、であろう。一方、過
度に高率のモリブデン、クロムなどの成分（マトリック
ス剛化剤）は、有害量のσなどの破壊形態用の形成をも
たらすことがある。このことは、脆性、１０不安定性お
よび溶接性および二次加工上の問題をもたらす。
発明の概要
本発明者等は、合金が主としてＭ６Ｃ炭化物およびより
少ない程度のＭ２３Ｃ６炭化物からなる特殊な微細構造
によって特徴づけられるならば、ニッケル−クロム−モ
リブデン合金、特に合金６１７の応力−破壊強さが改良
できることを見出した。Ｍ６Ｃ炭化物は、より十分に後
述る、であろうように、応力−破壊強さを、Ｍ２３Ｃ６
炭化物よりも大きい程度に高めることが見出された。当
業者に明らかであるように、Ｍ６Ｃ中の文字「Ｍ」は、
主としてモリブデンおよびより少ない程度でクロムを意
味る、。Ｍ２３Ｃ６中、ｒＭＪは、主としてクロム原子
およびより少ない程度でモリブデン原子を表わす。
少ない程度のＭ２３Ｃ６炭化物からなる特殊な微細構造
によって特徴づけられるならば、ニッケル−クロム−モ
リブデン合金、特に合金６１７の応力−破壊強さが改良
できることを見出した。Ｍ６Ｃ炭化物は、より十分に後
述る、であろうように、応力−破壊強さを、Ｍ２３Ｃ６
炭化物よりも大きい程度に高めることが見出された。当
業者に明らかであるように、Ｍ６Ｃ中の文字「Ｍ」は、
主としてモリブデンおよびより少ない程度でクロムを意
味る、。Ｍ２３Ｃ６中、ｒＭＪは、主としてクロム原子
およびより少ない程度でモリブデン原子を表わす。
発明の態様
一般に本発明によれば、意図されるニッケル−クロム−
モリブデン合金は、クロム約１５〜３０％、モリブデン
約６〜１２％、コバルト約５〜２０％、アルミニウム約
０．５〜１，５％、チタン約０．７５％まで、炭素約０
．１５％まで、ホウ素約０．０２％まで、ジルコニウム
約０．５０６までを含有し、残部は実質上ニッケルであ
る。合金微細構造は、実質上、粒界および粒におけるん
１６０炭化物プラス粒と粒界との両方に配置されたＭ２
３Ｃ６炭化物の分布がある固溶体である。／７゜在る、
炭化物のうち、Ｍ６Ｃ型のものは、少なくとも５０重量
％、好ましくは７０重量％を構成る、。Ｍ６Ｃ炭化物は
、全合金の少なくとも１または２重量％を構成すべきで
ある。万一この炭化物形態が約２％をはるかに超えるな
らば、特定の［り益は得られない。事実、応力破壊性は
、固溶体強化からのモリブデンの損失のため低下される
。需要がより少ない応用においては、Ｍ ６Ｃ炭化物は
、合金の０．５または０．７５重量％程度であることが
できる。更に、Ｍ６Ｃ炭化物は、直径が約３μｍ以下で
あることが好ましく、このことはクリープおよび応力破
壊寿命に寄与る、目的のためである。更に、合金は、再
結晶等軸微細１ｇ造、好ましくはＡＳＴＭ＃３〜ＡＳＴ
Ｍ＃５によって特ｄ’ｔ。
モリブデン合金は、クロム約１５〜３０％、モリブデン
約６〜１２％、コバルト約５〜２０％、アルミニウム約
０．５〜１，５％、チタン約０．７５％まで、炭素約０
．１５％まで、ホウ素約０．０２％まで、ジルコニウム
約０．５０６までを含有し、残部は実質上ニッケルであ
る。合金微細構造は、実質上、粒界および粒におけるん
１６０炭化物プラス粒と粒界との両方に配置されたＭ２
３Ｃ６炭化物の分布がある固溶体である。／７゜在る、
炭化物のうち、Ｍ６Ｃ型のものは、少なくとも５０重量
％、好ましくは７０重量％を構成る、。Ｍ６Ｃ炭化物は
、全合金の少なくとも１または２重量％を構成すべきで
ある。万一この炭化物形態が約２％をはるかに超えるな
らば、特定の［り益は得られない。事実、応力破壊性は
、固溶体強化からのモリブデンの損失のため低下される
。需要がより少ない応用においては、Ｍ ６Ｃ炭化物は
、合金の０．５または０．７５重量％程度であることが
できる。更に、Ｍ６Ｃ炭化物は、直径が約３μｍ以下で
あることが好ましく、このことはクリープおよび応力破
壊寿命に寄与る、目的のためである。更に、合金は、再
