JPH04272154A - 耐酸化性低膨張合金 - Google Patents
耐酸化性低膨張合金Info
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- Polymers With Sulfur, Phosphorus Or Metals In The Main Chain (AREA)
- Contacts (AREA)
- Glass Compositions (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Solid-Sorbent Or Filter-Aiding Compositions (AREA)
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
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐酸化性延性高強度ス
ーパーアロイに関し、より詳細には、コバルトと共にニ
ッケルおよび鉄を含有する低膨張耐酸化性スーパーアロ
イに関する。
ーパーアロイに関し、より詳細には、コバルトと共にニ
ッケルおよび鉄を含有する低膨張耐酸化性スーパーアロ
イに関する。
【０００２】
【従来の技術】現在の最新式の無クロム低膨張スーパー
アロイ、例えば、米国特許第３，１５７，４９５号明細
書、米国特許第４，２００，４５９号明細書、米国特許
第４，４８７，７４３号明細書および米国特許第４，６
８５，９７８号明細書に記載され且つ請求されたものは
、一般に、高温で適当な耐酸化性および全体の耐食性を
有していない。Ｎｉ−ＦｅおよびＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ低膨
張スーパーアロイは、不良な耐酸化性を有するだけでは
なく、動的酸素脆化または単純に動的脆化と時々称され
る応力促進粒界酸素脆化として既知の現象もこうむる。 現在の最新式の無クロム低熱膨張スーパーアロイは、一
般に、約６００℃以上で所望の高強度に欠ける。 追加的に、一般に、現在の最新式の低熱膨張合金粒は、
合金から作られた部品のロウ付けに望ましくは使用され
る約１０４０℃の温度で迅速に粗大化する。
アロイ、例えば、米国特許第３，１５７，４９５号明細
書、米国特許第４，２００，４５９号明細書、米国特許
第４，４８７，７４３号明細書および米国特許第４，６
８５，９７８号明細書に記載され且つ請求されたものは
、一般に、高温で適当な耐酸化性および全体の耐食性を
有していない。Ｎｉ−ＦｅおよびＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ低膨
張スーパーアロイは、不良な耐酸化性を有するだけでは
なく、動的酸素脆化または単純に動的脆化と時々称され
る応力促進粒界酸素脆化として既知の現象もこうむる。 現在の最新式の無クロム低熱膨張スーパーアロイは、一
般に、約６００℃以上で所望の高強度に欠ける。 追加的に、一般に、現在の最新式の低熱膨張合金粒は、
合金から作られた部品のロウ付けに望ましくは使用され
る約１０４０℃の温度で迅速に粗大化する。
【０００３】これらの合金へのクロム添加は、耐酸化性
と一般的な耐食性との両方を付与し且つ粒界脆化を最小
限にすることができることが周知である。しかしながら
、ニッケル基合金、鉄基合金およびコバルト基合金にお
いては、クロムは、強磁性も抑制し、キューリー温度（
磁性−非磁性変換温度）を下げ、従って、材料の熱膨張
を増大する。クロムを一般的な耐酸化性を与えるのに十
分な量で加える時には、材料は、もはや低い熱膨張率を
有していない。
と一般的な耐食性との両方を付与し且つ粒界脆化を最小
限にすることができることが周知である。しかしながら
、ニッケル基合金、鉄基合金およびコバルト基合金にお
いては、クロムは、強磁性も抑制し、キューリー温度（
磁性−非磁性変換温度）を下げ、従って、材料の熱膨張
を増大する。クロムを一般的な耐酸化性を与えるのに十
分な量で加える時には、材料は、もはや低い熱膨張率を
有していない。
【０００４】また、ニッケル基合金および鉄基合金への
十分なアルミニウム添加は、一般的な耐酸化性を付与し
且つ強度を増大できることが周知である。しかしながら
、最新式の低膨張スーパーアロイテクノロジーは、アル
ミニウム添加が応力促進粒界酸素脆化の傾向を増大する
ことを教示している。このように、米国特許第４，６８
５，９７８号明細書、米国特許第４，４８７，７４３号
明細書および米国特許第４，２００，４５９号明細書は
、すべてアルミニウムが応力促進粒界酸素脆化が生ずる
傾向を減少するために商業上できるだけ低くなければな
らないことを教示している。市販の最新式の低膨張スー
パーアロイは、望ましくない不純物としてのみアルミニ
ウムを含有している。
十分なアルミニウム添加は、一般的な耐酸化性を付与し
且つ強度を増大できることが周知である。しかしながら
、最新式の低膨張スーパーアロイテクノロジーは、アル
ミニウム添加が応力促進粒界酸素脆化の傾向を増大する
ことを教示している。このように、米国特許第４，６８
５，９７８号明細書、米国特許第４，４８７，７４３号
明細書および米国特許第４，２００，４５９号明細書は
、すべてアルミニウムが応力促進粒界酸素脆化が生ずる
傾向を減少するために商業上できるだけ低くなければな
らないことを教示している。市販の最新式の低膨張スー
パーアロイは、望ましくない不純物としてのみアルミニ
ウムを含有している。
【０００５】アルミニウムが金属間化合物Ｎｉ３ Ａｌ
中に非常に多量に存在する時には、低膨張スーパーアロ
イの動的酸素脆化を超える一層激烈に増大した動的酸素
脆化の傾向がある。このことは、アルミニウム含有金属
間化合物の格別良好な一般的な耐酸化性にも拘らず生ず
る。更に、約６００℃以下では、金属間化合物ＮｉＡｌ
は、固有に脆いことが既知である。それゆえ、テクノロ
ジーの現況は、ニッケル基合金およびニッケル含有合金
中のアルミニウム含量を増大することが、特にこれらの
合金の低クロム変形物または無クロム変形物において、
動的酸素脆化を悪化するか、低温脆化を悪化するであろ
うことを教示している。
中に非常に多量に存在する時には、低膨張スーパーアロ
イの動的酸素脆化を超える一層激烈に増大した動的酸素
脆化の傾向がある。このことは、アルミニウム含有金属
間化合物の格別良好な一般的な耐酸化性にも拘らず生ず
る。更に、約６００℃以下では、金属間化合物ＮｉＡｌ
は、固有に脆いことが既知である。それゆえ、テクノロ
ジーの現況は、ニッケル基合金およびニッケル含有合金
中のアルミニウム含量を増大することが、特にこれらの
合金の低クロム変形物または無クロム変形物において、
動的酸素脆化を悪化するか、低温脆化を悪化するであろ
うことを教示している。
【０００６】低い熱膨張係数を有することが既知の合金
の範囲外では、出願人は、アルミニウム少なくとも８原
子％を含有し且つ合金に存在するＢ−２型金属間化合物
を有するニッケル−鉄−アルミニウム合金およびニッケ
ル−コバルト−アルミニウム合金を開示している米国特
許第４，６４２，１４５号明細書の教示を知っている。 これらの合金は、直径０．５〜１０μｍを有する結晶粒
子を有する微結晶構造を付与するような方法で調製し且
つ特許での定義によって、このような極微小結晶構造を
有することを必要とした。米国特許第４，６４２，１４
５号明細書の極微小結晶合金例は、コバルトまたは鉄の
いずれかを含有するが、両方の元素を一緒には含有しな
い。出願人が知る限りでは、米国特許第４，６４２，１
４５号明細書の開示で必要とされる極微小結晶構造は、
約６００℃を超える温度での比較的不良な機械的特性を
示す。米国特許第４，６４２，１４５号明細書は、高温
での請求合金の特定の特性を開示しておらず且つ応力促
進粒界酸素脆化に関しては全く言及していない。米国特
許第４，６４２，１４５号明細書の補足として、イノネ
等は、ジャーナル・オブ・マテリアルズ・サイエンス（
Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎ
ｃｅ）１９（１９８４）３０９７−３１０６に発表され
た技術論文「Ｎｉ−Ａｌ−ＦｅおよびＮｉ−Ａｌ−Ｃｏ
系における迅速焼き入れＬ２０ およびＬ２０ ＋Ｌ１
２ 合金の微細構造および機械的性質」を著した。この
論文においては、著者は、米国特許第４，６４２，１４
５号明細書に開示のものの多くを報告し且つ「通常凝固
β′およびγ′＋β′化合物が極めて脆い」としても、
Ｎｉ−Ａｌ−ＦｅおよびＮｉ−Ａｌ−Ｃｏ系における溶
湯焼き入れ技術によって製造されたワイヤーが延性であ
ると結論づけた。
の範囲外では、出願人は、アルミニウム少なくとも８原
子％を含有し且つ合金に存在するＢ−２型金属間化合物
を有するニッケル−鉄−アルミニウム合金およびニッケ
ル−コバルト−アルミニウム合金を開示している米国特
許第４，６４２，１４５号明細書の教示を知っている。 これらの合金は、直径０．５〜１０μｍを有する結晶粒
子を有する微結晶構造を付与するような方法で調製し且
つ特許での定義によって、このような極微小結晶構造を
有することを必要とした。米国特許第４，６４２，１４
５号明細書の極微小結晶合金例は、コバルトまたは鉄の
いずれかを含有するが、両方の元素を一緒には含有しな
い。出願人が知る限りでは、米国特許第４，６４２，１
４５号明細書の開示で必要とされる極微小結晶構造は、
約６００℃を超える温度での比較的不良な機械的特性を
示す。米国特許第４，６４２，１４５号明細書は、高温
での請求合金の特定の特性を開示しておらず且つ応力促
進粒界酸素脆化に関しては全く言及していない。米国特
許第４，６４２，１４５号明細書の補足として、イノネ
等は、ジャーナル・オブ・マテリアルズ・サイエンス（
Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎ
ｃｅ）１９（１９８４）３０９７−３１０６に発表され
た技術論文「Ｎｉ−Ａｌ−ＦｅおよびＮｉ−Ａｌ−Ｃｏ
系における迅速焼き入れＬ２０ およびＬ２０ ＋Ｌ１
２ 合金の微細構造および機械的性質」を著した。この
論文においては、著者は、米国特許第４，６４２，１４
５号明細書に開示のものの多くを報告し且つ「通常凝固
β′およびγ′＋β′化合物が極めて脆い」としても、
Ｎｉ−Ａｌ−ＦｅおよびＮｉ−Ａｌ−Ｃｏ系における溶
湯焼き入れ技術によって製造されたワイヤーが延性であ
ると結論づけた。
【０００７】出願人は、マサチュセッツ州ボストンで１
９８８年１１月２９日〜１２月１日に開催された耐熱性
規則化金属間化合物合金ＩＩＩ シンポジウムのパート
として発表された技術論文「Ｎｉ−Ａｌ−Ｆｅγ／β合
金の変形」でのフィールド等の教示も知っている。この
論文中、フィールド等は、組成が米国特許第４，６４２
，１４５号明細書のラン１４、例１１の組成と同一のＮ
ｉ−Ａｌ−Ｆｅを試験した。この組成物は、溶融紡糸し
、次いで、１１００℃で２時間焼鈍して直径約５μｍの
粒を有する本質上等軸の微細構造を生じた。この処理後
、微細構造は、Ｂ２ＮｉＡｌおよびγ（ｆｃｃ）成分（
規則化γプライム相がγ粒内に見出される）からなると
言われていた。米国特許第４，６４２，１４５号明細書
と同様に、この技術論文は、高温での合金の特性または
応力促進粒界酸化脆化に関連するデータを開示していな
い。
９８８年１１月２９日〜１２月１日に開催された耐熱性
規則化金属間化合物合金ＩＩＩ シンポジウムのパート
として発表された技術論文「Ｎｉ−Ａｌ−Ｆｅγ／β合
金の変形」でのフィールド等の教示も知っている。この
論文中、フィールド等は、組成が米国特許第４，６４２
，１４５号明細書のラン１４、例１１の組成と同一のＮ
ｉ−Ａｌ−Ｆｅを試験した。この組成物は、溶融紡糸し
、次いで、１１００℃で２時間焼鈍して直径約５μｍの
粒を有する本質上等軸の微細構造を生じた。この処理後
、微細構造は、Ｂ２ＮｉＡｌおよびγ（ｆｃｃ）成分（
規則化γプライム相がγ粒内に見出される）からなると
言われていた。米国特許第４，６４２，１４５号明細書
と同様に、この技術論文は、高温での合金の特性または
応力促進粒界酸化脆化に関連するデータを開示していな
い。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、前記
のような現在の最新式の合金の欠点の多く（すべてでは
ないとしても）を軽減するであろう新規の合金組成物お
よび比較的低い熱膨張係数（ＣＴＥ）と一緒に６００℃
を超える温度での良好な一般的な耐酸化性、動的粒界耐
酸化性、室温延性、強度を有する新規の合金を提供する
ことにある。
