JPH0293037A - γプライム相を含有する合金とその製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 発明はγプライム相（ｇａｍｍａ　ｐｒｉｍｅ　ｐｈａ
ｓｅ　）を含有づ−る加工−強化可能（ｗｏｒｋ−ｓｔ
ｒｃｎｇｔｈｃｎａｂｌｃ）合金に関し、また既に加工
−強化されておりかつ十分なγプライム相を含有してい
る合金およびそれらの合金の製造方法に関づる。

従来の技術 １９６７年１２Ｊ］５日に許可されたスミスの米国特許
第３，３５Ｇ、５４２弓（スミス特許）はクロムとモリ
ブデンを含有するコバルト−ニッケル基台金を目的とし
ている。これらの合金は耐蝕性があり、ある温度条件の
もとで加工−強度されて非常に高い極限引張り強さと降
伏強さを持つことができると述べられている。この特許
合金は温度に応じて、二つの結晶相の中の一つの結晶相
で存在することができる。これらの合金はまた組成−依
存性の転移温度領域を特徴とし、その領域で相聞の転移
が起る。転移領域の上限温度より上の温度においては合
金は面心立方（”ｆｃｃ”）構造となって安定している
。転移領域の下限以下の温度においては合金は六方晶系
の最密じｈｃｐ”）形となって安定している。

準安定状態の面心立方晶系の物質を転移領域の下限以下
の温度において冷間側エリ°ることによって、その物質
の幾分かは六方晶系の最密相に転移し血小板のように面
心立方晶系物質から成る母体全体に分散される。この特
許合金の極限引張り強さおよび牌伏強さの原因であると
されているのはこの冷間加工と相−転移である。

スミス特許合金の特徴は、ニッケル、モリブデンａ３よ
びコバルトのような高価な成分を多量に含イ」し鉄のよ
うな安価な成分を比較的少６１含右するので、これらの
合金が比較的高価である°ことである。スミス特許合金
中に鉄は例えば重石で６パーレントまでしか存在しない
。

スミス特許の合金より安価な合金に対する需要に応じて
、１９７３年１０月２３日許可のスラニ（Ｓｌａｎｅｙ
）の米国特許第３．７６７、３８５号（スラニー特許）
に開示されている合金が開発された。開示されたこれら
の合金は鉄のような元素を、シグマ、ミュー（ｍｕ）ま
たはキー（ｃｈｉ）相（組成によって異なる）のような
不利な位相幾何学的最密相の形成をもたらりと従来考え
られており、したがって合金を著しく脆化させると考え
られるｈｌで含有づる。しかしこの不利な結果はスラニ
ー特許の発明によって避けられると述べられている。例
えば報告によれば、スラニー特許の合金は、脆化相をほ
とんど含まずに、６パーセントから２５パーセントまで
の量で鉄を含有する。

スラニー特許によれば、コバルト、ニッケル、鉄、モリ
ブデン、クロム、チタン、アルミニウム、コロンピウム
、炭素およびホウ素などの規定された範囲内で特許の合
金を構成するだけでは不十分である。この合金はさらに
、脆化相の形成を避けるためにある一定値を超えない電
子空位数（ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｖａｃａｎｃｙ　ｎｕｍ
ｂｅｒ）　　（ＮＶ）のものでなければならない。

このような合金を使うことによって、耐蝕性が人であり
、極限引張り強さと降伏強さのすぐれたコバルト−基合
金が作られるとスラニー特許は述べている。

このような特性は母体ｆｃｃ相中の血小板ｈｃｐ相の形
成によって付与されると開示されている。これはｈｃｐ
相とｆｃｃ相の間の転移が起る転移領域の下限温度以下
の温度において合金を加工することによって行われる。

もう一つの代案は、１９８６年８月６日に受理されてい
るスラニーの米田特許出願第８９３．６３４号（スラニ
ー出願）に記述されている合金である。なおこの出願は
１９８４年８月８日に受理されている出願第６３８．９
８５号の継続である（現在ｒｌｌ棄されている）。スラ
ニー出願に開示されている合金は約１３００下（７００
℃）において満足すべき引張りと延性の水準および応力
破壊特性を保持Ｊると言われている。この合金は多聞の
コバルト、クロム、おにびニッケル、Φ吊で１パーセン
トを最大とする鉄ならびに選択に応じ少量のチタンとコ
ロンビウムも含有する。シグマ相のような脆化相の形成
を避りるためにスラニー出願に開示されている合金の電
子空位数は２．８より大であってはならないということ
もＤ１示されている。ｈｃｐ相とｆ　ｃ　ｃ、相の間の
転移が起こる転移温度領域の下限温度以下の温度におけ
る加工によって強化される合金が再度開示されている。

前述の特許および出願にＪ３ける合金の強化はｆｃｃ　
ｇＪ体中にｈｃｐ血小板を形成させる冷間加工および選
択に応じいくらかより高い温度で引続き行われる熱−時
効、例えば厚さにおいて約５乃至１０パーセントの減少
を生じさけるための冷間加工および引き続き行われる４
２６−７３２℃の温度範囲における約４時間のエージン
グに起因づることは明白である。スミスＪ３よびスラニ
ー特許、ならびにスラニー出願の何れにも強化は合金中
のγプライム相の形成ににって行われるであろうという
ことは述べられていない。しかし本発明は次の発見に立
脚している、すなわちある種の耐蝕性のすぐれた合金物
質の中にγプライム相を形成させることおよびｆｃｃ母
体中にｈｃρの血小板相を造らせるためにその物質が加
工された後にも殆んどのγプライム相が保持されている
ことによってその耐蝕性のりぐれた合金物質に有益な機
械的特性（高強瓜のような）および高い硬度水準が与え
られる。