結晶等軸微細１ｇ造、好ましくはＡＳＴＭ＃３〜ＡＳＴ
Ｍ＃５によって特ｄ’ｔ。
づけられるべきであり、最終粒度は冷間加圧度および焼
鈍温度によって設定される。微細構造的に、粒は、高度
に双晶にされ、Ｍ ６Ｃ粒子は個別であり（ｄｉｓｃｒ
ｅｔｅ）且つむしろ丸い。
鈍温度によって設定される。微細構造的に、粒は、高度
に双晶にされ、Ｍ ６Ｃ粒子は個別であり（ｄｉｓｃｒ
ｅｔｅ）且つむしろ丸い。
前記形態に加えて、合金マトリックスは、合金かチタン
および窒素を含有る、場合には、小容量分率の窒化チタ
ン（Ｔ ｉ Ｎ）粒子（通常０．０５％未満）も含有る
、であろう。ＴｉＮ相は、Ｍ２３Ｃ６相の場合と同様に
、若干高温強度に寄与る、が、Ｍ６Ｃ程重要にではない
。γプライムは、通常、少量、通常、５％未満で存在る
、であろう。
および窒素を含有る、場合には、小容量分率の窒化チタ
ン（Ｔ ｉ Ｎ）粒子（通常０．０５％未満）も含有る
、であろう。ＴｉＮ相は、Ｍ２３Ｃ６相の場合と同様に
、若干高温強度に寄与る、が、Ｍ６Ｃ程重要にではない
。γプライムは、通常、少量、通常、５％未満で存在る
、であろう。
追加のγプライム強化が中温応用に望ましいならば〔例
えば、１２００〜１６００°Ｆ（６４９〜８１５℃）〕
、アアルミニラは、３％まで拡張でき且つチタンは５％
まで拡張できる。
えば、１２００〜１６００°Ｆ（６４９〜８１５℃）〕
、アアルミニラは、３％まで拡張でき且つチタンは５％
まで拡張できる。
最も好ましい態様においては、合金は、クロム約１９〜
２５％、モリブデン約７〜１］％、コバルト約７．５ま
たは１０〜１５％、アルミニウム約０．８〜１．２％、
チタン約０．６％まで、炭素約０．０４または０．０６
〜０．１２％、ホウ素約００１％までを合釘し、残部は
実質上ニッケルである。
２５％、モリブデン約７〜１］％、コバルト約７．５ま
たは１０〜１５％、アルミニウム約０．８〜１．２％、
チタン約０．６％まで、炭素約０．０４または０．０６
〜０．１２％、ホウ素約００１％までを合釘し、残部は
実質上ニッケルである。
合金６１７を再度参照る、と、その発端以来（約１５〜
２０年前）、合金６１７は、主としてＭ２３Ｃ６炭化物
の微細構造によって特徴づけられている。金属組織学的
研究は、Ｗ、 Ｌ、マンキンス、Ｊ、 Ｃ，ホジー
ルおよびＴ、 Ｈ，バスホードによって１９７４年に提
示され、「インコネル合金６１７の微細構造および相安
定性」なる論文、メタラジカル・トランスアクションズ （Ｍｃｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏ
ｎｓ） 、 Ｖｏｌ、５゜１９７４年１２月、第２５７
９頁〜第２５８９頁である。著者は、結論的にＭ２Ｏを
見出していないが、１２００〜１４００下（６４９〜７
６０℃）で若干の強度を付与る、小容量分率のγプライ
ムを見出した。タカハシ等の論文「熱処理インコネル合
金６１７における析出相の分析」、Ｉ・ランスアクショ
ンズ（Ｔｒａｎｓａｃｌｊｏｎｓ） Ｉ Ｓ Ｉ Ｊ
、 Ｖｏｌ。
２０年前）、合金６１７は、主としてＭ２３Ｃ６炭化物
の微細構造によって特徴づけられている。金属組織学的
研究は、Ｗ、 Ｌ、マンキンス、Ｊ、 Ｃ，ホジー
ルおよびＴ、 Ｈ，バスホードによって１９７４年に提
示され、「インコネル合金６１７の微細構造および相安
定性」なる論文、メタラジカル・トランスアクションズ （Ｍｃｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏ
ｎｓ） 、 Ｖｏｌ、５゜１９７４年１２月、第２５７
９頁〜第２５８９頁である。著者は、結論的にＭ２Ｏを
見出していないが、１２００〜１４００下（６４９〜７
６０℃）で若干の強度を付与る、小容量分率のγプライ
ムを見出した。タカハシ等の論文「熱処理インコネル合
金６１７における析出相の分析」、Ｉ・ランスアクショ
ンズ（Ｔｒａｎｓａｃｌｊｏｎｓ） Ｉ Ｓ Ｉ Ｊ
、 Ｖｏｌ。