のような現在の最新式の合金の欠点の多く（すべてでは
ないとしても）を軽減するであろう新規の合金組成物お
よび比較的低い熱膨張係数（ＣＴＥ）と一緒に６００℃
を超える温度での良好な一般的な耐酸化性、動的粒界耐
酸化性、室温延性、強度を有する新規の合金を提供する
ことにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、詳細には、重
量％でニッケル約３６〜４４％、コバルト約１６〜２４
％、アルミニウム約５．５〜６．５％、チタン約１．２
〜約１．８％、炭素約０．１％まで、マンガンと銅とク
ロムとの合計約０．５％まで、ケイ素約０．３％まで、
モリブデン約２％まで、タングステン約２％まで、ニオ
ブ約３〜約４％、ホウ素約０．００２〜０．０１％（残
部は本質上約２０％〜３８％の量の鉄であり、但し、鉄
が約２４％以下である時には、コバルトは少なくとも２
４％である）を含むことを特徴とする二重耐酸化性合金
を意図する。
量％でニッケル約３６〜４４％、コバルト約１６〜２４
％、アルミニウム約５．５〜６．５％、チタン約１．２
〜約１．８％、炭素約０．１％まで、マンガンと銅とク
ロムとの合計約０．５％まで、ケイ素約０．３％まで、
モリブデン約２％まで、タングステン約２％まで、ニオ
ブ約３〜約４％、ホウ素約０．００２〜０．０１％（残
部は本質上約２０％〜３８％の量の鉄であり、但し、鉄
が約２４％以下である時には、コバルトは少なくとも２
４％である）を含むことを特徴とする二重耐酸化性合金
を意図する。
【００１０】前記パラグラフに記載の組成範囲内の合金
の場合に存在することが見出された若干の課題を軽減す
るためには、重量％でニッケル約２５〜約４０または４
５％、コバルト約２５〜３８％、アルミニウム約４．８
〜約６％、チタン約１．６％まで、炭素約０．１％まで
、マンガンと銅との合計約０．５％まで、クロムとモリ
ブデンとの合計約６％まで、タングステン約６％まで、
ニオブ約０．５〜６％、ホウ素約０．００２〜０．０１
％（残部は本質上約１５〜３５％の量の鉄である）を含
むことを特徴とする二重耐酸化性合金が意図される。
の場合に存在することが見出された若干の課題を軽減す
るためには、重量％でニッケル約２５〜約４０または４
５％、コバルト約２５〜３８％、アルミニウム約４．８
〜約６％、チタン約１．６％まで、炭素約０．１％まで
、マンガンと銅との合計約０．５％まで、クロムとモリ
ブデンとの合計約６％まで、タングステン約６％まで、
ニオブ約０．５〜６％、ホウ素約０．００２〜０．０１
％（残部は本質上約１５〜３５％の量の鉄である）を含
むことを特徴とする二重耐酸化性合金が意図される。
【００１１】より広い意味においては、本発明は、（１
）第一成分として、ニッケル、鉄およびコバルトが約４
２７℃で約１３×１０−６／℃未満のＣＴＥを有する合
金を与えるのに必要な相対量で存在するニッケル、鉄お
よびコバルトを含むマトリックス（このマトリックスは
変曲温度またはその付近で、変曲温度よりも高い温度で
存在する常磁性γ相から変曲温度未満の温度で存在する
強磁性γ相に変態する）、（２）第一成分の前記マトリ
ックス内のγプライム相（理想的にはＮｉ３ Ａｌ）、
および（３）第一成分と緊密関連の第二独立成分を有す
る二重合金を意図する。この独立成分は、ニッケルおよ
びアルミニウムを含有し且つ理想的には合金のコバルト
、チタンまたは他の成分によって変性されたＮｉＡｌま
たはＦｅＡｌをベースとする体心立方構造からなると信
じられる。本明細書の目的では、「第一成分との緊密関
連」なる表現は、独立の成分の結晶または塊の顕微鏡検
査が、焼鈍後に、第一成分による独立成分の実質上完全
なぬれを示すことを意味する。焼鈍後に冷却された合金
の電子顕微鏡検査は、第一（γ）成分に存在する析出相
、γプライムが独立成分を有する粒界付近でさえ粒全体
にわたって一様に分布されていることを示す。
）第一成分として、ニッケル、鉄およびコバルトが約４
２７℃で約１３×１０−６／℃未満のＣＴＥを有する合
金を与えるのに必要な相対量で存在するニッケル、鉄お
よびコバルトを含むマトリックス（このマトリックスは
変曲温度またはその付近で、変曲温度よりも高い温度で
存在する常磁性γ相から変曲温度未満の温度で存在する
強磁性γ相に変態する）、（２）第一成分の前記マトリ
ックス内のγプライム相（理想的にはＮｉ３ Ａｌ）、
および（３）第一成分と緊密関連の第二独立成分を有す
る二重合金を意図する。この独立成分は、ニッケルおよ
びアルミニウムを含有し且つ理想的には合金のコバルト
、チタンまたは他の成分によって変性されたＮｉＡｌま
たはＦｅＡｌをベースとする体心立方構造からなると信
じられる。本明細書の目的では、「第一成分との緊密関
連」なる表現は、独立の成分の結晶または塊の顕微鏡検
査が、焼鈍後に、第一成分による独立成分の実質上完全
なぬれを示すことを意味する。焼鈍後に冷却された合金
の電子顕微鏡検査は、第一（γ）成分に存在する析出相
、γプライムが独立成分を有する粒界付近でさえ粒全体
にわたって一様に分布されていることを示す。
【００１２】広くは、合金は、重量％でニッケル約２５
〜７０％、コバルト約５〜４５または５０％、ニッケル
プラスコバルト約４５〜７５％、アルミニウム４または
５〜１５％、チタン０〜３％、ニオブまたはタンタル０
〜１０％、例えば、１〜１０％、モリブデンおよびタン
グステンの各々０〜１０％、バナジウム０〜３％、ケイ
素０〜２％、マンガン０〜１％、銅０〜１％、クロム０
〜６％、ハフニウムまたはレニウム０〜２％、ホウ素０
〜０．３％、ジルコニウム０〜０．３％、マグネシウム
、カルシウム、イットリウム、希土類０〜０．１％、窒
素０〜０．５％、炭素０〜０．３％（脱酸剤、粒微細化
剤、分散質および合金の製法に普通の類似物と共に合金
の残部は約１５％〜５５％の範囲内の鉄であり、但し、
鉄が約２４％以下である時には、コバルトは少なくとも
２４％である）を含有できる。硫黄、リンおよび酸素（
分散質酸化物として存在する場合を除く）は、各々最大
限約０．０２％に限定すべきである。時々、合金の高い
アルミニウムおよび他の活性金属含量のため、酸素含量
は、０．３％程度であることができる。本発明の合金中
のニッケル、コバルトおよび鉄の量を相関することによ
って、４２７℃で測定して比較的低いＣＴＥ、例えば、
約１０．６〜約１３×１０−６／℃の範囲内のＣＴＥを
有する合金を与えることができる。膨張係数は、主とし
て、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ比率によって制御し、第二にＡｌ
、ＴｉおよびＮｂ含量によって制御する。
〜７０％、コバルト約５〜４５または５０％、ニッケル
プラスコバルト約４５〜７５％、アルミニウム４または
５〜１５％、チタン０〜３％、ニオブまたはタンタル０
〜１０％、例えば、１〜１０％、モリブデンおよびタン
グステンの各々０〜１０％、バナジウム０〜３％、ケイ
素０〜２％、マンガン０〜１％、銅０〜１％、クロム０
〜６％、ハフニウムまたはレニウム０〜２％、ホウ素０
〜０．３％、ジルコニウム０〜０．３％、マグネシウム
、カルシウム、イットリウム、希土類０〜０．１％、窒
素０〜０．５％、炭素０〜０．３％（脱酸剤、粒微細化
剤、分散質および合金の製法に普通の類似物と共に合金
の残部は約１５％〜５５％の範囲内の鉄であり、但し、
鉄が約２４％以下である時には、コバルトは少なくとも
２４％である）を含有できる。硫黄、リンおよび酸素（
分散質酸化物として存在する場合を除く）は、各々最大
限約０．０２％に限定すべきである。時々、合金の高い
アルミニウムおよび他の活性金属含量のため、酸素含量
は、０．３％程度であることができる。本発明の合金中
のニッケル、コバルトおよび鉄の量を相関することによ
って、４２７℃で測定して比較的低いＣＴＥ、例えば、
約１０．６〜約１３×１０−６／℃の範囲内のＣＴＥを
有する合金を与えることができる。膨張係数は、主とし
て、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ比率によって制御し、第二にＡｌ
、ＴｉおよびＮｂ含量によって制御する。
【００１３】本発明の合金の二重（または一層複雑な）
性状を維持するためには、ニッケルとコバルトとの和が
高く、即ち、ニッケルプラスコバルト約７５％であり且
つ合金のアルミニウム含量が約８．０％の非常に狭い範
囲内であるように前記の広範囲の組成を修正することが
有利である。合金のニッケルプラスコバルト含量が大体
６７％に減少すると、許容可能なアルミニウム含量は、
約７〜１５％に広くなる。ニッケルプラスコバルト含量
が減少すると、更にアルミニウムの許容可能な範囲は、
ニッケルプラスコバルト５０％で約６〜８％、ニッケル
プラスコバルト４５％で約５．０％に狭くなる。ニッケ
ルプラスコバルトのこれらの有利な相互関係は、ニッケ
ルプラスコバルトがニッケルと同様に作用すること、お
よびニッケルプラスコバルトｖｓアルミニウムが限定量
でアルミニウムの効果に加えることができる群ニオブ、
タンタルおよびチタンの元素を含有しないことを仮定す
る。従って、本発明のニオブ−チタンおよびタンタルを
含有する合金においては、ここに記載のニッケルプラス
コバルトとアルミニウムとの間の相互関係は、アルミニ
ウム自体によるよりもむしろアルミニウム、ニオブ、チ
タンおよびタンタルの効果の加算によって修正してもよ
い。
性状を維持するためには、ニッケルとコバルトとの和が
高く、即ち、ニッケルプラスコバルト約７５％であり且
つ合金のアルミニウム含量が約８．０％の非常に狭い範
囲内であるように前記の広範囲の組成を修正することが
有利である。合金のニッケルプラスコバルト含量が大体
６７％に減少すると、許容可能なアルミニウム含量は、
約７〜１５％に広くなる。ニッケルプラスコバルト含量
が減少すると、更にアルミニウムの許容可能な範囲は、
ニッケルプラスコバルト５０％で約６〜８％、ニッケル
プラスコバルト４５％で約５．０％に狭くなる。ニッケ
ルプラスコバルトのこれらの有利な相互関係は、ニッケ
ルプラスコバルトがニッケルと同様に作用すること、お
よびニッケルプラスコバルトｖｓアルミニウムが限定量
でアルミニウムの効果に加えることができる群ニオブ、
タンタルおよびチタンの元素を含有しないことを仮定す
る。従って、本発明のニオブ−チタンおよびタンタルを
含有する合金においては、ここに記載のニッケルプラス
コバルトとアルミニウムとの間の相互関係は、アルミニ
ウム自体によるよりもむしろアルミニウム、ニオブ、チ
タンおよびタンタルの効果の加算によって修正してもよ
い。
【００１４】当業者は、本発明の合金の鉄、ニッケル、
コバルトおよびアルミニウム含量が特定の合金の基本特
性を決定すること、およびＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ
などが一般にアルミニウムの効果に加えて合金の硬さお
よび強度を増大することを認識するであろう。驚異的な
ことに、コバルトは、コバルトを欠くか非常に少ない同
様の合金と比較して鋳造性および加工性を高めることが
観察された。更に、鉄、ニッケルおよびコバルトを含有
する本発明の合金は、高温特性、ノッチ強度および水素
脆化に対する抵抗性を高めた。
コバルトおよびアルミニウム含量が特定の合金の基本特
性を決定すること、およびＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ
などが一般にアルミニウムの効果に加えて合金の硬さお
よび強度を増大することを認識するであろう。驚異的な
ことに、コバルトは、コバルトを欠くか非常に少ない同
様の合金と比較して鋳造性および加工性を高めることが
観察された。更に、鉄、ニッケルおよびコバルトを含有
する本発明の合金は、高温特性、ノッチ強度および水素
脆化に対する抵抗性を高めた。
【００１５】本発明の合金のＣＴＥは、ニオブ約２〜３
％およびチタン約１．３〜２％を含有する合金について
測定した。モリブデンが本発明の合金に前記のようなニ
オブおよびチタンと一緒に例えば、約５％の量で存在す
るならば、４２７℃で測定した熱膨張係数は、１２．９
×１０−６／℃程度であることができる。元素ニオブ（
関連タンタルと共に）、モリブデンおよびチタンは、高
温、例えば、約６００℃を超える高温で合金の強度、特
に破壊強さおよび耐クリープ性に寄与する。ニオブが高
温、例えば、６００〜８００℃での合金の強度と延性と
の両方を高めるらしいので、本発明の合金は、ニオブ約
０．５〜５％を含有することが硬度に有利である。更に
、鉄約３０％を含有する合金においては、チタンが少な
い合金におけるニオブの存在は、温度約６００℃に長時