発明が解決しようとする課題 室温および高温の両方の場合にすぐれた機械的特性と硬
度水準を持つ合金物質を提供号−るのが本発明の１つの
目的である。

前述のスラニー特許およびスラニー出願において開示さ
れているような合金のものよりづ゛ぐれた耐蝕性、機械
的特性および硬度水準を持つ合金を提供し、さらにこの
ような合金を造る方法を提供づることが本発明のもう一
つの目的である。

不都合な脆化相が殆んど無く、なおかつ前述の機械的特
性および硬度水準を持つ合金を提供づることはまた本発
明のもう一つの目的である。

したがって本発明は、その−面にａ３いてγプライム相
をａ右づる加工−強化可能合金の装造プ）法であって、
次の工程から成る、すなわちｆｆ１ｆｉ’ｔパーセント
で次の元素： モリブデン　　　　　６−１６ クロム　　　　　　　１３−２５ 鉄　　　　　　　　　０−２３ ニッケル　　　　　　１０−５５ 炭素　　　　　　　　　０−　０．０５ホウ素　　　　
　　　０−０．０５ コバルト　　　　　　残部であって２０以上を構成する
、 から成る融成物を造ること、ただし前記合金（ままだニ
ッケルとγプライム相を形成する一つまたはそれ以−Ｆ
の元素を含イｊし、 合金の電子空位数Ｎ　は ■ Ｎ　　＝０．６１Ｎｉ＋１．７１Ｃｏ＋２．（ｉ６［ｅ
＋４．６６Ｃｒ＋５．．６６Ｈ。

■ によって定義され、ここでそれぞれの化学記号は合金中
に存在づるそれぞれの元素の有効原子分率を表わす、イ
して前記数値は Ｎ　　＝２．８２−０．０１７讐「。

■ を超えず、ここで−［Ｑは鉄を含有しないか１３重帛パ
ーセントまでの鉄を含む合金に対する合金中の鉄の重量
パーセントであり、１３乃至２３更滑パーセントの鉄を
含む合金に対しては１３である；前記の融成物を冷２Ｊ
］すること；そして合金を加工して横断面において５パ
一セント以上の減少を生じさせることによって前記合金
を強化づ−る前に、前記γプライム相を形成覆るのに十
分な時間６００乃至９００℃の温度で合金を加熱するこ
となどから成る。本発明はさらにこの方法によって製造
される合金にも適用される。

また別の面として、本発明は十分な量のγプライム相な
らびに六方品系緊密相を含有する合金であって前記合金
は千■パーセントで次の元素： モリブデン　　　　　６−１６ クロム　　　　　　　１３−２５ 鉄　　　　　　　　　０−２３ ニッケル　　　　　　４０−５５ 炭素　　　　　　　　０−０．０５ ホウ素　　　　　　　　０−０．０５ コバルト　　　　　残部、２０以上を構成、で構成さ゛
れ、前記合金はまたニッケルとγプライム相を形成する
一つまたはそれ以上の元素を会右し、合金の電子空位数
１は、 Ｎ　　　＝０．６１８ｉ＋１．７１Ｃｏ＋２．６６Ｆｃ
＋４．６ＧＣｒ＋５．６６Ｈ。

■ によって定義され、ここでそれぞれの化学記号は合金中
に存在Ｊ゛るそれぞれの元素の有効原子分率を表わす、
そして前記数値は Ｎ　　＝２．８２−０．０１７ＷＦ。

■ を超えず、ここで−Ｆ。は、鉄を合まないか、１３重１
パーセント未満の鉄を含む合金に対する、合金中の鉄の
１已パーセントであり、１３乃至２３ｉＩ吊パーセント
の鉄を含む合金に対しては、脣、８は１３である。

またもう一つの面において、本発明は少なくど６５パー
セントの横断面減少を生じざじる加工による強化の前に
Ｔプライム相を含有する加工強化可能な合金であって前
記合金がｌｆｆ１パーセントで次の元素： モリブデン　　　　６−１６ クロム　　　　　　１３−２５ 鉄　　　　　　　　　　　　　　０−２３ニッケル　　
　　　１０−５５ 炭素　　　　　　　ｏ−ｏ、ｏｓ ホウ素　　　　　　ｏ一ｏ、ｏｓ コバルト　　　　　残部、２０以上を構成、から成り、
そして前記合金はまたニッケルとγプライム相を形成す
る一つまたはそれ以上の元素を含有し、合金の電子空位
数ＮＶは Ｎ　　　＝Ｏ６６１Ｎｉ＋１．７１Ｃｏ＋２．６６Ｆｅ
＋４．６６Ｃｒ＋５．６（ｉＨ。

■ によって定義され、ここでそれぞれの化学記号は合金中
に存在するそれぞれの元素の有効原子分率を表わし、前
記数値は Ｎ　　＝２．８２−０．０１７１４．。

■ を超えず、ここで腎［。は鉄を含まないか、１３重ｔ１
１パーセント未満の鉄を含む合金に対づる合金中の鉄の
重量パーセントであり、１３乃至２３重重量パーセント
鉄を含有１゛る合金に対しては１３である。