１８ （１９７８）においては、著者は、Ｍ Ｑ ３
Ｃ６が主要相であるが、Ｍ ６Ｃが若干のγプライム（
Ｎ ｌ Ｂ Ａ Ｉ ）と−緒に存在る、と結論づけた
。
Ｃ６が主要相であるが、Ｍ ６Ｃが若干のγプライム（
Ｎ ｌ Ｂ Ａ Ｉ ）と−緒に存在る、と結論づけた
。
本発明者等が知っている限りでは、応力破壊強さを高め
るために主要Ｍ６Ｏ相を形成る、望ましさの認識はいず
れの研究にもなかった（それ以来の研究にもなかった）
。
るために主要Ｍ６Ｏ相を形成る、望ましさの認識はいず
れの研究にもなかった（それ以来の研究にもなかった）
。
前記のことに加えて、本発明者等は、ニッケル−クロム
−モリブデン合金の冷間加工と熱加工との特殊な組み合
わせが前記微細構造を製造る、際に最も有効であること
も発見した。この点で、合金は、少なくとも１５％冷間
加工すべきであるが、加工硬化上の考慮のため６０％以
下冷間加工すべきである。冷間加工量は、性質の必要の
ない犠牲で最小１０％まで拡張できる。冷間加工度は、
１５％〜４０％未満、最も好ましくは１５〜３０％であ
ることが有利である。中間焼鈍処理は、所望ならば、使
用してもよいが、最後の冷間圧下工程は、好ましくは元
の厚さの少なくとし１５％であるべきである。
−モリブデン合金の冷間加工と熱加工との特殊な組み合
わせが前記微細構造を製造る、際に最も有効であること
も発見した。この点で、合金は、少なくとも１５％冷間
加工すべきであるが、加工硬化上の考慮のため６０％以
下冷間加工すべきである。冷間加工量は、性質の必要の
ない犠牲で最小１０％まで拡張できる。冷間加工度は、
１５％〜４０％未満、最も好ましくは１５〜３０％であ
ることが有利である。中間焼鈍処理は、所望ならば、使
用してもよいが、最後の冷間圧下工程は、好ましくは元
の厚さの少なくとし１５％であるべきである。
熱加工操作は、合金の再結晶温度よりも高い温度で約１
８５０〜約２１２５°Ｆ（１０１０〜１１６３℃）の範
囲にわたって、（ｉ）約ＡＳＴＭ＃３−約Ａ Ｓ Ｔ〜
１＃５の−ｆ均粒度を形成させ且つ（ｉｉ）Ｍ６Ｃ炭化
物を析出させるのに少なくとも十分な期間実施すべきで
ある。より少量のＭ２３Ｃ６炭化物も、ＴｉＮと一緒に
生成る、であろう（ＴｉＮは、溶融操作から既に存在し
ていてもよい）。熱処理（焼鈍処理）は、時間、温度お
よびセクション厚さに依存る、。薄いストリップまたは
シートの場合には、例えば、厚さ０．０２５インチ（約
０．６３５＋ｎｕ）未満および１８５０〜２１００’Ｆ
（１０１０〜１１４９℃）の温度においては、時間は、
１または２分程度であってもよい。保持時間は、１／４
時間を超える必要はない。大抵の鍛錬品の場合には、保
持時間１５または２０分まで、例えば、３〜５分は、満
足であると思われる。１８５０下（１０１０℃）よりも
はるかに低い温度にさらされる冷間加工合金は、事実上
排他的にＭ２３Ｃ６炭化物を生成る、傾向がある。２１
２５°Ｆ（１１６３℃）よりもはるかに高い温度で処理
る、ならば、前の加工時および昇温時に生成される炭化
物は、事実上すべて溶解る、。その結果、爾後の冷却時
に、事実上Ｍ２３Ｃ６炭化物のみが、前記範囲で２時間
程度保持してさえ生成る、であろう。より満足な焼鈍温
度は約１８７５〜約２０２５°Ｆ（１０２４〜１１０７
℃）であり、最も好ましい範囲は１９００〜約２０００
°Ｆ（１０９３〜１１４９℃）である。
８５０〜約２１２５°Ｆ（１０１０〜１１６３℃）の範
囲にわたって、（ｉ）約ＡＳＴＭ＃３−約Ａ Ｓ Ｔ〜
１＃５の−ｆ均粒度を形成させ且つ（ｉｉ）Ｍ６Ｃ炭化
物を析出させるのに少なくとも十分な期間実施すべきで
ある。より少量のＭ２３Ｃ６炭化物も、ＴｉＮと一緒に
生成る、であろう（ＴｉＮは、溶融操作から既に存在し
ていてもよい）。熱処理（焼鈍処理）は、時間、温度お
よびセクション厚さに依存る、。薄いストリップまたは
シートの場合には、例えば、厚さ０．０２５インチ（約
０．６３５＋ｎｕ）未満および１８５０〜２１００’Ｆ