間合金暴露後に室温脆性の発現を抑制するらしい。アル
ミニウム５〜６．５％を含有する合金においては、ニオ
ブは、合金の第二微細構造成分の凝集および球状化を高
めるらしく、即ち、第二微細構造成分は球状であるらし
いことが観察された。タンタルは、原子基準で、本発明
の合金において、ニオブと同じ方式で作用すると予想さ
れ且つニオブの代替品として使用してもよい。
％およびチタン約１．３〜２％を含有する合金について
測定した。モリブデンが本発明の合金に前記のようなニ
オブおよびチタンと一緒に例えば、約５％の量で存在す
るならば、４２７℃で測定した熱膨張係数は、１２．９
×１０−６／℃程度であることができる。元素ニオブ（
関連タンタルと共に）、モリブデンおよびチタンは、高
温、例えば、約６００℃を超える高温で合金の強度、特
に破壊強さおよび耐クリープ性に寄与する。ニオブが高
温、例えば、６００〜８００℃での合金の強度と延性と
の両方を高めるらしいので、本発明の合金は、ニオブ約
０．５〜５％を含有することが硬度に有利である。更に
、鉄約３０％を含有する合金においては、チタンが少な
い合金におけるニオブの存在は、温度約６００℃に長時
間合金暴露後に室温脆性の発現を抑制するらしい。アル
ミニウム５〜６．５％を含有する合金においては、ニオ
ブは、合金の第二微細構造成分の凝集および球状化を高
めるらしく、即ち、第二微細構造成分は球状であるらし
いことが観察された。タンタルは、原子基準で、本発明
の合金において、ニオブと同じ方式で作用すると予想さ
れ且つニオブの代替品として使用してもよい。
【００１６】本発明の合金の１つの追加の利点は、従来
技術の低膨張耐熱性合金と比較して比較的低い密度であ
る。
技術の低膨張耐熱性合金と比較して比較的低い密度であ
る。
【００１７】本発明の合金を処方する際に、ニッケル、
コバルトおよび鉄の含量を釣り合わせて技術上教示のよ
うな低い熱膨張係数を与え且つニッケルおよびコバルト
の含量ｖｓアルミニウムなどが前記のように相互に関係
づけられる限り、表Ｉに示すような合金成分の各々およ
びすべての％は、合金成分の他の％との組み合わせで使
用できることが観察されるべきである。更に、表Ｉは、
前記組成範囲と一緒に、各元素の場合に本発明が前記範
囲の組成を意図するだけではなく、特定の元素の重量％
の２個の特定の値間で規定できる範囲も意図することを
教示する。
コバルトおよび鉄の含量を釣り合わせて技術上教示のよ
うな低い熱膨張係数を与え且つニッケルおよびコバルト
の含量ｖｓアルミニウムなどが前記のように相互に関係
づけられる限り、表Ｉに示すような合金成分の各々およ
びすべての％は、合金成分の他の％との組み合わせで使
用できることが観察されるべきである。更に、表Ｉは、
前記組成範囲と一緒に、各元素の場合に本発明が前記範
囲の組成を意図するだけではなく、特定の元素の重量％
の２個の特定の値間で規定できる範囲も意図することを
教示する。
【００１８】
表Ｉ合金元素
重量％ニッケル
３０ ４０ ５０
６０ ７０ コバルト
５
１５ ２５ ３５
４０ アルミニウム
４ ５
６ ７ １５
チタン ０
０．２ １
１．５ ３．０ 炭素
０．０１
０．０３ ０．１ ０
．２ ０．３ 銅
０
０．２５ ０．５０ ０．７５
１．０ クロム
０ １．０
２．０ ４．０ ６
．０ マンガン
０ ０．２５ ０．５
０．７５ １．０ ケイ素
０
０．５ ０．７５
１．０ ２．０ モリブデン
０ ３
５ ８
１０ タングステン
０ ３ ５
８ １０ ニオブ（＆
タンタル） ０ １
３ ５
６ ホウ素
０ ０．００５ ０
．１ ０．２ ０．３ バ
ナジウム ０
０．７５ １．５
２ ３．０ ハフニウム
０ ０．
５ １ １．５
２ レニウム
０ ０．５ １
１．５ ２ ジルコ
ニウム ０
０．１ ０．１５ ０．
２５ ０．３ 窒素
０ ０．
１ ０．２ ０．３
０．５ 酸化物分散質
０ ０．２ １
１．５ ２ 鉄★
１５〜５５
１５〜５５ １５〜５５ １５〜５
５ １５〜５５ ★鉄が約２４％以下である時
にはコバルトが少なくとも２４％であるという条件があ
る。
表Ｉ合金元素
重量％ニッケル
３０ ４０ ５０
６０ ７０ コバルト
５
１５ ２５ ３５
４０ アルミニウム
４ ５
６ ７ １５
チタン ０
０．２ １
１．５ ３．０ 炭素
０．０１
０．０３ ０．１ ０
．２ ０．３ 銅
０
０．２５ ０．５０ ０．７５
１．０ クロム
０ １．０
２．０ ４．０ ６
．０ マンガン
０ ０．２５ ０．５
０．７５ １．０ ケイ素
０
０．５ ０．７５
１．０ ２．０ モリブデン
０ ３
５ ８
１０ タングステン
０ ３ ５
８ １０ ニオブ（＆
タンタル） ０ １
３ ５
６ ホウ素
０ ０．００５ ０
．１ ０．２ ０．３ バ
ナジウム ０
０．７５ １．５
２ ３．０ ハフニウム
０ ０．
５ １ １．５
２ レニウム
０ ０．５ １
１．５ ２ ジルコ
ニウム ０
０．１ ０．１５ ０．
２５ ０．３ 窒素
０ ０．
１ ０．２ ０．３
０．５ 酸化物分散質
０ ０．２ １
１．５ ２ 鉄★
１５〜５５
１５〜５５ １５〜５５ １５〜５
５ １５〜５５ ★鉄が約２４％以下である時
にはコバルトが少なくとも２４％であるという条件があ
る。
【００１９】表Ｉに示すような特定の範囲の個々の元素
の多様性が本発明に従って操作可能であるが、表ＩＩに
示すような合金範囲を使用することが有利であることが
見出された。
の多様性が本発明に従って操作可能であるが、表ＩＩに
示すような合金範囲を使用することが有利であることが
見出された。
【００２０】
表ＩＩ
重量％
元素 範囲Ａ 範囲Ｂ
範囲Ｃ 範囲Ｄ
範囲ＥＮｉ ４１〜４４ ３５〜
５０ ３６〜４４ ２５
〜４５ ２５〜４０ Ｃｏ １６〜１９
５〜２５ １６〜２
４ ２５〜３５ ２５〜３５
Ａｌ ５〜６．５ ５〜１０
５．５〜６．５ ４．８〜
５．８ ４．８〜５．８ Ｔｉ ０．５
〜１ １〜２ １．
２〜１．８ ０〜１．８ ０〜０
．８ Ｃ ０〜０．０５ ０
．２ ０〜０．１
０〜０．１ ０〜０．０５ Ｍｎ
０〜０．５ ★
★★★ ０〜０．５ ０〜
０．５ Ｓｉ ０〜０．７５
★ ０〜０．３
０〜０．３ ０〜０．３ Ｍｏ ０
〜２ ★★ ★★
★★ −− ★★★★★
Ｗ − ★★
★★★★ −−
−− Ｎｂ ０〜２
２〜５ ２．５〜４
０．５〜４ ０．５〜４ Ｚｒ
− ０〜０．１
− −−
−− Ｂ ０．００１ 〜０．０
１ ０ 〜０．０２ ０．００２ 〜０．０１
０．００２ 〜０．０１ ０．００１ 〜０．０
２Ｆｅ 残部２５ 残部２４〜５０
残部２４〜３８ ２０〜２７．５
２７．５〜３５ ★Ｓｉ ０〜０．５およびＭｎ＋
Ｓｉ＋Ｃｕ＋Ｃｒ ２％ ★★ＭｏおよびＷの各々５％までであるが、Ｍｏ＋Ｗ
５％ ★★★Ｃｕ＋Ｃｒ＋Ｍｎ ０．５％ ★★★★Ｍｏ＋Ｗ ２ ★★★★★Ｃｒ＋Ｍｏ＝合計０〜１０％表ＩＩ中の範囲
Ａの合金は、高温、例えば、約６４９℃〜７６０℃の範
囲の場合に低い熱膨張係数と良好な耐酸化性との有利な
組み合わせを維持しながら、比較的高い強度の利点を有
する。範囲ＢおよびＣは、それぞれ本発明によって意図
するように好ましい範囲およびより好ましい範囲である
。範囲Ｂ内の合金、より詳細には範囲ＡおよびＣ内の合
金は、一般に、引張試験時に約９００ＭＰａを超える最
終強さ、約６５０ＭＰａを超える降伏強さ、約１０％を
超える伸びおよび約２０％を超える断面収縮率によって
室温で特徴づけられる。同じ範囲内の合金は、７６０℃
で空気中で引張試験した時に、一般に、最終引張強さ少
なくとも５５０ＭＰａ、降伏強さ少なくとも５００ＭＰ
ａ、伸び少なくとも約５％および断面収縮率少なくとも
約３０％を示す。範囲ＤおよびＥは、一般に、６００℃
付近の温度への暴露時に脆化せず且つ合金の第二成分が
鋳造の一次生成物としてよりもむしろ析出によって形成
される合金を規定する。更に、範囲Ｅ内のクロムおよび
／またはモリブデンを含有する合金は、他の従来技術の
無クロム低膨張合金と比較して塩水噴霧腐食に対してよ
り抵抗性である。
表ＩＩ
重量％
元素 範囲Ａ 範囲Ｂ
範囲Ｃ 範囲Ｄ
範囲ＥＮｉ ４１〜４４ ３５〜
５０ ３６〜４４ ２５
〜４５ ２５〜４０ Ｃｏ １６〜１９
５〜２５ １６〜２
４ ２５〜３５ ２５〜３５
Ａｌ ５〜６．５ ５〜１０
５．５〜６．５ ４．８〜
５．８ ４．８〜５．８ Ｔｉ ０．５
〜１ １〜２ １．
２〜１．８ ０〜１．８ ０〜０
．８ Ｃ ０〜０．０５ ０
．２ ０〜０．１
０〜０．１ ０〜０．０５ Ｍｎ
０〜０．５ ★
★★★ ０〜０．５ ０〜
０．５ Ｓｉ ０〜０．７５
★ ０〜０．３
０〜０．３ ０〜０．３ Ｍｏ ０
〜２ ★★ ★★
★★ −− ★★★★★
Ｗ − ★★
★★★★ −−
−− Ｎｂ ０〜２
２〜５ ２．５〜４
０．５〜４ ０．５〜４ Ｚｒ
− ０〜０．１
− −−
−− Ｂ ０．００１ 〜０．０
１ ０ 〜０．０２ ０．００２ 〜０．０１
０．００２ 〜０．０１ ０．００１ 〜０．０
２Ｆｅ 残部２５ 残部２４〜５０
残部２４〜３８ ２０〜２７．５
２７．５〜３５ ★Ｓｉ ０〜０．５およびＭｎ＋
Ｓｉ＋Ｃｕ＋Ｃｒ ２％ ★★ＭｏおよびＷの各々５％までであるが、Ｍｏ＋Ｗ
５％ ★★★Ｃｕ＋Ｃｒ＋Ｍｎ ０．５％ ★★★★Ｍｏ＋Ｗ ２ ★★★★★Ｃｒ＋Ｍｏ＝合計０〜１０％表ＩＩ中の範囲
Ａの合金は、高温、例えば、約６４９℃〜７６０℃の範
囲の場合に低い熱膨張係数と良好な耐酸化性との有利な
組み合わせを維持しながら、比較的高い強度の利点を有
する。範囲ＢおよびＣは、それぞれ本発明によって意図
するように好ましい範囲およびより好ましい範囲である
。範囲Ｂ内の合金、より詳細には範囲ＡおよびＣ内の合
金は、一般に、引張試験時に約９００ＭＰａを超える最
終強さ、約６５０ＭＰａを超える降伏強さ、約１０％を
超える伸びおよび約２０％を超える断面収縮率によって
室温で特徴づけられる。同じ範囲内の合金は、７６０℃
で空気中で引張試験した時に、一般に、最終引張強さ少
なくとも５５０ＭＰａ、降伏強さ少なくとも５００ＭＰ
ａ、伸び少なくとも約５％および断面収縮率少なくとも
約３０％を示す。範囲ＤおよびＥは、一般に、６００℃
付近の温度への暴露時に脆化せず且つ合金の第二成分が
鋳造の一次生成物としてよりもむしろ析出によって形成
される合金を規定する。更に、範囲Ｅ内のクロムおよび
／またはモリブデンを含有する合金は、他の従来技術の
無クロム低膨張合金と比較して塩水噴霧腐食に対してよ
り抵抗性である。
【００２１】
【実施例】前記のような本発明の合金は、有利には、合
金成分を真空誘導炉中で溶融し、合金をインゴットに鋳
造し、インゴットを、例えば、押出および圧延によって
熱間加工して熱間成形棒ストックを与えることによって
調製する。本発明のこのような熱間加工合金の組成を重
量％で表ＩＩＩ に示す。合金の残部は、不可避的不純
物と一緒に鉄であることが理解される。
金成分を真空誘導炉中で溶融し、合金をインゴットに鋳
造し、インゴットを、例えば、押出および圧延によって
熱間加工して熱間成形棒ストックを与えることによって
調製する。本発明のこのような熱間加工合金の組成を重
量％で表ＩＩＩ に示す。合金の残部は、不可避的不純
物と一緒に鉄であることが理解される。
【００２２】
表ＩＩＩ例Ｎｏ． Ｃ Ｍ
ｎ Ｓｉ Ｃｕ Ｎｉ Ｃｒ
Ａｌ Ｔｉ Ｃｏ Ｍｏ Ｎｂ
Ｂ １ ０．０２ ０．０７ ０．５０
０．１０ ４１．８６ ０．１１ ４．２２ ２．０７
１８．１０ ０．０１ ３．１８ ０．００６
２ ０．０１ ０．１１ ０．４９ ０．０９ ４
１．４４ ０．１２ ４．９５ １．４４ １８．０２
０．０１ ２．１７ ０．００６ ３ ０．
０１ ０．２８ ０．４８ ０．１０ ４１．５２ ０
．１３ ５．９１ １．３３ １８．１３ ０．０１
２．１１ ０．００６ ４ ０．０１ ０．１
２ ０．４７ ０．１１ ４１．７７ ０．１３ ６．
７９ １．０４ １８．２０ ０．０１ ２．１４ ０
．００６ ５ ０．０１ ０．０１ ０．０４
０．０９ ４１．９８ ０．１１ ６．１５ １．５
０ １８．２５ ０．０１ ２．０１ ０．００６
６ ０．０１ ０．１２ ０．４６ ０．１０
４４．８９ ０．２１ ７．４６ １．４４ １７．３
１ ０．０６ １．７９ ０．００６ ７ ０
．０１ ０．１２ ０．０２ ０．１１ ４１．８９
０．１２ ６．１７ １．６２ １８．１０ ４．８９
０．０９ ０．００７ ８ ０．０１ ０．
１３ ０．８７ ０．１０ ４２．０９ ０．１３ ５
．９９ １．５０ １８．１３ ０．１８ ０．０２
０．００８ ９ ０．０１ ０．１３ ０．９
３ ０．１０ ４１．８８ ０．１１ ６．０６ １．
５１ １８．１０ ４．９１ ０．０１ ０．００８