本発明の実施によって大幅な利益が与えられる。

本発明に基づいて開示される合金の中にγプライム相が
造られる時、これらの合金は加工および引続いて行われ
る時効の後に高い硬度水準とづぐれた機械的特性（ずぐ
れた耐蝕性のほかに）を示す。これらの硬度水準や機械
的特性（引張りおよび降伏強さ、ならびに延性）はスミ
スおよびスラニー特許ならびにスラニー出願の合金の示
す諸性質よりすぐれている。それにもかかわらずこの合
金には脆化相が殆んどない。脆化相の例はシグマ、ミュ
ー、およびキー相である；これらは位相幾何学的に最密
した相であって、それらが可成り存在すると発明者の合
金の重要な特性にとって有害であるのでこれらを避ける
必要がある。

課題を解決するための手段 本発明の合金におけるγプライム相の形成が中心的な特
徴である。この相は一般に整った面心立方体の析出物で
あって合金母体内で形成する。１度形成されると、これ
は約９６０℃以上の温度まで安定である。

γプライム相は融成物から造られる合金内に、その合金
が５パ一セント以上の横断面減少を生じさせるために加
工される前に好都合にも形成されるという発見は本発明
の本質的特徴である。さらに、本発明の合金の加工およ
び続くエージングにより実質的γプライム相の生成が保
持され、加工されエージングされた材料中に実質的なγ
プライム相を形成し、その加工によって発達したｈｃｐ
相も随伴することも本質的特徴である。７Ｎ潟の操作条
件におけるこのγプライム相の存在は本発明の合金に望
ましい強度特性を与える。

γプライム相は合金の５乃至６０容積パーセントの伍で
造られるのが好ましい。γプライム相が合金の３０乃至
６０容積パーセントを構成するのが特に好ましい。

γプライム相は一般的に実質的な量で形成するのが右利
である。加工され引き続きエージングされた物質中に保
持されるγプライム相が実質的であることが特に右利で
ある。この実質的な過とは形成時にその吊が、加工およ
びエージングの後に前述のすぐれた硬度水準およびｂ１
械的特性、例えば特に高温強度（室温強度もまた重要で
あるが）ををもたらすのに十分であることである。γプ
ライム相の吊の多さを表わす一つの方法は容積パーセン
トに関するものである、例えば上述のとおり５乃至６０
容積パーセントおよび特に３０乃￥６０容積パーセント
である。ある場合にはより便利な、もう一つの方法は、
回折法、電子顕微鏡またはその両方を用いてγプライム
相粒子の横断面の大ぎさを測定することである。本発明
に基づき製造されるγプライム相粒子は電子顕微鏡を用
いて見ることができる（例えば８５０℃における初期の
熱処理から２時間後には１０ナノメートルの粒子が、そ
して　１００時間後には１００ナノメートルの粒子が加
工されエージングされた物質の中に見られる（最大寸法
の大ぎさが測定されている））。本発明に基づかない加
工−強化物質（例えばスミスＪ３よびまたはスラニー特
許およびスラニー出願において開示されている物質）の
検査は、加工されその後エージングされた状態において
γプライム相を若干示しているが、その恒は本発明の場
合に得られるよりはるかに少ない。そして電子顕微鏡で
は観察できない（回折パターンから識別できるに過ぎな
い）、シたがって十分に存在しないことが明らかである
。このような相が生き残れて？：６温の操作条件におけ
る品持性に有益に貢献するかどうか疑問である。

前述の説明から明らかなように、本発明においてはγプ
ライム相の形成に用いられる一つの元素はニッケルであ
る。これは合金の１０から５５単吊パーセントの吊で組
み入れられるのが一般的である。例えば１８または２０
小聞パーセントの最少量が好ましい、そして２５重はパ
ーセントの最少量が特に好ましい。

ツクルとγプライム相を形成する元素もまた組み込まれ
る、そしてこれら（，１別々にまたは２種類またはそれ
以上を各種の組み合わせで用いられてしよい。これらの
元素は一般にアルミニウム、チタンＪ３よびまたはコロ
ンビウムである。しかしクンタル、バナジウム、ケイ素
、およびタングステンもまた用いられる１、他の可能性
のあるものはジルニ１ニウムである、しかしこの元素ｔ
よ通゛常１種類以上の他の元素と組み合わＵて用いられ
る。このような元素覧ユ合金の中に全ＭＣ１Ｏ車吊パー
セン１〜またはそれ以下で含有されるのが一般的である
：通常、この全量がどのＪ：うな重ｊｌパーセン］・で
あっても合金の約２０原子パーセントを超えてはならな
い。このような元素の全量が重／ｉｉ　ｔ−２乃至６バ
ーゼントの範囲にあるのが適切な場合が多い。

例えば、アルミニウムは重量でＯ乃至５パーセントの量
で組み込まれる、そしてチタンはｌｆｆ１で０乃至５パ
ーセントのら１で、］ロロンビラは重ｉｉ′ｉで０乃至
１０パーセントの量で組み込まれる。タンタルは非常に
高価であるのでγプライム相形成物の成分として純粋な
形では通常用いられない。しかしこれはコロンビウム鉱
石の中に見出されるので、γプライム相の成分となるこ
とがある。

ある好ましい具体例にＪ３いて、アルミニウムが重量で
２乃至３パーセント程麿の♀で用いられる、そしてコｎ
ンビウム（Ｍえば重量で２パーセントまで）およびまた
はチタン（例えば重■で３バーヒントまで）の吊を若干
減少させた時は重けで５バ一レント程度の吊で用いられ
る。本発明のγプライム相の具体例は１べて、合金が応
力のもとにｉ：Ｓ温に長期間暴露される用途（例えばボ
ルトの用途）に使用できるが、上述の比較的アルミニウ
ム含有率の多い具体例を利用Ｊることは高温にお１ノる
長時間の強さを与えねばならない環境において特に有効
であると考えられる。