（１０１０〜１１４９℃）の温度においては、時間は、
１または２分程度であってもよい。保持時間は、１／４
時間を超える必要はない。大抵の鍛錬品の場合には、保
持時間１５または２０分まで、例えば、３〜５分は、満
足であると思われる。１８５０下（１０１０℃）よりも
はるかに低い温度にさらされる冷間加工合金は、事実上
排他的にＭ２３Ｃ６炭化物を生成る、傾向がある。２１
２５°Ｆ（１１６３℃）よりもはるかに高い温度で処理
る、ならば、前の加工時および昇温時に生成される炭化
物は、事実上すべて溶解る、。その結果、爾後の冷却時
に、事実上Ｍ２３Ｃ６炭化物のみが、前記範囲で２時間
程度保持してさえ生成る、であろう。より満足な焼鈍温
度は約１８７５〜約２０２５°Ｆ（１０２４〜１１０７
℃）であり、最も好ましい範囲は１９００〜約２０００
°Ｆ（１０９３〜１１４９℃）である。
前記のことに加えて、ＭＣおよびＭ２３Ｃ６炭化物は、
限定された有効炭素に対して両方とも競争し且つ競合る
、ことを加えてもよいかも知れない。ＭＣは、Ｍ２３Ｃ
６が再溶解る、時にかなりの量で生成し且つＭ２Ｏは依
然として熱力学的に安定であり、再結晶温度よりも高い
温度〜約２１２５°Ｆ（１１６３℃）未満の温度で存在
る、状態である。冷間加工は、所望の微細構造の引き金
になるために必須である。しかしながら、示すであろう
ように、余りに多い冷間加工は、過剰量の析出物を生ず
ることがあり、固溶体強化剤、モリブデンおよびクロム
の欠乏を付随る、。
限定された有効炭素に対して両方とも競争し且つ競合る
、ことを加えてもよいかも知れない。ＭＣは、Ｍ２３Ｃ
６が再溶解る、時にかなりの量で生成し且つＭ２Ｏは依
然として熱力学的に安定であり、再結晶温度よりも高い
温度〜約２１２５°Ｆ（１１６３℃）未満の温度で存在
る、状態である。冷間加工は、所望の微細構造の引き金
になるために必須である。しかしながら、示すであろう
ように、余りに多い冷間加工は、過剰量の析出物を生ず
ることがあり、固溶体強化剤、モリブデンおよびクロム
の欠乏を付随る、。
当業者に本発明のより良い認識を与えるために、下記情
報およびデータを与える。
報およびデータを与える。
真空誘導溶融およびエレクトロスラグ再溶融を使用して
、市販の大きさのヒート（ｈｅａｔ） 、合金ＡＳＢ、
Ｃ，ＤおよびＥを調製した（合金６１７に対応）。化学
組成を表Ｉに与える。
、市販の大きさのヒート（ｈｅａｔ） 、合金ＡＳＢ、
Ｃ，ＤおよびＥを調製した（合金６１７に対応）。化学
組成を表Ｉに与える。
インゴットを約２２００°Ｆ （１２０４℃）で熱間加
工して３インチ（約７６、 ２ｍｍ）厚のスラブとし、
次いで、連続熱可逆圧延機で圧下して０．３インチ（約
７． ６ｍｍ）厚の熱バンドとした。
工して３インチ（約７６、 ２ｍｍ）厚のスラブとし、
次いで、連続熱可逆圧延機で圧下して０．３インチ（約
７． ６ｍｍ）厚の熱バンドとした。
次いで、コイルスドックを２１５０’Ｆ （１１７７℃
）で３〜５分間焼鈍し、表■の最終圧下の通りに冷間圧
下して試験ストックとした。
）で３〜５分間焼鈍し、表■の最終圧下の通りに冷間圧
下して試験ストックとした。
合金Ａにそれぞれ冷間圧延圧下率１６．６！’、；、４
０％および５１６７％を与え、次いて、表■に示すよう
に焼鈍した。最終厚さも表Ｈに報告る、。
０％および５１６７％を与え、次いて、表■に示すよう
に焼鈍した。最終厚さも表Ｈに報告る、。
合金Ｂ、Ｃ，ＤおよびＥも表■に示すように冷間圧下し
、焼鈍した。
、焼鈍した。
常法で焼鈍された材料、
即ち、
２１５０’Ｆ
表
■
（１］
７７℃）
て３〜１５分間焼鈍された材料の
合金
条件
１７００°Ｆ（９２７℃）および１ｌｋｓｉ（７５，８
５ＭＰａ）での応力破壊（時間）応力 破ｊ：り寿命を含めて合金の応力 破壊寿命を 表■に与える。
５ＭＰａ）での応力破壊（時間）応力 破ｊ：り寿命を含めて合金の応力 破壊寿命を 表■に与える。
／
／
／
／
／
９１゜
２゜
１゜