１０ ０．０１ ０．１１ ０．０６ ０．１１
４１．９５ ０．１２ ６．１５ １．５０ １８．１
２ ５．０８ １．９２ ０．００７ １１ ０．
０１ ０．１１ ０．０４ ０．１１ ４２．９９ ０
．１９ ５．８５ １．４５ １７．６６ ０．０１
２．８８ ０．００６ １２ ０．０１ ０．１１
０．０５ ０．１１ ４２．１２ ０．２１ ５．９
９ １．４８ １７．９５ ０．０１ ３．８９ ０．
００６ １３ ０．０１ ０．１２ ０．９１ ０
．１１ ４２．０１ ０．１８ ５．９８ １．５０
１８．１１ ４．９０ ２．１２ ０．００６ １４
０．０１ ０．１２ ０．９６ ０．１１ ４２．
０１ ０．１６ ６．０３ １．５１ １８．０６ ０
．１７ ３．９５ ０．００６ １５ ０．０１
０．１１ ０．５０ ０．１０ ４１．７７ ０．１３
６．０６ １．９０ １７．８６ ２．９２ ３．０
６ ０．００６ １６ ０．０１ ０．１１ ０．
４７ ０．１１ ４２．０４ ０．１１ ６．７３ １
．５１ １８．１６ ０．１７ ２．０５ ０．００６
１７ ０．０１ ０．１１ ０．２０ ０．１０
４２．０１ ０．１２ ５．１１ １．４６ １８．
０５ ０．０１ ３．０２ ０．００７ １８ ０
．０１ ０．１０ ０．１９ ０．１１ ４１．９９
０．１１ ５．３９ １．５３ １８．０５ ０．０１
３．０５ ０．００７ １９ ０．０１ ０．１
１ ０．１９ ０．１１ ４１．９９ ０．１２ ５．
６１ １．５２ １８．０４ ０．０１ ３．０３ ０
．００８ ２０ ０．０１ ０．１１ ０．２１
０．１１ ４２．１５ ０．１１ ５．８２ １．４８
１８．０４ ０．０１ ３．０４ ０．００８ ２
１ ０．０１ ０．１１ ０．２０ ０．１１ ４２
．０５ ０．１１ ６．０５ １．５２ １８．０８
０．０１ ３．０３ ０．００７ ２２ ０．０１
０．１１ ０．２０ ０．１０ ４１．９５ ０．１
１ ６．３７ １．５２ １８．０７ ０．０１ ３．
０２ ０．００８ 表ＩＩＩ に示す特定の合金を鋳
造し、鍛錬したが、冶金技術に既知のいかなる方法によ
って前記組成範囲内の合金を提供することは本発明の意
図内である。例えば、本発明の合金は、鋳造によって調
製し且つ有意の加工なしに鋳造形態で使用できる。更に
、本発明の合金は、粉末形態で調製し、通常のプレス加
工および焼結技術により、噴霧鋳造により、鋳造品を形
成するための火炎またはプラズマ溶射により、または粉
末冶金に既知の他の技術により所望の形状に加工できる
。また、本発明の合金は、特に酸化物分散質相、例えば
、イットリアを含有するものを配合することが望ましい
時には、例えば、米国特許第３，７８５，８０１号明細
書に開示のような機械的合金化の技術によって調製でき
る。次いで、機械的合金化の粉末生成物は、所望に応じ
て、前記のような粉末冶金の技術によって処理して、製
品を与える。
表ＩＩＩ例Ｎｏ． Ｃ Ｍ
ｎ Ｓｉ Ｃｕ Ｎｉ Ｃｒ
Ａｌ Ｔｉ Ｃｏ Ｍｏ Ｎｂ
Ｂ １ ０．０２ ０．０７ ０．５０
０．１０ ４１．８６ ０．１１ ４．２２ ２．０７
１８．１０ ０．０１ ３．１８ ０．００６
２ ０．０１ ０．１１ ０．４９ ０．０９ ４
１．４４ ０．１２ ４．９５ １．４４ １８．０２
０．０１ ２．１７ ０．００６ ３ ０．
０１ ０．２８ ０．４８ ０．１０ ４１．５２ ０
．１３ ５．９１ １．３３ １８．１３ ０．０１
２．１１ ０．００６ ４ ０．０１ ０．１
２ ０．４７ ０．１１ ４１．７７ ０．１３ ６．
７９ １．０４ １８．２０ ０．０１ ２．１４ ０
．００６ ５ ０．０１ ０．０１ ０．０４
０．０９ ４１．９８ ０．１１ ６．１５ １．５
０ １８．２５ ０．０１ ２．０１ ０．００６
６ ０．０１ ０．１２ ０．４６ ０．１０
４４．８９ ０．２１ ７．４６ １．４４ １７．３
１ ０．０６ １．７９ ０．００６ ７ ０
．０１ ０．１２ ０．０２ ０．１１ ４１．８９
０．１２ ６．１７ １．６２ １８．１０ ４．８９
０．０９ ０．００７ ８ ０．０１ ０．
１３ ０．８７ ０．１０ ４２．０９ ０．１３ ５
．９９ １．５０ １８．１３ ０．１８ ０．０２
０．００８ ９ ０．０１ ０．１３ ０．９
３ ０．１０ ４１．８８ ０．１１ ６．０６ １．
５１ １８．１０ ４．９１ ０．０１ ０．００８
１０ ０．０１ ０．１１ ０．０６ ０．１１
４１．９５ ０．１２ ６．１５ １．５０ １８．１
２ ５．０８ １．９２ ０．００７ １１ ０．
０１ ０．１１ ０．０４ ０．１１ ４２．９９ ０
．１９ ５．８５ １．４５ １７．６６ ０．０１
２．８８ ０．００６ １２ ０．０１ ０．１１
０．０５ ０．１１ ４２．１２ ０．２１ ５．９
９ １．４８ １７．９５ ０．０１ ３．８９ ０．
００６ １３ ０．０１ ０．１２ ０．９１ ０
．１１ ４２．０１ ０．１８ ５．９８ １．５０
１８．１１ ４．９０ ２．１２ ０．００６ １４
０．０１ ０．１２ ０．９６ ０．１１ ４２．
０１ ０．１６ ６．０３ １．５１ １８．０６ ０
．１７ ３．９５ ０．００６ １５ ０．０１
０．１１ ０．５０ ０．１０ ４１．７７ ０．１３
６．０６ １．９０ １７．８６ ２．９２ ３．０
６ ０．００６ １６ ０．０１ ０．１１ ０．
４７ ０．１１ ４２．０４ ０．１１ ６．７３ １
．５１ １８．１６ ０．１７ ２．０５ ０．００６
１７ ０．０１ ０．１１ ０．２０ ０．１０
４２．０１ ０．１２ ５．１１ １．４６ １８．
０５ ０．０１ ３．０２ ０．００７ １８ ０
．０１ ０．１０ ０．１９ ０．１１ ４１．９９
０．１１ ５．３９ １．５３ １８．０５ ０．０１
３．０５ ０．００７ １９ ０．０１ ０．１
１ ０．１９ ０．１１ ４１．９９ ０．１２ ５．
６１ １．５２ １８．０４ ０．０１ ３．０３ ０
．００８ ２０ ０．０１ ０．１１ ０．２１
０．１１ ４２．１５ ０．１１ ５．８２ １．４８
１８．０４ ０．０１ ３．０４ ０．００８ ２
１ ０．０１ ０．１１ ０．２０ ０．１１ ４２
．０５ ０．１１ ６．０５ １．５２ １８．０８
０．０１ ３．０３ ０．００７ ２２ ０．０１
０．１１ ０．２０ ０．１０ ４１．９５ ０．１
１ ６．３７ １．５２ １８．０７ ０．０１ ３．
０２ ０．００８ 表ＩＩＩ に示す特定の合金を鋳
造し、鍛錬したが、冶金技術に既知のいかなる方法によ
って前記組成範囲内の合金を提供することは本発明の意
図内である。例えば、本発明の合金は、鋳造によって調
製し且つ有意の加工なしに鋳造形態で使用できる。更に
、本発明の合金は、粉末形態で調製し、通常のプレス加
工および焼結技術により、噴霧鋳造により、鋳造品を形
成するための火炎またはプラズマ溶射により、または粉
末冶金に既知の他の技術により所望の形状に加工できる
。また、本発明の合金は、特に酸化物分散質相、例えば
、イットリアを含有するものを配合することが望ましい
時には、例えば、米国特許第３，７８５，８０１号明細
書に開示のような機械的合金化の技術によって調製でき
る。次いで、機械的合金化の粉末生成物は、所望に応じ
て、前記のような粉末冶金の技術によって処理して、製
品を与える。
【００２３】本発明の合金を適当であるあらゆる手段に
よって調製した後、有利には、約１２時間まで約９８０
℃〜特定の合金の固相線未満の温度の範囲内の焼鈍処理
によって熱処理した後、通常、冷却する。焼鈍からの冷
却時に、γプライム相が、第一成分中に極微小の個別（
ｄｉｓｃｒｅｔｅ）形態で析出し、第一成分に均一に分
散する。ここで処理し且つ報告したような本発明の合金
に約７６０℃での熱処理を施して、本発明の範囲外の合
金に対する比較試験時の変数を排除した。焼鈍、特に約
１０３８℃以上の温度での焼鈍は、合金の第二成分の少
なくとも部分的な溶体化を生ずることがある。合金の第
二成分の若干が溶体化した合金の熱処理を約８７０℃付
近で実施することは、鋳造した後に熱間加工した際に製
造される形態と異なる形態で第二成分を再析出すること
がある。
よって調製した後、有利には、約１２時間まで約９８０
℃〜特定の合金の固相線未満の温度の範囲内の焼鈍処理
によって熱処理した後、通常、冷却する。焼鈍からの冷
却時に、γプライム相が、第一成分中に極微小の個別（
ｄｉｓｃｒｅｔｅ）形態で析出し、第一成分に均一に分
散する。ここで処理し且つ報告したような本発明の合金
に約７６０℃での熱処理を施して、本発明の範囲外の合
金に対する比較試験時の変数を排除した。焼鈍、特に約
１０３８℃以上の温度での焼鈍は、合金の第二成分の少
なくとも部分的な溶体化を生ずることがある。合金の第
二成分の若干が溶体化した合金の熱処理を約８７０℃付
近で実施することは、鋳造した後に熱間加工した際に製
造される形態と異なる形態で第二成分を再析出すること
がある。
【００２４】表ＩＶは、２種の市販の時効硬化合金の性
質と比較して本発明の合金の２種の時効硬化例の性質に
関するデータを含む。
質と比較して本発明の合金の２種の時効硬化例の性質に
関するデータを含む。
【００２５】
表ＩＶ性質
例２０ 例１０
合金Ｘ 合金Ｙ室温引張 Ｙ．Ｓ．（ＭＰａ） １１１０
９８６ ８９６
１０８９ Ｕ．Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ）
１４７５ １４４７ １２７５
１４３４ Ｅｌ．％
１７
２２ １０ ２０ Ｒ
．Ａ．％
３６ ３３ １５
２６ ７６０℃引張（空気中） Ｙ．Ｓ．（ＭＰａ） ７７２
６５５ ５１７★
８００ Ｕ．Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ）
８０７ ７７２ ６２０★
８５５ Ｅｌ．％
４１ ３８
３５★ ５ Ｒ．Ａ．
％ ８５
８２ ７５★
１０ ５１０ＭＰａでの６４９℃ 応力破壊★★（空気中） 寿命（ｈｒ）
１７０ １３５ ９０
ノッチ脆性伸び％
３７
４５ １０ ノッチ脆性Ｒ．
Ａ．％
５２ ５７ １２
ノッチ脆性粒度（ＡＳＴＭＮｏ．）
８ ８
３ ４ 平均粒径（ｍｍ）
０．０２２
０．０２２ ０．１２５ ０
．０９１ ４２７℃でのＣＯＥ★★★
１１．０２ １２．９２ ８．３
６ １４．８２ 密度（ｇ／ｃｃ）
７．７２
７．７８ ８．２８ ８．２２
モジュラス（ＧＰａ） １
７２．４ １７２．４ １５８．６
２００．０ 合金Ｘ＝インコロイ（ＩＮＣＯ
ＬＯＹＴＭ）合金９０９公称Ｎｉ ３８％、Ｃｏ
１３％、Ｆｅ ４２％、Ｎｂ ４．７％、Ｔｉ
１．５％、Ｓｉ ０．４％、Ａｌ０．０３％、Ｃ
０．０１％。 合金Ｙ＝インコネル（ＩＮＣＯＮＥＬＴＭ）合金７１８
公称Ｃｒ １７〜２１％、Ｎｉ５０〜５５％、Ｎｂ
４．７５〜５．５％、Ｍｏ ２．８〜３．３％、Ｔ
ｉ０．６５〜１．１５％、Ａｌ ０．２〜０．８％、
残部本質上Ｆｅ。 ★概算 ★★組み合わせノッチ（ＫＴ ３．６）および平滑棒★
★★明記の温度での線熱膨張係数、ｐｐｍ／℃。
表ＩＶ性質
例２０ 例１０
合金Ｘ 合金Ｙ室温引張 Ｙ．Ｓ．（ＭＰａ） １１１０
９８６ ８９６
１０８９ Ｕ．Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ）
１４７５ １４４７ １２７５
１４３４ Ｅｌ．％
１７
２２ １０ ２０ Ｒ
．Ａ．％
３６ ３３ １５
２６ ７６０℃引張（空気中） Ｙ．Ｓ．（ＭＰａ） ７７２
６５５ ５１７★
８００ Ｕ．Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ）
８０７ ７７２ ６２０★
８５５ Ｅｌ．％
４１ ３８
３５★ ５ Ｒ．Ａ．
％ ８５
８２ ７５★
１０ ５１０ＭＰａでの６４９℃ 応力破壊★★（空気中） 寿命（ｈｒ）
１７０ １３５ ９０
ノッチ脆性伸び％
３７
４５ １０ ノッチ脆性Ｒ．
Ａ．％
５２ ５７ １２
ノッチ脆性粒度（ＡＳＴＭＮｏ．）
８ ８
３ ４ 平均粒径（ｍｍ）
０．０２２
０．０２２ ０．１２５ ０
．０９１ ４２７℃でのＣＯＥ★★★
１１．０２ １２．９２ ８．３
６ １４．８２ 密度（ｇ／ｃｃ）
７．７２
７．７８ ８．２８ ８．２２
モジュラス（ＧＰａ） １
７２．４ １７２．４ １５８．６
２００．０ 合金Ｘ＝インコロイ（ＩＮＣＯ
ＬＯＹＴＭ）合金９０９公称Ｎｉ ３８％、Ｃｏ
１３％、Ｆｅ ４２％、Ｎｂ ４．７％、Ｔｉ
１．５％、Ｓｉ ０．４％、Ａｌ０．０３％、Ｃ
０．０１％。 合金Ｙ＝インコネル（ＩＮＣＯＮＥＬＴＭ）合金７１８
公称Ｃｒ １７〜２１％、Ｎｉ５０〜５５％、Ｎｂ
４．７５〜５．５％、Ｍｏ ２．８〜３．３％、Ｔ
ｉ０．６５〜１．１５％、Ａｌ ０．２〜０．８％、