本発明のある具体例において鉄含有率における低い方の
限界が少なくとも６小量パーセントでありりｆましくは
６ＥＵｍパーセントより犬であるということはさらに留
意されるべきである。また、前述のとおり、炭素および
またはホウ素が本発明の合金に組み込まれるのが適切で
ある。これらの成分各の含有率の好ましい範囲は重けで
Ｏ乃至０．０３バーヒントである。

前述のとうり、今までの開示において説明した一般的な
範囲内に入る合金組成のＪべてが適切であるわけではな
い。これらの組成物のあるものに−３いては１種類また
はそれ以上の脆化相が通常形成される。このような組成
物は本発明の実施に役ずｌ　　／、：　な　い　。

合金組成を規定された範囲内に選ぶことのほかに、今ま
での開示にｄ３いて説明した、許容できる電子空位数を
持つ組成を選ぶことが必要である。

この点に関して、電子空位数の８１弾に用いられる式中
で説明されている九累の「イｉ効原子分率」は存在する
金属元素、特にニッケルの１部が１３ｘ形の化合物（γ
プライム相物貿のような）へ予想されたとおり変換する
ことを考直に入れている。

本発明を実施するのに適切な組成物を定義する目的のた
めに「有効原子分率」の用語は本パラグラフＪ３よび次
の説明のためのパラグラフに記載された意味を持ってい
る。有効原子分率を定義（および計算）するに際して、
次のことが仮定される。

すなわちニッケルとγプライム相を形成することのでき
る物質として既に言及されている物質はずべて実際にニ
ッケルと結合してＮｉ３　Ｘの形になる。

本発明の合金に対し、与えられた合金中に存在する元素
の各の全原子パーセントは最初組成中の炭素およびまた
はホウ素を無視して重量パーセントから計ｎされる。各
原子百分率は合金の１００原子中に存在する１つの元素
の原子の数を表わす。

ニッケルとγプライム相を形成する元素の原子の数／１
００（または原子百分率）を合計して、それに４を乗じ
Ｎｉ３　Ｘの形成に関与する概略の原子数／１００とす
る。しかしこの数値は調節されねばならない。

Ｒ，Ｌガード（Ｇｕａｒｄ）ほかはメト（Ｎｅｔ）、ツ
ク（Ｓｏｃ）、ニイム（＾ＩＨＥ）　　２１５．８０７
　（１９５９）　、の「ザ・アロイング・ビヘビャー・
オブ・Ｎｉ３　Ｍ（ガンマ−プライム・フェーズ）　、
Ｊ　　（”　ＴｈｅＡｌｌｏｙｉｎｇ　　Ｂｅｈａｖｉ
ｏｒ　　ｏｆ　　Ｎｉ３　　Ｍ　（Ｇａｍｍａ−Ｐｒｉ
ｍｅ１’ｈａａｃ　）、’”）においてコバルト、鉄、
クロムおよびモリブデンはこのようなＮｉ３　Ｘ化合物
中にそれぞれ２３，１５．１６および１パーセントの吊
で入り込むことを示している。旧３ｘ相に同じように「
結び付番フられ」そして非−Ｎｉ３　Ｘの母体合金の形
成に役立たないこれらの金属の各の原子数／１００を１
’Ｊ　Ｃ！するには、Ｎｉ３　Ｘ中の各金属の最大パー
セントの溶解度、すなわち考慮されているＮｉ３　Ｘ巾
の各金属の原子分率と合金の１００原子中に存在可能な
Ｎｉ３　Ｘの原子の全数の積が゛解谷となる。

合金の１００原子内の旧、Ｃ０１Ｆｅ、　ＣｒおよびＨ
Ｏの原子数はそれぞれその後Ｎｉ３　Ｘ相中のこれら金
属の各々の母を表わ１敗値を差引くことによって補正さ
れる。この差は、母体合金形成に有効に用いられる名目
上の合金組成の１００あたりの原子数の近似値である。

この合計数は１００より小であるから、各元素の「有効
原子パーセント」は−この合計を基準にして−初めて計
算される。有効原子パーセントを１００で割った商であ
る有効原子分率がこれらの合金に対するＮＶの決定に用
いられる。この計算は前述のスラニーの米国特許第３．
７６７．３８５号に詳しく例示されている。推察のとお
り、最大許容電子空位数は発明の実務者を指導するため
の道具として役立てるための近似値である。電了空位数
がｒｊ大値」の計算値より大である組成物も本発明の実
施に使用できることがある。

通常の熟練作業名が１度本発明の要旨を把握すれば、こ
れらの問題は経験的に解決され得るものである。

本発明の実施に対し、ある種の合金組成物が好ましい。

一つの好ましい組成Ｉｌ！皿は、重石で２３−５８パー
セントのコバルト、Ｉｆｉｌで１．５−２１パーセント
のクロム、重石で０−２３パーセントの鉄、ｍｆｆ１で
６−１２パーセントのモリブデン、ｆｆ１ｍで１−３パ
ーセントのアルミニウム、ｆｆ１ｆｆｉで０．４−５バ
ーセンのチタン、ｔｕｆｔで０．５−２パーセントのコ
ロンビウム、Ｑ−０，０３パーセントの炭素、Ｑ−０，
０３パーセントのホウ素、および重量で１８−５５パー
セントのニッケルから成る。