★応力破壊を１６００’Ｆ（８１１℃）、１４、 ３０
０ｐｓ ｉ （９８，６０ＭＰａ）て試験 表■の結果は、２１５０°Ｆ（１１７７℃）の通常の焼
鈍温度よりも高い温度を使用る、時には（試験Ａ−１、
Ａ−６およびＡ−７） 、低い応力破壊寿命、即ち、２
０時間未満の応力−破壊寿命が結果であることを示す。
０ｐｓ ｉ （９８，６０ＭＰａ）て試験 表■の結果は、２１５０°Ｆ（１１７７℃）の通常の焼
鈍温度よりも高い温度を使用る、時には（試験Ａ−１、
Ａ−６およびＡ−７） 、低い応力破壊寿命、即ち、２
０時間未満の応力−破壊寿命が結果であることを示す。
焼鈍温度を２２００°Ｆ（１２０４℃）に上げ且つ１分
間保持る、ことは、改良を生じなかった。条件Ａ−８お
よびＡ−９゜同じパターンは、２１５０°Ｆ（１１７７
℃）で５分間焼鈍された合金ＢおよびＣの場合に生じ、
破壊寿命はそれぞれ１４．２および１２，２時間であっ
た。合金Ｃの場合に２２００°Ｆ（１２０４℃）で焼鈍
し、１分間保持る、ことは、ちょうど２０時間への改良
を生じた。通常の焼鈍を施し旦つ析出物の溶剤抽出およ
びＸ線回折を使用した合金ＢおよびＣの検査は、これら
の合金がＭ２３Ｃ６炭化物を含有る、ことを示した（Ｍ
６Ｃの不在）。
間保持る、ことは、改良を生じなかった。条件Ａ−８お
よびＡ−９゜同じパターンは、２１５０°Ｆ（１１７７
℃）で５分間焼鈍された合金ＢおよびＣの場合に生じ、
破壊寿命はそれぞれ１４．２および１２，２時間であっ
た。合金Ｃの場合に２２００°Ｆ（１２０４℃）で焼鈍
し、１分間保持る、ことは、ちょうど２０時間への改良
を生じた。通常の焼鈍を施し旦つ析出物の溶剤抽出およ
びＸ線回折を使用した合金ＢおよびＣの検査は、これら
の合金がＭ２３Ｃ６炭化物を含有る、ことを示した（Ｍ
６Ｃの不在）。
若干のＴｉＮも、見出された。Ｍ２３Ｃ６炭化物の重量
％は、約０．１％であった。
％は、約０．１％であった。
通常の焼鈍後の更に他の熱処理によって合金Ａの応力−
破壊寿命を増大しようとる、更に他の試み（Ａ−２、Ａ
−３およびＡ−４）は、はとんど役に立たなかった。Ａ
−２およびＡ−３は炭化物析出二を増大る、ことによっ
て強度を増大しようと努める一方、Ａ−４はγプライム
を形成る、こと並びに炭化物析出を増大る、ことを包含
した。
破壊寿命を増大しようとる、更に他の試み（Ａ−２、Ａ
−３およびＡ−４）は、はとんど役に立たなかった。Ａ
−２およびＡ−３は炭化物析出二を増大る、ことによっ
て強度を増大しようと努める一方、Ａ−４はγプライム
を形成る、こと並びに炭化物析出を増大る、ことを包含
した。
顕著に対照的に、本発明に従って冷間圧延し熱加工した
時の合金ＡＳＢおよびＣは、表■のＡ５、Ａ−１１、Ａ
−１２およびＢ−１から明らかなように１７００°Ｆ（
９２７℃）／１１，０００ｐ５ ｉ （７５，８５Ｍ
Ｐａ）で２０時間水準よりも高い応力−破壊強さを明示
した。検査は、Ｍ６Ｃ炭化物が炭化物の８０〜８５２６
をｔＭ成し、残部が大部分粒界にあるがより連続的な膜
にあるＭ２３Ｃ６炭化物であることを示した。少量のＴ
ｉＮも、粒界で観察された。Ａ−１１およびＡ−１２の
場合には、Ｍ６Ｃの重量％は、それぞれ１．６および１
．８２％であった。２０５０°Ｆ（１１２１℃）での焼
鈍時の合金Ｂは、９１．６時間の破壊寿命を有していた
。このことは例外的な結果であると考えられ、即ち、若
干高いことがある。合金りおよびＥを１６００’Ｆ（８
７１℃うでより高い応力（１４，０００ｐｓ １ｖｓ１
１．０００ｐｓｉ）試験したが、同様の結果に従うであ
ろうと考えられる。
時の合金ＡＳＢおよびＣは、表■のＡ５、Ａ−１１、Ａ
−１２およびＢ−１から明らかなように１７００°Ｆ（
９２７℃）／１１，０００ｐ５ ｉ （７５，８５Ｍ
Ｐａ）で２０時間水準よりも高い応力−破壊強さを明示
した。検査は、Ｍ６Ｃ炭化物が炭化物の８０〜８５２６
をｔＭ成し、残部が大部分粒界にあるがより連続的な膜
にあるＭ２３Ｃ６炭化物であることを示した。少量のＴ