残部本質上Ｆｅ。 ★概算 ★★組み合わせノッチ（ＫＴ ３．６）および平滑棒★
★★明記の温度での線熱膨張係数、ｐｐｍ／℃。
【００２６】表ＩＶの説明においては、そこに示す性質
は、次の通り熱処理された合金試験片について得られた
。
は、次の通り熱処理された合金試験片について得られた
。
【００２７】例１０および２０を１０３８℃に２時間保
持し、空冷し、７６０℃に１６時間保持し、次いで、空
冷した。
持し、空冷し、７６０℃に１６時間保持し、次いで、空
冷した。
【００２８】合金Ｘを１０３８℃に１時間保持し、空冷
し、７７４℃に８時間保持し、６２１℃に炉冷却し、８
時間保持し、次いで、空冷した。
し、７７４℃に８時間保持し、６２１℃に炉冷却し、８
時間保持し、次いで、空冷した。
【００２９】合金Ｙを１０６６℃に１時間保持し、空冷
し、７６０℃に１０時間保持し、６２１℃に炉冷却し、
７６０℃での時間および炉冷却時間を含めた合計時間２
０時間保持した。
し、７６０℃に１０時間保持し、６２１℃に炉冷却し、
７６０℃での時間および炉冷却時間を含めた合計時間２
０時間保持した。
【００３０】静的酸化質量増加は、合金試験片を空気中
で７０４℃で５０４時間加熱することからなる試験の結
果としてｍｇ／ｃｍ２ 単位で測定した。試験を合金Ｘ
について、そして例１０および２０と同様であるがそれ
ぞれアルミニウム２．５％および４％を含有する２種の
合金について実施した。合金Ｘは、最小質量増加７．１
ｍｇ／ｃｍ２ を有し且つ大規模に剥離した重質多孔性
非保護酸化物を生成した。本発明のすべての合金は、堅
く接着する薄い非剥離保護酸化物（質量増加１．０ｍｇ
／ｃｍ２ 未満）を有していた。約５％よりも多いＡｌ
が動的酸素脆化抵抗性に必要であるが、良好な一般的な
耐酸化性のためには、合金は、２％よりも多いＡｌを含
有することだけが必要である。
で７０４℃で５０４時間加熱することからなる試験の結
果としてｍｇ／ｃｍ２ 単位で測定した。試験を合金Ｘ
について、そして例１０および２０と同様であるがそれ
ぞれアルミニウム２．５％および４％を含有する２種の
合金について実施した。合金Ｘは、最小質量増加７．１
ｍｇ／ｃｍ２ を有し且つ大規模に剥離した重質多孔性
非保護酸化物を生成した。本発明のすべての合金は、堅
く接着する薄い非剥離保護酸化物（質量増加１．０ｍｇ
／ｃｍ２ 未満）を有していた。約５％よりも多いＡｌ
が動的酸素脆化抵抗性に必要であるが、良好な一般的な
耐酸化性のためには、合金は、２％よりも多いＡｌを含
有することだけが必要である。
【００３１】表ＩＶに示す特性は、そこに示すような各
種の粒度のためである。ＡＳＴＭＮｏ．８の均一な微細
粒度（平均粒径０．０２２ｍｍ）を有する合金について
の対応特性を表Ｖに示す。
種の粒度のためである。ＡＳＴＭＮｏ．８の均一な微細
粒度（平均粒径０．０２２ｍｍ）を有する合金について
の対応特性を表Ｖに示す。
【００３２】
表Ｖ性質
例２０ 例１２
合金Ｘ 合金Ｙ室温引張 Ｙ．Ｓ．（ＭＰａ） １１１０
１１８５ １０３４
１２０６Ｕ．Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ） １
４７５ １５４４ １３１０
１３７９Ｅｌ．％
１７ １８
１５ ２０Ｒ．Ａ．％
３６
３２ ３７
３９７６０℃引張（空気中） Ｙ．Ｓ．（ＭＰａ） ７７２
７１０ ５１７
７９３Ｕ．Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ）
８０７ ８４８ ６２０
８２７Ｅｌ．％
４１ ４３
３０ ３３Ｒ．Ａ．％
８５
８３ ８５ Ｎ．
Ａ．５１０ＭＰａでの６４９℃ 破壊 （空気中） 寿命（ｈｒ）
１７０ ４５６ ９０
３０００Ｅｌ．（％）
３７ ２３
１０ Ｎ．Ａ．Ｒ．Ａ．（％）
５２
４０ １２ Ｎ．Ａ．
４２７℃でのＣＯＥ １０
．４ １０．４ ７．９
１４．０密度 ｇ／ｃｃ
７．７２ ７．７７
８．２７ ８．２１ モジュラ
ス（ＧＰａ） １７２．４
１７２．４ １５８．６ ２００
．０酸化物質量増加（ｍｇ／ｃｍ２ ）
１．０ １．０ ７．１
０．５ ７６０℃で引張試験する時には、表ＩＩに示し且つ例１
０および２０の場合に記載のように熱処理した本発明の
合金は、最終引張強さ約７９０〜９００ＭＰａ、降伏強
さ７２５〜７９０ＭＰａ、伸び４０％まで、および断面
収縮率８８％までを示す。本発明の合金の同様に熱処理
した例を応力破壊において６４９℃で５１０ＭＰａ荷重
で試験する時には、破壊に対する寿命は、アルミニウム
含量が増大するにつれてアルミニウム４％で大体０．０
１時間からアルミニウム６％で１００〜２００時間まで
増大する。高温では、伸びおよび断面収縮率は、動的酸
素脆化の減少のため、同時に値が増大すると信じられる
。 また、伸びおよび断面収縮率は、アルミニウム含量が約
５％から６％に増大するにつれて値が増大するらしい。 応力破壊性の最良の組み合わせのためには、ニオブ約３
％およびチタン１．３〜２．０％を含有する本発明の合
金のアルミニウム含量を約５％〜６％または６．５％の
範囲内に維持することが有利である。同じ熱処理での同
じ合金中のアルミニウム含量の比較的少しの効果が、室
温引張試験において観察される。室温強度は、アルミニ
ウム約４．８％で可能な低い異常を有する増大されたア
ルミニウムの場合に小さい程度で徐々に増大する。室温
伸びおよび断面収縮率ｖｓアルミニウム含量曲線は、本
質上平らである。
表Ｖ性質
例２０ 例１２
合金Ｘ 合金Ｙ室温引張 Ｙ．Ｓ．（ＭＰａ） １１１０
１１８５ １０３４
１２０６Ｕ．Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ） １
４７５ １５４４ １３１０
１３７９Ｅｌ．％
１７ １８
１５ ２０Ｒ．Ａ．％
３６
３２ ３７
３９７６０℃引張（空気中） Ｙ．Ｓ．（ＭＰａ） ７７２
７１０ ５１７
７９３Ｕ．Ｔ．Ｓ．（ＭＰａ）
８０７ ８４８ ６２０
８２７Ｅｌ．％
４１ ４３
３０ ３３Ｒ．Ａ．％
８５
８３ ８５ Ｎ．
Ａ．５１０ＭＰａでの６４９℃ 破壊 （空気中） 寿命（ｈｒ）
１７０ ４５６ ９０
３０００Ｅｌ．（％）
３７ ２３
１０ Ｎ．Ａ．Ｒ．Ａ．（％）
５２
４０ １２ Ｎ．Ａ．
４２７℃でのＣＯＥ １０
．４ １０．４ ７．９
１４．０密度 ｇ／ｃｃ
７．７２ ７．７７
８．２７ ８．２１ モジュラ
ス（ＧＰａ） １７２．４
１７２．４ １５８．６ ２００
．０酸化物質量増加（ｍｇ／ｃｍ２ ）
１．０ １．０ ７．１
０．５ ７６０℃で引張試験する時には、表ＩＩに示し且つ例１
０および２０の場合に記載のように熱処理した本発明の
合金は、最終引張強さ約７９０〜９００ＭＰａ、降伏強
さ７２５〜７９０ＭＰａ、伸び４０％まで、および断面
収縮率８８％までを示す。本発明の合金の同様に熱処理
した例を応力破壊において６４９℃で５１０ＭＰａ荷重
で試験する時には、破壊に対する寿命は、アルミニウム
含量が増大するにつれてアルミニウム４％で大体０．０
１時間からアルミニウム６％で１００〜２００時間まで
増大する。高温では、伸びおよび断面収縮率は、動的酸
素脆化の減少のため、同時に値が増大すると信じられる
。 また、伸びおよび断面収縮率は、アルミニウム含量が約
５％から６％に増大するにつれて値が増大するらしい。 応力破壊性の最良の組み合わせのためには、ニオブ約３
％およびチタン１．３〜２．０％を含有する本発明の合
金のアルミニウム含量を約５％〜６％または６．５％の
範囲内に維持することが有利である。同じ熱処理での同
じ合金中のアルミニウム含量の比較的少しの効果が、室
温引張試験において観察される。室温強度は、アルミニ
ウム約４．８％で可能な低い異常を有する増大されたア
ルミニウムの場合に小さい程度で徐々に増大する。室温
伸びおよび断面収縮率ｖｓアルミニウム含量曲線は、本
質上平らである。
【００３３】温度７６０℃および６４９℃での応力促進
粒界酸化に対する抵抗性を与えることに関する本発明の
合金の利点は、図面の図１〜図３に劇的に図示する。一
連の９種の合金を表ＩＩＩ に示す合金例の製法と実質
上同一の方法で調製した。これらの９種の合金組成（重
量％、残部は鉄）を表ＶＩに示す。
粒界酸化に対する抵抗性を与えることに関する本発明の
合金の利点は、図面の図１〜図３に劇的に図示する。一
連の９種の合金を表ＩＩＩ に示す合金例の製法と実質
上同一の方法で調製した。これらの９種の合金組成（重
量％、残部は鉄）を表ＶＩに示す。
【００３４】
表ＶＩ合金Ｎｏ． Ｃ Ｍ
ｎ Ｓｉ Ｃｕ Ｎｉ Ｃｒ
Ａｌ Ｔｉ Ｃｏ Ｍｏ Ｎｂ
Ｂ Ａ ０．０２ ０．０８ ０．４７
０．１ ４１．９６ ０．１２ ２．６４ １．１４
１８．０２ ０．０１ ２．１７ ０．００６ 例
１ ０．０２ ０．０７ ０．５０ ０．１ ４１
．８６ ０．１１ ４．２２ ２．０７ １８．１０
０．０１ ３．１８ ０．００６ 例２ ０．０１
０．１０ ０．２１ ０．１ ４２．０８ ０．１
２ ４．８４ １．４６ １８．０９ ０．０２ ２．
８６ ０．００６ 例３ ０．０１ ０．１１ ０
．２０ ０．１ ４２．０１ ０．１２ ５．１１
１．４６ １８．０５ ０．０１ ３．０２ ０．００
７ 例４ ０．０１ ０．１０ ０．１９ ０．１
１ ４１．９９ ０．１１ ５．３９ １．５３ １８
．０５ ０．０１ ３．０５ ０．００７ 例５
０．０１ ０．１１ ０．１９ ０．１１ ４１．９９
０．１２ ５．６１ １．５２ １８．０４ ０．０
１ ３．０３ ０．００８ 例６ ０．０１ ０．
１１ ０．２１ ０．１１ ４２．１５ ０．１１ ５
．８２ １．４８ １８．０４ ０．０１ ３．０４
０．００８ 例７ ０．０１ ０．１１ ０．２０
０．１１ ４２．０５ ０．１１ ６．０５ １．５
２ １８．０８ ０．０１ ３．０３ ０．００７
例８ ０．０１ ０．１１ ０．２０ ０．１０ ４
１．９５ ０．１１ ６．３７ １．５２ １８．０７
０．０１ ３．０２ ０．００８ 室温で引張状態
で試験する時に（焼鈍し、７５０℃に１６時間保持し、
空冷することから生ずる状態において）、表ＶＩ中のす
べての合金は、最終引張強さ約１２７５〜１６５５ＭＰ
ａ、０．２％降伏強さ９６５〜１１３８ＭＰａ、伸び約
３０〜４０％および断面収縮率約３０〜４５％を示した
。アルミニウムが増大するにつれて強度の増大および断
面収縮率によって測定した時にわずかに低下する延性の
或る傾向があった。しかしながら、７６０℃で引張状態
で試験する時には、図面の図１にプロットした結果が、
得られた。この図は、試験温度において、合金のアルミ
ニウム含量が約４％を超える時には、合金の強度が本質
上同じままであるとしても、伸び値および断面収縮率値
が顕著に増大することを示す。図面の図２および図３は
、図１にプロットした驚異的な現象を確認する。図２は
、表ＶＩに示す合金の組み合わせ平滑棒ノッチ試験片（
ＫＴ ３．６）を使用して空気中で６４９℃における応
力破壊試験の破壊に対する寿命の結果を示す。アルミニ
ウム約５％以下を含有する合金は、ノッチにおいて６分
以内で破損する一方、アルミニウム約５％以上を含有す
る合金は、平滑な棒破損を示し且つ破壊に対する寿命約
１００時間以上を有していた。応力破壊試験片の伸びお
よび断面収縮率を詳述する図３のコンパニオンプロット
は、６４９℃においては、アルミニウム５％未満を含有
する表ＶＩの合金が応力促進粒界酸化型破損を受けやす
いことを明示する一方、５％よりも多いアルミニウムを
含有する合金は、３０％を超える伸びおよび大体４０％
を超える断面収縮率を示す。
表ＶＩ合金Ｎｏ． Ｃ Ｍ
ｎ Ｓｉ Ｃｕ Ｎｉ Ｃｒ
Ａｌ Ｔｉ Ｃｏ Ｍｏ Ｎｂ
Ｂ Ａ ０．０２ ０．０８ ０．４７
０．１ ４１．９６ ０．１２ ２．６４ １．１４
１８．０２ ０．０１ ２．１７ ０．００６ 例
１ ０．０２ ０．０７ ０．５０ ０．１ ４１
．８６ ０．１１ ４．２２ ２．０７ １８．１０
０．０１ ３．１８ ０．００６ 例２ ０．０１
０．１０ ０．２１ ０．１ ４２．０８ ０．１
２ ４．８４ １．４６ １８．０９ ０．０２ ２．
８６ ０．００６ 例３ ０．０１ ０．１１ ０
．２０ ０．１ ４２．０１ ０．１２ ５．１１
１．４６ １８．０５ ０．０１ ３．０２ ０．００
７ 例４ ０．０１ ０．１０ ０．１９ ０．１
１ ４１．９９ ０．１１ ５．３９ １．５３ １８
．０５ ０．０１ ３．０５ ０．００７ 例５
０．０１ ０．１１ ０．１９ ０．１１ ４１．９９
０．１２ ５．６１ １．５２ １８．０４ ０．０
１ ３．０３ ０．００８ 例６ ０．０１ ０．
１１ ０．２１ ０．１１ ４２．１５ ０．１１ ５
．８２ １．４８ １８．０４ ０．０１ ３．０４