もう一つのもっと特定された組成物の範囲は重石で１８
−３０パーセントのニッケル、ｍｍで６−１２バーセン
ｉ〜のモリブデン、１ｍで１８−２２バーゼントのクロ
ム、ｔｌｆｉで７−１０パーセントの鉄、重石で２−４
パーセンのチタン、重石で０．１−、０．０７パーＵン
トのアルミニウム、Ｌｆｆｉで０．１−１パーセントの
コ０ンビウム、ｔｆｉｆｍで２３−５８パーセントのコ
バルト、重石でＱ−０，０３パーセントの炭素および！
１！量でＱ−０，０３パーセントのホウ素から成る。

次はその他の特定された組成物（以下に重ｎパーセント
で示１元素から成る）であって本発明の実施に用いるの
に適切である。

Ｐ１５９ ＰＸＸ ＨＰＩＩ ＨＰＩ２ Ｃｏ　　　Ｎｉ　　　Ｃｒ ３５．６　２５．５　１９ ３Ｇ、３　３０．９　１９．４ ３５．３　３４．２　１５．２ ３５．２　３３．７　１５ 胎　　Ｔｉ　　　Ｎ。

７　　３　　０．６ ７．３　３．８　１．２ ８．８　３．８　１．６ ８．９　４．６　１．６ ｅＭＣ ９０，２，０４最大 １．０　　０　　　　＜、０１ ０．１　１　　．０１ ０　　１　　．０２ γプライム相は一般的に合金内において微粒子の形で見
られる。合金内のγプライム相粒子の大きざは異なる。

−船釣に、この粒子が大き過ぎて合金の機械的特性を認
め得る程劣化させてはならない。−船釣にγプライム相
粒子は１ミク【コン以下である。あるすぐれた具体例に
おいては、粒子は二つの異なる大きさ分布から成る。寸
なわら、粒子は大ぎざが３０ナノメートル以下の範囲の
一つの部分と大ぎさが３０ナノメートルより大で１ミク
ロン以下の範囲の別の部分から成る。この二つの部分の
粒子が合金内で互いに混合または分散しているのが適切
であり、合金全体を通じ均一であるのが好ましい。

γプライム相は本発明に基づいて、前述の組成を持つ合
金を６００乃至９００℃の温度において熱処理すること
によって形成されるのが一般的である。９００℃より高
い温度は好ましくない。事実、約９６０℃においてγプ
ライム相は不安定になり再溶融し始める。多くの場合、
温度がより高くなればγプライム相粒子を所望の大きさ
に成長させ、そして所望量のγプライム相を（ｑるのに
必要なｆｆ、ｙ間が石綿・される。これに反し、温度が
低くなると、所望の粒子大きさと吊を１！７るのに必要
な時間が長くなる。温Ｆ！Ｉ範囲のト限において（約９
００℃）本発明の合金は一般に２乃至２０時間の温度−
翼露時間を受ける。温度範囲の下限（約６００℃）にお
いて、温度−暴露一時間は一般的に４０乃至４００■間
である。エージングに対づ゛るりｆましい温度範囲は７
５０℃から８５０℃までである。この温度範囲において
、−船釣なエージング時間は１００時間である。しかし
この時間はγプライム相の所望粒子大さ゛さおＪ：び容
積割合によって５′Ｉ！なるが、４から　１５０１ｔ；
ｉ間までの範囲内でよい。

合金組成Ｇ８１例えば従来のインゴット−形成方法また
は粉末冶金方法によって製造されるのが適切である。し
たがって合金は適切な温度で、真空誘導溶融によって適
切にまず溶融されそれから鋳込まれてインゴットになる
。代案として、溶融合金をガス噴射と衝突させるか、表
面に衝突さけ、微ｌＩｌな滴に溶融物を分散させて粉末
にできる。この種の粉末合金は例えば熱間−または冷間
−ブレスさ“れて所望の形状にし、それから粉末冶金で
公知の方法によって焼結される。コイニングは別の粉末
冶金方ｄ１であって、熱間静水圧プレス成形および「プ
ラズマ溶射」　（粉末合金が高温で基板に溶ＯＡされて
、それに付着し、それからすえ込み、圧延またはつち打
ちのような適切な方法によってその場所で冷間加工され
る）などと共に用いられる。

γプライム相の形成を引き起こす上述の予備的熱処理の
後に合金の加工を行うのが得策である。

例えば、これは冷間加工であってもよく、室温または高
温であるが本発明の合金内でマルテンサイトが生成し始
める温度以下すなわちｈｃｐとｆｃｃ相の間の転移が行
われる転移領域の下限温度以下で行われる。

冷間加工は一般的に高温度の面心立方相から低温安定六
方品系最密相への転移温度領域の下限温度以下の温度で
行われる。

好都合なことには、冷間加工は、従来の工場において例
えば約−１８℃から４３℃まで変化する雰囲気温度にお
いて行なわれる。これらの雰囲気温度は本発明に含まれ
る合金のづべてに対する転移領域の下限温１立より十分
に低い。

雰囲気温度より高い温度における加工が必要であるなら
ば、どのような特定の合金組成に対してｂ転移領域の温
度限界は経験的にまったく簡単に決定できる。これを行
なう方法は本技術分野の通常の熟練者には公知である。