ｉＮも、粒界で観察された。Ａ−１１およびＡ−１２の
場合には、Ｍ６Ｃの重量％は、それぞれ１．６および１
．８２％であった。２０５０°Ｆ（１１２１℃）での焼
鈍時の合金Ｂは、９１．６時間の破壊寿命を有していた
。このことは例外的な結果であると考えられ、即ち、若
干高いことがある。合金りおよびＥを１６００’Ｆ（８
７１℃うでより高い応力（１４，０００ｐｓ １ｖｓ１
１．０００ｐｓｉ）試験したが、同様の結果に従うであ
ろうと考えられる。
合金Ａ−１０から明らかなように、１８５０〜２０５０
°Ｆ（１０１０〜１１２１℃）温度範囲内での焼鈍は、
必ずしも所望の微細構造を保証しない。冷間加工度が所
定の焼鈍条件（温度、時間および厚さ）に対して余りに
大規模であるならば、炭化物は、生成しないか溶解る、
であろう。八−１０を５１．７％よりもむしろ１５〜２
０％冷間圧延る、ならば、Ｍ６Ｃ析出を付随る、再結晶
は、Ａ−１１およびＡ−１２によって立証されるように
生ずるであろう。また、焼鈍期間が再結晶が生ずるのに
不十分であるならば、粒度は、余りに小さく、即ち、例
えば、ＡＳＴＭ＃６またはより微細であるか、冷間加工
粒と再結晶粒との混合物かあるであろう。このことは、
冶金学的に確認されるように１９００°Ｆ（１０３８℃
）７１分および２０００°Ｆ （１０９３℃）７１分で
焼鈍された合金Ａの場合に知れ渡ったことである。
°Ｆ（１０１０〜１１２１℃）温度範囲内での焼鈍は、
必ずしも所望の微細構造を保証しない。冷間加工度が所
定の焼鈍条件（温度、時間および厚さ）に対して余りに
大規模であるならば、炭化物は、生成しないか溶解る、
であろう。八−１０を５１．７％よりもむしろ１５〜２
０％冷間圧延る、ならば、Ｍ６Ｃ析出を付随る、再結晶
は、Ａ−１１およびＡ−１２によって立証されるように
生ずるであろう。また、焼鈍期間が再結晶が生ずるのに
不十分であるならば、粒度は、余りに小さく、即ち、例
えば、ＡＳＴＭ＃６またはより微細であるか、冷間加工
粒と再結晶粒との混合物かあるであろう。このことは、
冶金学的に確認されるように１９００°Ｆ（１０３８℃
）７１分および２０００°Ｆ （１０９３℃）７１分で
焼鈍された合金Ａの場合に知れ渡ったことである。
表■に、ＭＣおよびＭ ２３ Ｃ６炭化物の量並びに平
均ＡＳＴＭ粒度に関して合金Ａ−１０、Ａ１１、Ａ−１
２の場合のデータを示す。
均ＡＳＴＭ粒度に関して合金Ａ−１０、Ａ１１、Ａ−１
２の場合のデータを示す。
表■に記載の所定の条件下での合金Ａ、ＢおよびＥの引
張強さを表Ｖに示す。本発明の範囲内の合金は、室温で
最小降伏強さ４５，０００ｐｓ ｔ。
張強さを表Ｖに示す。本発明の範囲内の合金は、室温で
最小降伏強さ４５，０００ｐｓ ｔ。
好ましくは５０，０００ｐｓｉを有しているべきである
。
。
表Ｖ
Ｂ−２４７，５３２７，５１１２，１７７２，９５６Ｂ
−１４５，４３１３，０１０７，５７４＋、、２ ６
４Ｂ−１５３，６３Ｂ９．６ １１２．２ ７７３
．Ｇ ５ＧＡ−５５７，４３９５，８１０９，５７
７５，０５２Ｅ−Ｉ Ｇ１．Ｇ ４２４．７
１１４．２ ７８７．４ ５３本発明の合金は、燃
焼缶に加えて、燃料インセクターおよび排気ダクト系統
、特に１８００ ’Ｆ（９８２℃）より高い温度および
２０００’Ｆ（１０９３℃）よりも高い温度での応用に
−Ｇ用であると思われる。１２００〜１５００’Ｆ（６
４９〜８１６℃）の範囲にわたっての応用の場合には、
合金は、シュラウド、シールリングおよび軸系として０
用である。
−１４５，４３１３，０１０７，５７４＋、、２ ６
４Ｂ−１５３，６３Ｂ９．６ １１２．２ ７７３
．Ｇ ５ＧＡ−５５７，４３９５，８１０９，５７
７５，０５２Ｅ−Ｉ Ｇ１．Ｇ ４２４．７
１１４．２ ７８７．４ ５３本発明の合金は、燃
焼缶に加えて、燃料インセクターおよび排気ダクト系統
、特に１８００ ’Ｆ（９８２℃）より高い温度および
２０００’Ｆ（１０９３℃）よりも高い温度での応用に