０．００８ 例７ ０．０１ ０．１１ ０．２０
０．１１ ４２．０５ ０．１１ ６．０５ １．５
２ １８．０８ ０．０１ ３．０３ ０．００７
例８ ０．０１ ０．１１ ０．２０ ０．１０ ４
１．９５ ０．１１ ６．３７ １．５２ １８．０７
０．０１ ３．０２ ０．００８ 室温で引張状態
で試験する時に（焼鈍し、７５０℃に１６時間保持し、
空冷することから生ずる状態において）、表ＶＩ中のす
べての合金は、最終引張強さ約１２７５〜１６５５ＭＰ
ａ、０．２％降伏強さ９６５〜１１３８ＭＰａ、伸び約
３０〜４０％および断面収縮率約３０〜４５％を示した
。アルミニウムが増大するにつれて強度の増大および断
面収縮率によって測定した時にわずかに低下する延性の
或る傾向があった。しかしながら、７６０℃で引張状態
で試験する時には、図面の図１にプロットした結果が、
得られた。この図は、試験温度において、合金のアルミ
ニウム含量が約４％を超える時には、合金の強度が本質
上同じままであるとしても、伸び値および断面収縮率値
が顕著に増大することを示す。図面の図２および図３は
、図１にプロットした驚異的な現象を確認する。図２は
、表ＶＩに示す合金の組み合わせ平滑棒ノッチ試験片（
ＫＴ ３．６）を使用して空気中で６４９℃における応
力破壊試験の破壊に対する寿命の結果を示す。アルミニ
ウム約５％以下を含有する合金は、ノッチにおいて６分
以内で破損する一方、アルミニウム約５％以上を含有す
る合金は、平滑な棒破損を示し且つ破壊に対する寿命約
１００時間以上を有していた。応力破壊試験片の伸びお
よび断面収縮率を詳述する図３のコンパニオンプロット
は、６４９℃においては、アルミニウム５％未満を含有
する表ＶＩの合金が応力促進粒界酸化型破損を受けやす
いことを明示する一方、５％よりも多いアルミニウムを
含有する合金は、３０％を超える伸びおよび大体４０％
を超える断面収縮率を示す。
【００３５】４２７℃および５９３℃における熱膨張係
数ｖｓアルミニウム含量のプロットは、アルミニウムが
前記のように増大するにつれてささやかな上昇のみを示
す。アルミニウム４％〜７．５％の範囲内においては、
本発明の合金の変曲温度は、３７１℃と３８５℃との間
で比較的一定のままである。
数ｖｓアルミニウム含量のプロットは、アルミニウムが
前記のように増大するにつれてささやかな上昇のみを示
す。アルミニウム４％〜７．５％の範囲内においては、
本発明の合金の変曲温度は、３７１℃と３８５℃との間
で比較的一定のままである。
【００３６】約５％よりも多いアルミニウムを含有する
本発明の合金は、現時点においては完全には理解されて
いない二重またはより複雑な構造を示す。Ａｌ約５％以
下を有し且つ１０３８℃で焼鈍した後に７６０℃で等温
処理した材料の光学的微細構造は、普通のニッケル基ス
ーパーアロイのものと同様であり且つ若干の粒界析出物
と一緒に析出相を含有する単成分粗粒マトリックスを有
する。しかしながら、同じ熱処理が施されたＡｌ約５％
以上を含有する本発明の材料は、非常に微細な粒界析出
を含めて二重またはより複雑な微細構造を有する。第二
成分および増大された粒界析出の外観は、酸素脆化に対
する材料の抵抗性と一致するので、有意である。
本発明の合金は、現時点においては完全には理解されて
いない二重またはより複雑な構造を示す。Ａｌ約５％以
下を有し且つ１０３８℃で焼鈍した後に７６０℃で等温
処理した材料の光学的微細構造は、普通のニッケル基ス
ーパーアロイのものと同様であり且つ若干の粒界析出物
と一緒に析出相を含有する単成分粗粒マトリックスを有
する。しかしながら、同じ熱処理が施されたＡｌ約５％
以上を含有する本発明の材料は、非常に微細な粒界析出
を含めて二重またはより複雑な微細構造を有する。第二
成分および増大された粒界析出の外観は、酸素脆化に対
する材料の抵抗性と一致するので、有意である。
【００３７】図面の図４および図５は、本発明の典型的
な合金の構造を示す。アルミニウム約５％以上を含有す
る合金試験片の予備Ｘ線回折分析は、第一成分が面心立
方であることを示す。図５は、取る相が面心立方相内に
析出されたγプライム（Ｎｉ３ Ａｌ）であることを示
す。例３の半定量的走査電子顕微鏡測定分析は、第二成
分がアルミニウムが有意に富んであることを示した。ま
た、この分析は、第二成分がバルク組成および第一成分
の組成と比較してニッケルおよびチタンが若干富んでお
り且つ鉄およびニオブが減少していることを示した。Ｃ
ｏおよびＴｉの役割を包含する若干の仮定を施した発表
されたＮｉ−Ｆｅ−Ａｌ状態図の評価は、第二成分がｂ
ｃｃ相であるべきであることを示唆する。Ｘ線回折およ
び電子回折検査は、ｂｃｃ相が室温でＢ２構造を有する
ことを示唆する。構造中の鉄の存在は、Ｆｅ３ Ａｌを
ベースとする他の種類の規則化が可能であろうことを示
唆する。
な合金の構造を示す。アルミニウム約５％以上を含有す
る合金試験片の予備Ｘ線回折分析は、第一成分が面心立
方であることを示す。図５は、取る相が面心立方相内に
析出されたγプライム（Ｎｉ３ Ａｌ）であることを示
す。例３の半定量的走査電子顕微鏡測定分析は、第二成
分がアルミニウムが有意に富んであることを示した。ま
た、この分析は、第二成分がバルク組成および第一成分
の組成と比較してニッケルおよびチタンが若干富んでお
り且つ鉄およびニオブが減少していることを示した。Ｃ
ｏおよびＴｉの役割を包含する若干の仮定を施した発表
されたＮｉ−Ｆｅ−Ａｌ状態図の評価は、第二成分がｂ
ｃｃ相であるべきであることを示唆する。Ｘ線回折およ
び電子回折検査は、ｂｃｃ相が室温でＢ２構造を有する
ことを示唆する。構造中の鉄の存在は、Ｆｅ３ Ａｌを
ベースとする他の種類の規則化が可能であろうことを示
唆する。
【００３８】微細構造は、このように極めて複雑である
。しかしながら、酸素脆化抵抗性の発現に関して有意ら
しい。更に、これらの合金における第二成分の発現は、
熱間加工性を改善するのを助長し且つ事実鋳造鍛錬高ア
ルミニウム含有ニッケル−コバルト−鉄合金の熱間加工
性に必要であることがあると信じられる。
。しかしながら、酸素脆化抵抗性の発現に関して有意ら
しい。更に、これらの合金における第二成分の発現は、
熱間加工性を改善するのを助長し且つ事実鋳造鍛錬高ア
ルミニウム含有ニッケル−コバルト−鉄合金の熱間加工
性に必要であることがあると信じられる。
【００３９】本発明の合金の顕著な特徴は、合金が粒粗
大化なしに１０３８℃付近の温度で少なくとも２時間焼
鈍できることである。アルミニウムをほとんどまたは何
も含有しない表面上同様の合金、例えば、合金Ｘ粒は、
表ＩＶに報告のように１０３８℃で１時間程度の短い時
間で有意に粗大化する。このように、本発明の合金は、
高温ロウ付けサイクルおよび比較的安価なロウ付け合金
で作られたロウ付け構造で使用できる。
大化なしに１０３８℃付近の温度で少なくとも２時間焼
鈍できることである。アルミニウムをほとんどまたは何
も含有しない表面上同様の合金、例えば、合金Ｘ粒は、
表ＩＶに報告のように１０３８℃で１時間程度の短い時
間で有意に粗大化する。このように、本発明の合金は、
高温ロウ付けサイクルおよび比較的安価なロウ付け合金
で作られたロウ付け構造で使用できる。
【００４０】本発明の合金は、前記金属および粒界相に
加えて、約２重量％までのイットリア、ランタナ、セリ
ア、アルミナからなる極微小分散酸化物相または機械的
合金化および熱加工によって通常製造されるように、イ
ットリウム−アルミニウムガーネットなどのイットリア
−アルミナ相を含有できる。また、本発明の合金は、Ｂ
ｅ、Ｂ４ Ｃ、ＢＮ、Ｃ、ＳｉＣ、Ｓｉ３ Ｎ、ＴｉＢ
２ 、ＴｉＮ、Ｗ、ＷＣ、ＺｒＢ２ 、ＺｒＣなどの分
散質を含有してもよい。機械的合金化によって調製した
合金組成物の特定の例は、ニッケル４２．５８％、アル
ミニウム５．８７％、コバルト１７．１４％、チタン１
．７３％、ニオブ２．７８％、炭素０．０４％、Ｙ２
Ｏ３ （それ自体またはＹ２ Ｏ３ を含有する酸化物
）としてのイットリウム０．３７％、酸素０．６１％か
らなり、残部は本質上鉄である。圧粉し、焼結し、熱間
加工し、焼鈍し、７６０℃に保持した後、この合金は、
組み合わされた平滑なノッチ棒の試験に基づく表ＶＩＩ
に示す機械的特性を示した。
加えて、約２重量％までのイットリア、ランタナ、セリ
ア、アルミナからなる極微小分散酸化物相または機械的
合金化および熱加工によって通常製造されるように、イ
ットリウム−アルミニウムガーネットなどのイットリア
−アルミナ相を含有できる。また、本発明の合金は、Ｂ
ｅ、Ｂ４ Ｃ、ＢＮ、Ｃ、ＳｉＣ、Ｓｉ３ Ｎ、ＴｉＢ
２ 、ＴｉＮ、Ｗ、ＷＣ、ＺｒＢ２ 、ＺｒＣなどの分
散質を含有してもよい。機械的合金化によって調製した
合金組成物の特定の例は、ニッケル４２．５８％、アル
ミニウム５．８７％、コバルト１７．１４％、チタン１
．７３％、ニオブ２．７８％、炭素０．０４％、Ｙ２
Ｏ３ （それ自体またはＹ２ Ｏ３ を含有する酸化物
）としてのイットリウム０．３７％、酸素０．６１％か
らなり、残部は本質上鉄である。圧粉し、焼結し、熱間
加工し、焼鈍し、７６０℃に保持した後、この合金は、
組み合わされた平滑なノッチ棒の試験に基づく表ＶＩＩ
に示す機械的特性を示した。
【００４１】
表ＶＩＩ
５１０ＭＰａでの６４９℃応力破壊（空気中）
寿命（
ｈｒ）８５９．５
ノッチで破損
２４１ＭＰａでの７６０℃応力破壊（
空気中）
寿命（ｈｒ）３０７．４
ノッチで
破損本発明の合金のニオブ含量は、実質的意義を有する
ことがある。本発明の合金のニオブ含量は、最も有利に
は、２．５〜４重量％の範囲内であり、そして６４９℃
での比較的低い延性が許容できるならば、ニオブ含量は
、チタン含量に応じて１．５〜４％または６％の範囲内
であることができる。図６および図７は、表ＩＩＩ に
示すような例１２および２０を含めて一連の合金に基づ
く。図６は、空気中で５１０ＭＰａの荷重下で６４９℃
での応力破壊において、ニオブ２．５％以上を含有する
本発明の合金の試料は、少なくとも約１００時間続くの
と同時に、伸び少なくとも約２３％および断面収縮率４
０％を示した。伸びおよび断面収縮率に関する延性は、
約３％（例２０）で最大限であるらしく、破壊に対する
寿命は１００時間をはるかに超える。当業者は、図６中
、ニオブが増大するにつれての破壊に対する寿命の増大
が本質上線形であるらしいが、破壊寿命スクールが対数
であり、ニオブ３％における破壊に対する寿命が無ニオ
ブ合金によって示される破壊に対する寿命よりも大体２
桁大きいことを認識するであろう。
表ＶＩＩ
５１０ＭＰａでの６４９℃応力破壊（空気中）
寿命（
ｈｒ）８５９．５
ノッチで破損
２４１ＭＰａでの７６０℃応力破壊（
空気中）
寿命（ｈｒ）３０７．４
ノッチで
破損本発明の合金のニオブ含量は、実質的意義を有する
ことがある。本発明の合金のニオブ含量は、最も有利に
は、２．５〜４重量％の範囲内であり、そして６４９℃
での比較的低い延性が許容できるならば、ニオブ含量は
、チタン含量に応じて１．５〜４％または６％の範囲内
であることができる。図６および図７は、表ＩＩＩ に
示すような例１２および２０を含めて一連の合金に基づ
く。図６は、空気中で５１０ＭＰａの荷重下で６４９℃
での応力破壊において、ニオブ２．５％以上を含有する
本発明の合金の試料は、少なくとも約１００時間続くの
と同時に、伸び少なくとも約２３％および断面収縮率４
０％を示した。伸びおよび断面収縮率に関する延性は、
約３％（例２０）で最大限であるらしく、破壊に対する
寿命は１００時間をはるかに超える。当業者は、図６中
、ニオブが増大するにつれての破壊に対する寿命の増大
が本質上線形であるらしいが、破壊寿命スクールが対数
であり、ニオブ３％における破壊に対する寿命が無ニオ
ブ合金によって示される破壊に対する寿命よりも大体２
桁大きいことを認識するであろう。
【００４２】多量のアルミニウム、例えば、約６％以上
のアルミニウムを含有し且つ通常の溶融および鋳造によ
って調製される本発明の合金は、第二成分が熱処理によ
って固体マトリックスに可溶化できないような量且つ形
状で第二成分を鋳造したままの形態で含有する。このよ
うな多量のアルミニウムを含有する本発明の合金から製
造される加工構造物は、しばしば、マトリックスと第二
成分との間の熱間加工特性の差のため、異方性機械的性
質を示す。異方性機械的特性の存在が加工合金構造物で
望ましくない状況においては、本発明の合金のアルミニ
ウム含量を約６％以下、例えば、約４．３〜約６％の範
囲内、最も有利には４．８〜５．８％の範囲内に維持す
ることが有利である。アルミニウム含量５．０〜６．２
％を有する多数の合金例を表ＶＩＩＩに示す。表ＶＩＩ