その例が面述のスラニーの米国特許用３，７Ｇ７，３８
５号に記載されている。

さらに合金は室温以下の温度にａ３いても加工Ｊ、たは
変形されてよい。

加工よＩζは変形操作は適切な方法であれば何れを用い
て行なってよい。例としてＦ［延、押出し、引広き、す
え込みおよび類似の方法がある。γプライム相を形成す
るための予備的熱処理の後に合金を加工して横断面を７
０パ一ゼン１〜程度減少さけるのが好ましい。しかし本
発明に含まれるある合金の場合、そのように大幅に加工
または変形させるのは妥当でない。横断面の減少は一般
に５乃至５０パーセントである。ある具体例においては
、約３５乃至４５パーセントの横断面減少の時に所望の
効果が得られる。何れにしても、準安定なｆｃｃ相の安
定なｈｃｐ相、血小板への変換を起こさせるのに十分な
加工量が用いられる。このような変換はｈｃｐ血小板の
ｆｃｃ相への分布を引き起こし、そして合金の高い強度
、例えば高い引張り強さをもたら１”。加工の度合いが
大となり合金の極限引張り強さが大となればなる程、延
性が低くなるということは注意する必要がある。したが
って、強さを増すために加工量る時、このような物質は
延性を失う。この現象は通常面倒な問題を提起するがニ
ッケルとγプライム相を形成する元素を含有する本発明
の合金はより低い加工度合いの時に高い極限引張り強さ
（例えば１８８−２Ｇ９ｋｓｉ　）が得られるものであ
る。したがってニッケルとγプライム相を形成する元素
を含有しない合金におけるよりも高温における延性のよ
り大きい保存が可能である。

加工の後合金の強さをなおさらに増ずために合金をエー
ジングするのは適切である。このエージングは一般に、
５５０乃至８００℃の温度で、かつ通常１時間から６時
間までの間貸なわれる。好ましい時効温度範囲は６００
℃から７００℃までであり、好ましい時間は２乃至４時
間である。このエージングの後にこの物質は適切に、例
えば空気冷却によって冷却される。

例証のために記載されている次の特定の例を参照するこ
とによって、本発明、およびその多くの特徴と利点なら
びに目的がより良く理解されるであろう。

表−途一μ 本願において既述の組成を持つＨＰＸＸ　［ＳＰＳチク
ノロシーズ・インク・コーホレーテッド（ｓｐｓＴｅｃ
ｈｎｏｌｏｇｉｅｓ、　Ｉｎｃ、　）の登録商標］と呼
ばれる合金を試験に用いた。再結晶化された状態の合金
サンプルはその状態で試験された材料を除き八人に記載
する各種の処理を受けた。室温において得られた値は２
回またはそれ以上の試験で得られた結果の平均値である
。高温において得られた値は１回の試験で得られた。合
金が「エージング」されそれから変形（加工、例えば「
スエエージング」（ｓｗａｇｉｎｏ）による）された場
合が本発明の例である。

下の最初の表において、降伏強さ（”ｙｓ”）　、極限
引張り強さ（”ＵＴＳ”）およびパーセント伸び（％ｅ
ｌｏｎｇ）のような機械的特性を測定した時に得られた
結果が示されている。

処理 ＨＰＸＸ、　　８００℃１２時間の時効、θ％ノ変形Ｈ
ＰＸＸ、　１９％のすえ込み、８５０℃６時間の時効Ｈ
ＰＸＸ、　　８５０℃６０８間（７）時効、３４％ノす
見込ミＨＰＸＸ、　　８５０℃６時間の時効、３４％の
すえ込みＹ、Ｓ　　ＵＴＳ　　％ｅｌｏｎｇ ７００℃３時間の時効 ＨＰＸＸ、　　（再結晶化） ＨＰＸＸ１４８％Ｕ）加工 ＨＰＸＸ、４８％ノ加工、７００℃４時間の時効ＨＰＸ
Ｘ、　　３６％の加工、７００℃４時間の時効第２の表
はクリープ破壊特性の試験時に得られた結果を示す。

３６χの加工、６５０℃４時間の時効、１００℃１００
時間にてクリープ破壊　　　　　　９６　ｋｓ８５０℃
６時間の時効、３４％のすえ込み、７００℃３時間の時
効、〉１００時間　　　　　１０７　ｋｓ＋３６％の加
工、６５０℃４時間の時効、６５０℃１０００時間にて
クリープ破壊　　　　　１０６　ｋｓｉ８５０℃６時間
の時効、３４％のすえ込み、７５０℃３時間の時効、６
５０℃、 ＞１０００時間にてクリープ破壊　　　　　　　１１５
　ｋｓｉ本店に用いている用語および語句は説明のため
・の用語とし・て用いるものであって、限定するための
ものではない。したがってこのような用語や語句の使用
に際しては明示し、かつ記述している特徴に相当するも
のまたはそれらの１部を除外する愚図は持っていない。