−Ｇ用であると思われる。１２００〜１５００’Ｆ（６
４９〜８１６℃）の範囲にわたっての応用の場合には、
合金は、シュラウド、シールリングおよび軸系として０
用である。
ここで意図る、ように、ニッケル含量に関してここで使
用る、「残部」またはｒ ＋−ｃ部は実質上」なる用語
は、合金の基本特性に活影響を及ぼさない池の元素の存
在を除外しない。この例としては、少量の酸化性元素お
よび洗浄性元素が挙げられる。
用る、「残部」またはｒ ＋−ｃ部は実質上」なる用語
は、合金の基本特性に活影響を及ぼさない池の元素の存
在を除外しない。この例としては、少量の酸化性元素お
よび洗浄性元素が挙げられる。
例えば、マグネシウムまたはカルシウムは、脱酸剤とし
て使用できる。それは、０．２％を超えない（保持）。
て使用できる。それは、０．２％を超えない（保持）。
硫黄、リンなどの元素は、できるだけ低率、例えば、硫
黄最大０．０１５％およびリン最大０，０３％に保持す
べきである。銅が（ｊ在できるが、１％を超えないこと
か好ましい。鉄の（Ｔ、在は、特に約２０００’Ｆ（１
０９３℃）での最大応力波Ｊｌｆ ’Ｉｎ度を達成る、
ために、５％を超えてはならず、好ましくは２％以下で
ある。タングステンハ、５９ｃ＋ マチ、例えば、１〜
４％存ｒｌ：、シテｔ、１てもよいが、密度を増大る、
。コロンビウムは、存在できるが、クロムおよびアルミ
ニウムの共存によって大いに授与される川明的耐酸化性
を減しる傾向がある。ジルコニウムは、有益には、０．
１５または０．２５％まて存在る、ことかできる。０．
１５％までの希土類元素、例えば、セリウムおよびラン
タンの一方または両方も、より高い温度、例えば、２０
００’Ｆ（１０９３℃）での耐酸化性を助長る、ために
存在（−でもよい。窒素０，０５または０，１％までは
、存在できる。
黄最大０．０１５％およびリン最大０，０３％に保持す
べきである。銅が（ｊ在できるが、１％を超えないこと
か好ましい。鉄の（Ｔ、在は、特に約２０００’Ｆ（１
０９３℃）での最大応力波Ｊｌｆ ’Ｉｎ度を達成る、
ために、５％を超えてはならず、好ましくは２％以下で
ある。タングステンハ、５９ｃ＋ マチ、例えば、１〜
４％存ｒｌ：、シテｔ、１てもよいが、密度を増大る、
。コロンビウムは、存在できるが、クロムおよびアルミ
ニウムの共存によって大いに授与される川明的耐酸化性
を減しる傾向がある。ジルコニウムは、有益には、０．
１５または０．２５％まて存在る、ことかできる。０．
１５％までの希土類元素、例えば、セリウムおよびラン
タンの一方または両方も、より高い温度、例えば、２０
００’Ｆ（１０９３℃）での耐酸化性を助長る、ために
存在（−でもよい。窒素０，０５または０，１％までは
、存在できる。
ここで意図る、合金の１成分の合金範囲は、他の成分の
合金範囲と併用できる。
合金範囲と併用できる。
本発明を好ましい態様と共に記載したが、当業者が容易
に理解る、ように、本発明の精神および範囲から逸脱せ
ずに修正および変更を施してもよいことを理解すべきで
ある。このような修正および変更は、本発明の権限およ
び範囲内であるとみなされる。
に理解る、ように、本発明の精神および範囲から逸脱せ
ずに修正および変更を施してもよいことを理解すべきで
ある。このような修正および変更は、本発明の権限およ
び範囲内であるとみなされる。
出願人代理人 佐 藤 −雄
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、１１，０００ｐｓｉ（７５．８５ＭＰａ）の応力お
よび１７００°Ｆ（９２７℃）において２０時間を超え
る応力−破壊寿命によって特徴づけられるニッケル−ク
ロム−モリブデン合金であって、前記合金は本質上クロ
ム約１５〜３０％、モリブデン約６〜１２％、コバルト
約５〜２０％、アルミニウム約０．５〜１．５％、チタ
ン約０．７５％まで、炭素約０．０４〜０．１５％、ホ
ウ素０．０２％まで、ジルコニウム０．５％まで、タン