Ｉの合金の各々を表ＩＩＩ の例の場合に記載したのと
同じ方法で調製した。
のアルミニウムを含有し且つ通常の溶融および鋳造によ
って調製される本発明の合金は、第二成分が熱処理によ
って固体マトリックスに可溶化できないような量且つ形
状で第二成分を鋳造したままの形態で含有する。このよ
うな多量のアルミニウムを含有する本発明の合金から製
造される加工構造物は、しばしば、マトリックスと第二
成分との間の熱間加工特性の差のため、異方性機械的性
質を示す。異方性機械的特性の存在が加工合金構造物で
望ましくない状況においては、本発明の合金のアルミニ
ウム含量を約６％以下、例えば、約４．３〜約６％の範
囲内、最も有利には４．８〜５．８％の範囲内に維持す
ることが有利である。アルミニウム含量５．０〜６．２
％を有する多数の合金例を表ＶＩＩＩに示す。表ＶＩＩ
Ｉの合金の各々を表ＩＩＩ の例の場合に記載したのと
同じ方法で調製した。
【００４３】
表ＶＩＩＩ例Ｎｏ． Ｃ Ｆｅ
Ｎｉ Ｃｒ Ａｌ Ｔｉ Ｎｂ Ｃｏ
Ｂ Ｍｏ２３ ０．０１２ ２４
．８０ ３４．１４ ０．１０１ ５．４０ １
．４０ ３．００ ３１．２５ ０．００８２
−− ２４ ０．０１１ ２９．７３ ３
４．１９ ０．１０６ ５．４４ １．３９
２．９９ ２６．２６ ０．００５４ −−
２５ ０．０１３ ３４．５２ ３４．１３
０．１１７ ５．３７ １．４０ ３．０２
２１．３０ ０．００７０ −− ２６
０．００８６ ３０．１４ ３６．８８ ０．１１３
５．４２ １．３８ ３．０１ ２３．０４
０．００２７ −− ２７ ０．０１２
２５．０６ ３９．６９ ０．１０９ ５．４５
１．４１ ２．９９ ２４．９４ ０．００７
３ −− ２８ ０．００９８ ２９．７３
４０．１０ ０．１１１ ５．４２ １．３９
２．９９ ２０．３４ ０．００８５ −−
２９ ０．０１１ ３４．６３ ４０．０２
０．１０３ ５．５０ １．４１ ２．９９
１５．３５ ０．００７９ −− ３０
０．０２２ ２９．６３ ３４．１０ ０．１１
３ ５．３８ ０．８４ １．５４ ２８．
３３ ０．００７６ −− ３１ ０．０１
１ ２９．７８ ３４．１１ ０．１１３ ５
．３７ ０．２２ １．５４ ２８．９１ ０．
００８２ −− ３２ ０．００９５ ２９
．６５ ３４．０８ ０．１３０ ５．３４ １．
３７ ０．０８１ ２９．１９ ０．００８２
−− ３３ ０．０１５ ２９．７２ ３４
．０４ ０．１３９ ５．３６ ０．８７ ０
．０２６ ２９．７１ ０．００８６ −−
３４ ０．００５９ ２９．６４ ３４．０９ ０．
１２３ ５．２８ ０．２３ ０．０３１ ３０
．５７ ０．００９１ −− ３５ ０．０
０７３ ３０．０９ ３４．０３ ０．１０７ ５．
３９ １．４０ ２．９３ ２６．１２ ０．０
０８５ −− ３６ ０．０１０ ３０
．０５ ３３．８６ ０．１１０ ５．３８ ０
．８４ ２．９９ ２６．７８ ０．００８７
−− ３７ ０．０１０ ２９．３６ ３
４．３１ ０．１５３ ５．２６ ０．２６
３．００ ２７．７５ ０．００８３ −−
３８ ０．００７０ ２９．９９ ３３．９９ ０
．１１２ ５．４０ １．３９ １．５６ ２
７．６５ ０．００８１ −− ３９ ０．
０１１ ２９．３０ ３５．５３ ０．００６２
６．１２ １．４８ ２．９４ ２４．５７
０．００７９ ０．００３ ４０ ０．０１１
２６．８４ ３５．１９ ０．００４４ ６．１４
１．５２ ２．９４ ２５．０７ ０．００７
６ ２．０１ ４１ ０．００９８ ２４．６１
３５．２４ ０．００８２ ６．１４ １．４９
２．９５ ２５．１６ ０．００６７ ４．０２
４２ ０．０１１ ２６．７９ ３５．２１
１．９０ ６．１１ １．５６ ２．９６
２５．０６ ０．００７７ ０．２４ ４３
０．０１２ ２５．１３ ３５．０９ ２．０１
６．１１ １．５３ ２．９４ ２５．
０２ ０．００７０ １．９２ ４４ ０．０１
０ ２２．８６ ３５．１７ ２．０１ ６
．１１ １．４９ ２．９３ ２５．０８ ０．
００８１ ４．０３ ４５ ０．００９９ ２４
．８６ ３５．２４ ４．１０ ６．１１ １．
５２ ２．９３ ２５．０２ ０．００７７ ０
．１５ ４６ ０．０１３ ２２．９３ ３５
．１７ ４．１９ ６．０４ １．４９ ２
．９２ ２５．１３ ０．００７０ １．９２
４７ ０．０１４ ２０．９５ ３５．０８ ４
．１５ ６．１５ １．５２ ２．９２
２５．０４ ０．００８４ ３．９２ 註：例２３
〜４７のすべてはマンガン０．０１〜０．１ ％、ケイ
素０．１０〜０．１３％および銅０．１０〜０．１５％
を含有。例２３〜２９の場合のみに報告の硫黄は、０．
００６ ％未満。
表ＶＩＩＩ例Ｎｏ． Ｃ Ｆｅ
Ｎｉ Ｃｒ Ａｌ Ｔｉ Ｎｂ Ｃｏ
Ｂ Ｍｏ２３ ０．０１２ ２４
．８０ ３４．１４ ０．１０１ ５．４０ １
．４０ ３．００ ３１．２５ ０．００８２
−− ２４ ０．０１１ ２９．７３ ３
４．１９ ０．１０６ ５．４４ １．３９
２．９９ ２６．２６ ０．００５４ −−
２５ ０．０１３ ３４．５２ ３４．１３
０．１１７ ５．３７ １．４０ ３．０２
２１．３０ ０．００７０ −− ２６
０．００８６ ３０．１４ ３６．８８ ０．１１３
５．４２ １．３８ ３．０１ ２３．０４
０．００２７ −− ２７ ０．０１２
２５．０６ ３９．６９ ０．１０９ ５．４５
１．４１ ２．９９ ２４．９４ ０．００７
３ −− ２８ ０．００９８ ２９．７３
４０．１０ ０．１１１ ５．４２ １．３９
２．９９ ２０．３４ ０．００８５ −−
２９ ０．０１１ ３４．６３ ４０．０２
０．１０３ ５．５０ １．４１ ２．９９
１５．３５ ０．００７９ −− ３０
０．０２２ ２９．６３ ３４．１０ ０．１１
３ ５．３８ ０．８４ １．５４ ２８．
３３ ０．００７６ −− ３１ ０．０１
１ ２９．７８ ３４．１１ ０．１１３ ５
．３７ ０．２２ １．５４ ２８．９１ ０．
００８２ −− ３２ ０．００９５ ２９
．６５ ３４．０８ ０．１３０ ５．３４ １．
３７ ０．０８１ ２９．１９ ０．００８２
−− ３３ ０．０１５ ２９．７２ ３４
．０４ ０．１３９ ５．３６ ０．８７ ０
．０２６ ２９．７１ ０．００８６ −−
３４ ０．００５９ ２９．６４ ３４．０９ ０．
１２３ ５．２８ ０．２３ ０．０３１ ３０
．５７ ０．００９１ −− ３５ ０．０
０７３ ３０．０９ ３４．０３ ０．１０７ ５．
３９ １．４０ ２．９３ ２６．１２ ０．０
０８５ −− ３６ ０．０１０ ３０
．０５ ３３．８６ ０．１１０ ５．３８ ０
．８４ ２．９９ ２６．７８ ０．００８７
−− ３７ ０．０１０ ２９．３６ ３
４．３１ ０．１５３ ５．２６ ０．２６
３．００ ２７．７５ ０．００８３ −−
３８ ０．００７０ ２９．９９ ３３．９９ ０
．１１２ ５．４０ １．３９ １．５６ ２
７．６５ ０．００８１ −− ３９ ０．
０１１ ２９．３０ ３５．５３ ０．００６２
６．１２ １．４８ ２．９４ ２４．５７
０．００７９ ０．００３ ４０ ０．０１１
２６．８４ ３５．１９ ０．００４４ ６．１４
１．５２ ２．９４ ２５．０７ ０．００７
６ ２．０１ ４１ ０．００９８ ２４．６１
３５．２４ ０．００８２ ６．１４ １．４９
２．９５ ２５．１６ ０．００６７ ４．０２
４２ ０．０１１ ２６．７９ ３５．２１
１．９０ ６．１１ １．５６ ２．９６
２５．０６ ０．００７７ ０．２４ ４３
０．０１２ ２５．１３ ３５．０９ ２．０１
６．１１ １．５３ ２．９４ ２５．
０２ ０．００７０ １．９２ ４４ ０．０１
０ ２２．８６ ３５．１７ ２．０１ ６
．１１ １．４９ ２．９３ ２５．０８ ０．
００８１ ４．０３ ４５ ０．００９９ ２４
．８６ ３５．２４ ４．１０ ６．１１ １．
５２ ２．９３ ２５．０２ ０．００７７ ０
．１５ ４６ ０．０１３ ２２．９３ ３５
．１７ ４．１９ ６．０４ １．４９ ２
．９２ ２５．１３ ０．００７０ １．９２
４７ ０．０１４ ２０．９５ ３５．０８ ４
．１５ ６．１５ １．５２ ２．９２
２５．０４ ０．００８４ ３．９２ 註：例２３
〜４７のすべてはマンガン０．０１〜０．１ ％、ケイ
素０．１０〜０．１３％および銅０．１０〜０．１５％
を含有。例２３〜２９の場合のみに報告の硫黄は、０．
００６ ％未満。
【００４４】表ＶＩＩＩの合金例を各種の方法で試験し
た。 例えば、例２３〜２９を室温で試験して、焼鈍および時
効処理および５９３℃で１００時間暴露の効果を示した
。７１８℃で８時間時効処理し、炉冷却し、６１２℃に
８時間保持した後に空冷する場合には、最良の結果は、
鉄約２５％およびコバルト２５％以上を含有する例２３
および２７の場合に得られることが見出された。例２３
は、時効前に９８２〜１０９３℃の範囲内で１時間焼鈍
した時に、有用な室温引張結果を与えた。例２９は、１
０３８〜１０９３℃のより狭い範囲内で１時間焼鈍した
時にのみ、時効し５９３℃で１００時間暴露した後に有
用な室温機械的性質を示した。表ＩＸは、例２３および
２７の場合に得られた室温引張データを示す。
た。 例えば、例２３〜２９を室温で試験して、焼鈍および時
効処理および５９３℃で１００時間暴露の効果を示した
。７１８℃で８時間時効処理し、炉冷却し、６１２℃に
８時間保持した後に空冷する場合には、最良の結果は、
鉄約２５％およびコバルト２５％以上を含有する例２３
および２７の場合に得られることが見出された。例２３
は、時効前に９８２〜１０９３℃の範囲内で１時間焼鈍
した時に、有用な室温引張結果を与えた。例２９は、１
０３８〜１０９３℃のより狭い範囲内で１時間焼鈍した
時にのみ、時効し５９３℃で１００時間暴露した後に有
用な室温機械的性質を示した。表ＩＸは、例２３および
２７の場合に得られた室温引張データを示す。
【００４５】
表ＩＸ
焼鈍し、時効し、５９３℃
焼鈍し時効したまま
で暴露したまま
焼鈍 Ｙ．Ｓ． Ｕ．Ｔ．
Ｓ． Ｅｌ． Ｒ．Ａ． Ｙ．Ｓ． Ｕ
．Ｔ．Ｓ． Ｅｌ． Ｒ．Ａ． 例Ｎｏ．
（℃） （ＭＰａ） （ＭＰａ） （％）
（％） （ＭＰａ） （ＭＰａ）
（％） （％） ２３ ９８２
１１９２ １５４４ １４ ２７
１２１３ １５８６ １０
１０ １０３８ １１６５
１５２４ １７ ３０ １
１５８ １５１７ ９ １４
１０９３ １１０３ １
４５５ １９ ３８ １１６５
１４４１ ６ ８ ２７
９８２ １２２７ １８０６
１３ １４ ★ ★
★ ★ １０３８
１１９３ １５５１ １７ ３９
１２９６ １６２０ １１
８ １０９３ ★
★ ★ ★ １１９３
１５８６ １１ １２ ★データの
欠如は、熱処理および暴露の条件下で、たとえあるにし
ても、引張試験片が糸に破壊したので、室温延性の欠如
を示す。
表ＩＸ
焼鈍し、時効し、５９３℃
焼鈍し時効したまま
で暴露したまま
焼鈍 Ｙ．Ｓ． Ｕ．Ｔ．
Ｓ． Ｅｌ． Ｒ．Ａ． Ｙ．Ｓ． Ｕ
．Ｔ．Ｓ． Ｅｌ． Ｒ．Ａ． 例Ｎｏ．
（℃） （ＭＰａ） （ＭＰａ） （％）
（％） （ＭＰａ） （ＭＰａ）
（％） （％） ２３ ９８２
１１９２ １５４４ １４ ２７
１２１３ １５８６ １０
１０ １０３８ １１６５
１５２４ １７ ３０ １
１５８ １５１７ ９ １４
１０９３ １１０３ １
４５５ １９ ３８ １１６５
１４４１ ６ ８ ２７
９８２ １２２７ １８０６
１３ １４ ★ ★
★ ★ １０３８
１１９３ １５５１ １７ ３９
１２９６ １６２０ １１
８ １０９３ ★
★ ★ ★ １１９３
１５８６ １１ １２ ★データの
欠如は、熱処理および暴露の条件下で、たとえあるにし
ても、引張試験片が糸に破壊したので、室温延性の欠如
を示す。
【００４６】一般に、例２３〜２９に関しては、コバル
ト約３０％以上を含有する合金は、明記の加工および試
験条件下で５９３℃暴露後に室温延性の欠如を示した。 鉄が約３０％を超える時には、５９３℃またはその付近
での暴露に対する安定性は、合金のコバルト含量を変え
ずにチタンを減少または除去することによって達成でき
ることが見出された。
ト約３０％以上を含有する合金は、明記の加工および試
験条件下で５９３℃暴露後に室温延性の欠如を示した。 鉄が約３０％を超える時には、５９３℃またはその付近
での暴露に対する安定性は、合金のコバルト含量を変え
ずにチタンを減少または除去することによって達成でき
ることが見出された。
【００４７】室温挙動と反対に、１０３８℃で焼鈍し７
６０℃で１６時間または７１８℃で８時間および６２１
℃で８時間（２段時効）または８９９℃で４時間時効し