ぞして本発明の範囲内で各種の修正が可能であると考え
られる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）γプライム相（ｇａｍｍａｐｒｉｍｅｐｈａｓｅ
   ）を含有する加工−強化可能（ｗｏｒｋ−ｓｔｒｅｎｇ
   ｔｈｅｎａｂｌｅ）合金の製造方法であつて次の工程か
   ら成る、すなわち次の重量パーセントの元素： モリブデン６−１６ クロム１３−２５ 鉄０−２３ ニッケル１０−５５ 炭素０−０．０５ ホウ素０−０．０５ コバルト残部、２０以上 から成る融成物を作ること、ただし前記合金はまたニッ
   ケルとγプライム相を形成する一つまたはそれ以上の元
   素を含有し、 合金の電子空位数（ｅｌｅｃｔｒｏｎｖａｃａｎｃｙｎ
   ｕｍｂｅｒ）Ｎ＿Ｖは Ｎ＿Ｖ＝０．６１Ｎｉ＋１．７１Ｃｏ＋２．６６Ｆｅ＋
   ４．６６Ｃｒ＋５．６６Ｍｏにより定義され、ここでそ
   れぞれの化学記号は合金中に存在するそれぞれの元素の
   有効原子分率を表わす、そして前記数値は Ｎ＿Ｖ＝２．８２−０．０１７Ｗ＿Ｆ＿ｅ を超えず、ここでＷ＿Ｆ＿ｅは、鉄を含まないか１３重
   量パーセント未満の鉄を含有する合金に対する、合金中
   の鉄の重量パーセントであり、１３乃至２３重量パーセ
   ントの鉄を含有する合金に対してはＷ＿Ｆ＿ｅは１３で
   ある； 前記の融成物を冷却すること；および 少なくとも５パーセントの横断面減少を生じさせるよう
   に合金を加工して前記合金を強化する前に６００乃至９
   ００℃の温度で前記γプライム相を形成するのに十分な
   時間前記合金を加熱すること、から成る前記製造方法。 （２）請求項１記載の方法により製造される合金。 （３）前記γプライム相が合金の少なくとも５乃至６０
   容積パーセントを構成する量で形成されるのに十分な時
   間、合金が加熱されることを特徴とする請求項１記載の
   方法。 （４）請求項３記載の方法によって製造される合金。 （５）γプライム相が１ミクロンを含め１ミクロンまで
   の大きさの粒子に形成されるのに十分な時間、合金が加
   熱されることを特徴とする請求項１記載の方法。 （６）請求項５記載の方法によつて製造される合金。 （７）γプライム相が少なくとも二つの部分から成る粒
   子であつて、第１の部分は３０ナノメートル以下の大き
   さの粒子から成り、第２の部分は３０ナノメートルより
   大で１ミクロン以下の粒子から成るものに形成されるの
   に十分な時間、合金が加熱されることを特徴とする請求
   項１記載の方法。 （８）請求項７記載の方法によって製造される合金。 （９）前記加工−強化可能合金をｈｃｐ−ｆｃｃ相−転
   移領域の下限温度以下の温度において、５乃至７０パー
   セントの横断面減少を生じさせるよう加工を行うことを
   さらに含む請求項１記載の方法。 （１０）請求項９記載の方法によって製造される合金。 （１１）加工された合金が５５０乃至８００℃の温度に
   おいてエージングされることを特徴とする請求項９記載
   の方法。 （１２）請求項１１記載の方法によって製造される合金
   。 （１３）鉄の含有率が重量で６パーセントより大である
   ことを特徴とする請求項１記載の方法。 （１４）請求項１３記載の方法によって製造される合金
   。 （１５）ニッケルとγプライム相を形成する前記一つま
   たはそれ以上の元素がアルミニウム、チタン、コロンビ
   ウム、タンタル、バナジウム、ケイ素、ジルコニウムお
   よびタングステンから成る群から選ばれることを特徴と
   する請求項１記載の方法。 （１６）請求項１５記載の方法によって製造される合金
   。 （１７）合金が次の型間パーセントの元素：コバルト２
   ３−５８ モリブデン６−１２ クロム１５−２１ 鉄０−２３ アルミニウム１−３ チタン０−５ コロンビウム０−２ ニッケル１８−５５ 炭素０−０．０３ ホウ素０−０．０３ から成り、かつ合金の電子空位数Ｎ＿Ｖが請求項１によ
   り定義されるごときものであることを特徴とする請求項
   １記載の方法。 （１８）請求項１７記載の方法により製造される合金。 （１９）合金が次の重量パーセントの元素：コバルト２
   ３−５８ モリブデン６−１２ クロム１８−２２ 鉄７−１０ チタン２−４ アルミニウム０．１−０．７ コロンビウム０．１−１ ニッケル１８−３０ 炭素０−０．０３ ホウ素０−０．０３ から成り、かつ合金の電子空位数Ｎ＿Ｖが請求項１によ
   り定着されるごときものであることを特徴とする請求項
   １記載の方法。 （２０）請求項１９記載の方法によつてされる合金。 （２１）実質的なγプライム相ならびに六方晶系の最密
   相を含む加工−強化された合金であって、前記合金が次
   の重量パーセントの元素： モリブデン６−１６ クロム１３−２５ 鉄０−２３ ニッケル１０−５５ 炭素０−０．０５ ホウ素０−０．０５ コバルト残部、２０以上 から成り、前記合金はまたニッケルとγプライム相を形
   成する一つまたはそれ以上の元素を含有し、 合金の電子空位数Ｎは Ｎ＿Ｖ＝０．６１Ｎｉ＋１．７１Ｃｏ＋２．６６Ｆｅ＋
   ４．６６Ｃｒ＋５．６６Ｍｏによつて定義され、ここで
   それぞれの化学記号は合金中に存在するそれぞれの元素
   の有効原子分率を表わし、前記数値は Ｎ＿Ｖ＝２．８２−０．０１７Ｗ を超えず、ここでＷ＿Ｆ＿ｅは、鉄を含まないか、１３