グステン５％まで、鉄５％まで、希土類金属約０．２％
までからなり、残部はニッケルであり、合金の少なくと
も１〜２重量％はＭ＿６Ｃ炭化物およびより少ない％の
Ｍ＿２＿３Ｃ＿６炭化物からなる実質上再結晶微細構造
によって更に特徴づけられ、Ｍ＿６Ｃ炭化物は存在する
炭化物の少なくとも５０重量％を構成し、粒は平均約Ａ
ＳＴＭ＃３〜ＡＳＴＭ＃５であることを特徴とする、ニ
ッケル−クロム−モリブデン合金。 ２、Ｍ＿６Ｃ炭化物は、直径が約３μｍ以下である、請
求項１に記載の合金。 ３、ＴｉＮ相が、約０．０５％以下の量で存在する、請
求項１に記載の合金。 ４、γプライム相が、約５％まで存在する、請求項１に
記載の合金。 ５、Ｍ＿６Ｃ炭化物が、炭化物の少なくとも７０％を構
成する、請求項１に記載の合金。 ６、クロム約１９〜２５％、モリブデン約７〜１１％、
コバルト約７．５〜１５％、アルミニウム約０．８〜１
．２％、チタン約０．６％まで、炭素約０．０６〜０．
１２％、ホウ素０．０１％までおよびジルコニウム約０
．２５％までを含有する、請求項１に記載の合金。 ７、１１，０００ｐｓｉ（７５．８５ＭＰａ）の応力お
よび１７００°Ｆ（９２７℃）の温度において２０時間
を超える寿命によって特徴づけられるような請求項１に
記載の合金の応力−破壊強さを高める方法であって、合
金を先ず１０％から６０％未満まで冷間圧下した後、約
ＡＳＴＭ＃３〜ＡＳＴＭ＃５の平均粒度を有する実質上
再結晶微細構造を与え且つＭ＿６Ｃ炭化物が生成され且
つ合金の少なくとも１重量％を構成するような期間１８
５０〜２１２５°Ｆ（１０１０〜１１６３℃）の温度で
焼鈍する冷間圧延と熱処理との組み合わせからなること
を特徴とする、合金の応力−破壊強さを高める方法。 ８、冷間圧下率が、１５〜４０％である、請求項７に記
載の方法。 ９、焼鈍処理が、約１８７５〜２０２５°Ｆ（１０２４
〜１１０７℃）で行われる、請求項８に記載の方法。 １０、冷間圧下率が、１５〜３０％である、請求項７に
記載の方法。 １１、焼鈍処理が、約１９００〜２０００°Ｆ（１０３
８〜１０９３℃）で行われる、請求項１０に記載の方法
。 １２、１１，０００ｐｓｉ（７５．８ ＭＰａ）の応力および１７００°Ｆ（９２７℃）におい
て２０時間を超える応力−破壊寿命によって特徴づけら
れるニッケル−クロム−モリブデン合金であって、前記
合金は本質上クロム約１５〜３０％、モリブデン約６〜
１２％、コバルト約５〜２０％、アルミニウム約０．５
〜３％、チタン約５％まで、炭素約０．０４〜０．１５
％、ホウ素０．０２％まで、ジルコニウム０．５％まで
、タングステン５％まで、鉄５％まで、希土類金属約０
．２％までからなり、残部はニッケルであり、合金の少
なくとも１〜２重量％はＭ＿６Ｃ炭化物およびより少な
い％のＭ＿２＿３Ｃ＿６炭化物からなる実質上再結晶微
細構造によって更に特徴づけられ、Ｍ＿６Ｃ炭化物は存
在する炭化物の少なくとも５０重量％を構成し、粒は平
均約ＡＳＴＭ＃３〜ＡＳＴＭ＃５であることを特徴とす
る、ニッケル−クロム−モリブデン合金。 １３、Ｍ＿６Ｃ炭化物は、直径が約３μｍ以下である、
請求項１２に記載の合金。 １４、窒素約０．１％までを含有する、請求項１２に記
載の合金。 １５、ＴｉＮ相が、約０．０５％以下の量で存在する、
請求項１２に記載の合金。 １６、Ｍ＿６Ｃ炭化物が、存在する炭化物の少なくとも
７０％を構成する、請求項１２に記載の合金。
Applications Claiming Priority (2)
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| US242732 | 1988-09-09 | ||
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|---|---|
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