   重量パーセント未満の鉄を含有する合金に対する、合金
   中の鉄の重量パーセントであり、１３乃至２３重量パー
   セントの鉄を含有する合金に対しては、Ｗ＿Ｆ＿ｅは１
   ３である。 （２２）γプライム相が合金の５乃至６０容積パーセン
   トの量で存在することを特徴とする請求項２１記載の合
   金。 （２３）γプライム相が１ミクロン以下の大きさの粒子
   の形で存在することを特徴とする請求項２１記載の合金
   。 （２４）γプライム相が粒子の形で存在し、前記粒子が
   少なくとも二つの異なる部分から成り、第１の部分は３
   ０ナノメートル以下の大きさの粒子から成り、第２の部
   分は３０ナノメートルより大であつて１ミクロン以下の
   大きさの粒子から成ることを特徴とする請求項２１記載
   の合金。 （２５）前記合金がｈｃｐ−ｆｃｃ相−転移領域の下限
   温度以下の温度で加工が完了し５乃至７０パーセントの
   横断面減少を生じていることを特徴とする請求項２１記
   載の合金。（２６）前記合金が、その合金の加工の後に
   ５５０乃至８００℃の温度においてエージングを完了し
   ていることを特徴とする請求項２５記載の合金。 （２７）鉄の含有率が重量で６パーセントより大である
   ことを特徴とする請求項２１記載の合金。 （２８）ニッケルとγプライム相を形成する前記一つま
   たはそれ以上の元素がアルミニウム、チタン、コロンビ
   ウム、タンタル、バナジウム、タングステン、ジルコニ
   ウムおよびケイ素から成る群から選ばれることを特徴と
   する請求項２１記載の合金。 （２９）次の重量パーセントの元素： コバルト２３−５８ モリブデン６−１２ クロム１５−２１ 鉄０−２３ アルミニウム１−３ チタン０−５ コロンビウム０−２ ニッケル１８−５５ 炭素０−０．０３ ホウ素０−０．０３ から成り、かつ合金の電子空位数Ｎ＿Ｖが請求項２１に
   より定義されるごときものであることを特徴とする請求
   項２１記載の合金。 （３０）次の重量パーセントの元素： コバルト２３−５８ モリブデン６−１２ クロム１８−２２ 鉄７−１０ チタン２−４ アルミニウム０．１−０．７ コロンビウム０．１−１ ニッケル１８−３０ 炭素０−０．０３ ホウ素０−０．０３ から成り、かつ電子空位数Ｎ＿Ｖが請求項２１により定
   義されるごときものであることを特徴とする請求項１７
   記載の合金。 （３１）少なくとも５パーセントの横断面減少を生じさ
   せる加工によって強化される前に、γプライム相を含有
   する加工−強化可能合金であつて前記合金は次の重量パ
   ーセントの元素： モリブデン６−１６ クロム１３−２５ 鉄０−２３ ニッケル１０−５５ 炭素０−０．０５ ホウ素０−０．０５ コバルト残部、２０以上 から成りかつ前記合金はまたニッケルとγプライム相を
   形成する一つまたはそれ以上の元素を含有し、そして 合金の電子空位数Ｎ＿Ｖが Ｎ＿Ｖ＝０．６１Ｎｉ＋１．７１Ｃｏ＋２．６６Ｆｅ＋
   ４．６６Ｃｒ＋５．６６Ｍｏで定義され、ここでそれぞ
   れの化学記号は合金中に存在するそれぞれの元素の有効
   原子分率を表わし、前記数値は Ｎ＿Ｖ＝２．８２−０．０１７Ｗ を超えず、ここでＷ＿Ｆ＿ｅは、鉄を含有しないか、重
   量で１３パーセント未満の鉄を含有する合金に対する、
   合金中の鉄の重量パーセントであり、１３乃至２３重量
   パーセントの鉄を含有する合金に対しては、Ｗ＿Ｆ＿ｅ
   は１３である。 （３２）γプライム相が合金の５乃至６０容積パーセン
   トの量で存在することを特徴とする請求項３１記載の合
   金。 （３３）γプライム相が１ミクロン以下の粒子の形であ
   ることを特徴とする請求項３１記載の合金。 （３４）γプライム相が粒子の形で存在し、前記粒子が
   少なくとも二つの異なる部分から成り、第１の部分は３
   ０ナノメートル以下の大きさの粒子から成り、第２の部
   分は３０ナノメートルより大であつて１ミクロン以下の
   大きさの粒子から成ることを特徴とする請求項３１記載
   の合金。 （３５）γプライム相が６００乃至９００℃の温度にお
   ける加熱によつてはじめて形成されることを特徴とする
   請求項３１記載の合金。 （３６）鉄の含有率が重量で６パーセントより大である
   ことを特徴とする請求項３１記載の合金。 （３７）ニッケルとγプライム相を形成する前記一つま
   たはそれ以上の元素がアルミニウム、チタン、コロンビ
   ウム、タンタル、バナジウム、タングステン、ジルコニ
   ウムおよびケイ素から成る群から選ばれることを特徴と
   する請求項３１記載の合金。 （３８）次の重量パーセントの元素： コバルト２３−５８ モリブデン６−１２ クロム１５−２１ 鉄０−２３ アルミニウム１−３ チタン０−５ コロンビウム０−２ ニッケル１８−５５ 炭素０−０．０３ ホウ素０−０．０３ から成り、合金の電子空位数Ｎ＿Ｖが請求項３１により
   定義されるごときものであることを特徴とする請求項３
   １記載の合金。 （３９）次の重量パーセントの元素： コバルト２３−５８ モリブデン６−１２ クロム１８−２２ 鉄７−１０ チタン２−４ アルミニウム０．１−０．７ コロンビウム０．１−１ ニッケル１８−３０ 炭素０−０．０３ ホウ素０−０．０３ から成り、電子空位数Ｎ＿Ｖが請求項３１により定義さ
   れるごときものであることを特徴とする請求項３１記載
   の合金。