た後７１８℃で８時間および６２１℃で８時間時効した
時に、合金２３〜２９は、６４９℃での引張において有
用な機械的特性を与えた。例えば、７６０℃で時効した
合金２５は、降伏強さ９２４ＭＰａ、最終引張強さ１１
６５ＭＰａおよび伸び２４％および断面収縮率５０％を
示した。
６０℃で１６時間または７１８℃で８時間および６２１
℃で８時間（２段時効）または８９９℃で４時間時効し
た後７１８℃で８時間および６２１℃で８時間時効した
時に、合金２３〜２９は、６４９℃での引張において有
用な機械的特性を与えた。例えば、７６０℃で時効した
合金２５は、降伏強さ９２４ＭＰａ、最終引張強さ１１
６５ＭＰａおよび伸び２４％および断面収縮率５０％を
示した。
【００４８】例３０および３８を調製して、焼鈍し時効
し５９３℃暴露した後に室温引張延性によって反映され
るような安定性に対するニオブおよびチタンの効果を研
究した。この研究は、ニオブの存在が５９３℃での１０
０時間暴露後の室温延性を維持する際に重要であるとい
う知見、およびチタンの存在が有害であるという知見を
生じた。表Ｘは、この点のデータを示す。
し５９３℃暴露した後に室温引張延性によって反映され
るような安定性に対するニオブおよびチタンの効果を研
究した。この研究は、ニオブの存在が５９３℃での１０
０時間暴露後の室温延性を維持する際に重要であるとい
う知見、およびチタンの存在が有害であるという知見を
生じた。表Ｘは、この点のデータを示す。
【００４９】
表Ｘ
室
温引張延性
例 公称 時効
したまま ５９３℃１００時間暴露後Ｎ
ｏ． Ｎｂ％ Ｔｉ％ Ｅｌ．％ Ｒ．Ａ．
％ Ｅｌ．％ Ｒ．Ａ．％３４ ０
０．２ ３２
４６ ５
３ ３１ １．５ ０．２
２５ ４９
１９ ４３ ３７
３ ０．２ ２４
４８ ２５
４７ ３３ ０ ０
．８ ２６ ４２
２ ５ ３
０ １．５ ０．８ ２３
４２ １８
３５ ３６ ３．０
０．８ １９ ３７
１１ １５
３５ ０ １．４ ２
３ ４１
２ ４ ３８ １．５
１．４ ２０
４０ １２
１５ ３２ ３ １．４
２５ ４０
１ ３ 表Ｘ中のデー
タは、鉄約３０％を含有し且つニオブを欠く各合金にお
いて、５９３℃での暴露後の室温引張伸びおよび断面収
縮率の激しい減少があることを示す。更に、５９３℃付
近の温度に暴露してもよい３０％よりも多い鉄を含有す
る本発明の合金の場合には、チタン含量が最大約０．５
％に限定すべきであるというように、ニオブの存在下に
おいてさえ、５９３℃での暴露後の室温延性がチタンが
増大するにつれて減少することを示す表Ｘに提示するデ
ータの傾向がある。６４９℃での例３０〜３８について
の追加の試験は、ニオブおよびチタン個々にまたは組み
合わせでの増大につれて強度の増大を示した。同様に、
チタンとニオブとの両方は個々にまたは組み合わせで合
金の熱膨張係数を低下する傾向がある。 鉄約２５％以下を含有する本発明の合金においては、チ
タンが５９３℃への暴露後の室温延性を減少するが、こ
れらの合金は、依然として延性のままである。対照的に
、鉄約３０％およびチタン約０．５％以上を含有する合
金は、５９３℃への暴露後の有用な室温延性を保持しな
い。
表Ｘ
室
温引張延性
例 公称 時効
したまま ５９３℃１００時間暴露後Ｎ
ｏ． Ｎｂ％ Ｔｉ％ Ｅｌ．％ Ｒ．Ａ．
％ Ｅｌ．％ Ｒ．Ａ．％３４ ０
０．２ ３２
４６ ５
３ ３１ １．５ ０．２
２５ ４９
１９ ４３ ３７
３ ０．２ ２４
４８ ２５
４７ ３３ ０ ０
．８ ２６ ４２
２ ５ ３
０ １．５ ０．８ ２３
４２ １８
３５ ３６ ３．０
０．８ １９ ３７
１１ １５
３５ ０ １．４ ２
３ ４１
２ ４ ３８ １．５
１．４ ２０
４０ １２
１５ ３２ ３ １．４
２５ ４０
１ ３ 表Ｘ中のデー
タは、鉄約３０％を含有し且つニオブを欠く各合金にお
いて、５９３℃での暴露後の室温引張伸びおよび断面収
縮率の激しい減少があることを示す。更に、５９３℃付
近の温度に暴露してもよい３０％よりも多い鉄を含有す
る本発明の合金の場合には、チタン含量が最大約０．５
％に限定すべきであるというように、ニオブの存在下に
おいてさえ、５９３℃での暴露後の室温延性がチタンが
増大するにつれて減少することを示す表Ｘに提示するデ
ータの傾向がある。６４９℃での例３０〜３８について
の追加の試験は、ニオブおよびチタン個々にまたは組み
合わせでの増大につれて強度の増大を示した。同様に、
チタンとニオブとの両方は個々にまたは組み合わせで合
金の熱膨張係数を低下する傾向がある。 鉄約２５％以下を含有する本発明の合金においては、チ
タンが５９３℃への暴露後の室温延性を減少するが、こ
れらの合金は、依然として延性のままである。対照的に
、鉄約３０％およびチタン約０．５％以上を含有する合
金は、５９３℃への暴露後の有用な室温延性を保持しな
い。
【００５０】例３９〜４７を調製して、本発明の合金中
のクロムおよびモリブデンの効果を研究した。これらの
合金は、１０３８℃で１時間焼鈍し空冷し７６０℃で１
６時間時効し空冷した試料を使用して、ＡＳＴＭ試験法
Ｂ１１７−８５に従って塩水噴霧（Ｆｏｇ）において７
２０時間試験した。例３９のベース零クロム−モリブデ
ン合金は、腐食速度約１２μｍ／年を示し、ピットの最
大深さは約１６５μｍであった。クロムおよび／または
モリブデンが合計８％まで増大するにつれて、腐食速度
は、０．７６μｍ／年に減少し且つ最大ピット深さは、
２５μｍ未満に減少した。１０３８℃で２時間焼鈍し７
６０℃で１６時間時効した例３９〜４７の合金の引張試
験片は、６４９℃で大体降伏強さ９３０ＭＰａ、最終引
張強さ１１５８ＭＰａ、伸び２０％および断面収縮率３
０％付近の良好な結果を示した。室温においては、多い
モリブデン量での引張結果は、伸びおよび断面収縮率が
わずかに低い傾向があり、傾向は高温では余り厳しくは
ないが、６４９℃でも認められた。６４９℃で５１０Ｍ
Ｐａの荷重下での組み合わせノッチ（ＫＴ ３．６）平
滑破壊棒の使用は、クロムが鉄と置換して０〜４％に増
大するにつれて無モリブデン合金中で伸び約３０％およ
び断面収縮率平均３９％で約１００から５００時間に増
大する破壊に対する寿命結果を与えた。所定のクロム量
においては、モリブデンの添加は、破壊に対する寿命を
減少した。多少クロムの増大につれての増大およびモリ
ブデンの増大につれての減少と同じパターンが、室温で
のシャルピーＶノッチ衝撃試験において示された。例３
９〜４７における熱膨張係数の測定は、クロムおよびモ
リブデンの一方または両方の増大につれてのこの特性の
増大を示した。それにも拘らず、熱膨張係数は、インコ
ネル合金７１８などの通常のスーパーアロイの膨張係数
よりも少なくとも１０％低かった。
のクロムおよびモリブデンの効果を研究した。これらの
合金は、１０３８℃で１時間焼鈍し空冷し７６０℃で１
６時間時効し空冷した試料を使用して、ＡＳＴＭ試験法
Ｂ１１７−８５に従って塩水噴霧（Ｆｏｇ）において７
２０時間試験した。例３９のベース零クロム−モリブデ
ン合金は、腐食速度約１２μｍ／年を示し、ピットの最
大深さは約１６５μｍであった。クロムおよび／または
モリブデンが合計８％まで増大するにつれて、腐食速度
は、０．７６μｍ／年に減少し且つ最大ピット深さは、
２５μｍ未満に減少した。１０３８℃で２時間焼鈍し７
６０℃で１６時間時効した例３９〜４７の合金の引張試
験片は、６４９℃で大体降伏強さ９３０ＭＰａ、最終引
張強さ１１５８ＭＰａ、伸び２０％および断面収縮率３
０％付近の良好な結果を示した。室温においては、多い
モリブデン量での引張結果は、伸びおよび断面収縮率が
わずかに低い傾向があり、傾向は高温では余り厳しくは
ないが、６４９℃でも認められた。６４９℃で５１０Ｍ
Ｐａの荷重下での組み合わせノッチ（ＫＴ ３．６）平
滑破壊棒の使用は、クロムが鉄と置換して０〜４％に増
大するにつれて無モリブデン合金中で伸び約３０％およ
び断面収縮率平均３９％で約１００から５００時間に増
大する破壊に対する寿命結果を与えた。所定のクロム量
においては、モリブデンの添加は、破壊に対する寿命を
減少した。多少クロムの増大につれての増大およびモリ
ブデンの増大につれての減少と同じパターンが、室温で
のシャルピーＶノッチ衝撃試験において示された。例３
９〜４７における熱膨張係数の測定は、クロムおよびモ
リブデンの一方または両方の増大につれてのこの特性の
増大を示した。それにも拘らず、熱膨張係数は、インコ
ネル合金７１８などの通常のスーパーアロイの膨張係数
よりも少なくとも１０％低かった。
【００５１】本発明の前記例に加えて、アルミニウム５
．９〜６．２％、チタン約１．５％、ニオブ約３％、ホ
ウ素０．０１％未満、鉄２０〜３４％、コバルト１８〜
４０％およびニッケル（残部）を含有する一連の合金組
成物を調製した。合金を溶融し、鋳造し、加工し、そし
て１０３８℃に２時間保持し空冷し７６０℃に１６時間
保持することによって熱処理した。組み合わせ平滑ノッ
チ棒を５１０ＭＰａの荷重下で６４９℃において使用し
て得られた応力破壊データを鉄ｖｓコバルトプロット上
で点によって表わした合金組成物と関連づける時には、
鉄約２４％以下およびコバルト２５または２６％を含有
する合金組成物は、ノッチ破損を示し且つ応力促進粒界
酸化によって脆化するらしいことが明らかである。破壊
に対する最大寿命は、鉄約１５〜２４％およびコバルト
３５〜４０％またはそれ以上の面積でプロットされた組
成物の場合に生ずる。試験条件下での破壊に対する寿命
は、３０％よりも多い鉄およびコバルト３４％以上を含
有する組成物の場合に零に落ちる（これらの合金の延性
は高いが）。断面収縮率％によって測定した時の延性は
、組成物が約２５％よりも多い鉄を含有するならば、試
験した範囲内でコバルト％を有する合金の場合に適当ま
たは良好であるらしい。鉄２５％未満を含有する組成物
の場合には、適当または良好な延性は、２５または２８
％よりも多いコバルトを含有する組成物の場合のみ生ず
る。試験した合金組成物のうち、断面収縮率３１％での
最良の応力破壊寿命（４３８時間）は、コバルト３９．
７８％および鉄１８．９３％を含有する合金によって示
されたが、ＣＴＥは、鉄の代わりにコバルトを使用する
ため増大した。この一連の試験における最悪の破壊結果
は、零時間の寿命であり、延性はコバルト１７．８８％
および鉄２４．６％、コバルト２３．０４％および鉄２
４．０６％およびコバルト２７．４５％および鉄２０．
３８％を含有する組成物によっては示されなかった。当
業者は、５１０ＭＰａ、６４９℃応力破壊試験結果に基
づく良好な合金組成物と悪い合金組成物との間の分割線
が近似であり且つ合金組成、加工、熱処理、粒度、並び
に試験条件（適用する応力、試験温度、ノッチの鋭さ、
および試験片形状を含めて）および他のパラメーターの
変動に若干応じてシフトするであろうことを認識するで
あろう。例えば、鉄３０％を含有する合金を仮定すると
、増大された鉄含量は、ＣＴＥを低下し且つ減少された
鉄含量は、合金安定性および破壊強さを増大するらしく
且つβ形成を減少するらしい（このβ形成は応力促進粒
界脆化保護を与える）。
．９〜６．２％、チタン約１．５％、ニオブ約３％、ホ
ウ素０．０１％未満、鉄２０〜３４％、コバルト１８〜
４０％およびニッケル（残部）を含有する一連の合金組
成物を調製した。合金を溶融し、鋳造し、加工し、そし
て１０３８℃に２時間保持し空冷し７６０℃に１６時間
保持することによって熱処理した。組み合わせ平滑ノッ
チ棒を５１０ＭＰａの荷重下で６４９℃において使用し
て得られた応力破壊データを鉄ｖｓコバルトプロット上
で点によって表わした合金組成物と関連づける時には、
鉄約２４％以下およびコバルト２５または２６％を含有
する合金組成物は、ノッチ破損を示し且つ応力促進粒界
酸化によって脆化するらしいことが明らかである。破壊
に対する最大寿命は、鉄約１５〜２４％およびコバルト
３５〜４０％またはそれ以上の面積でプロットされた組
成物の場合に生ずる。試験条件下での破壊に対する寿命
は、３０％よりも多い鉄およびコバルト３４％以上を含
有する組成物の場合に零に落ちる（これらの合金の延性
は高いが）。断面収縮率％によって測定した時の延性は
、組成物が約２５％よりも多い鉄を含有するならば、試
験した範囲内でコバルト％を有する合金の場合に適当ま
たは良好であるらしい。鉄２５％未満を含有する組成物
の場合には、適当または良好な延性は、２５または２８
％よりも多いコバルトを含有する組成物の場合のみ生ず
る。試験した合金組成物のうち、断面収縮率３１％での
最良の応力破壊寿命（４３８時間）は、コバルト３９．
７８％および鉄１８．９３％を含有する合金によって示
されたが、ＣＴＥは、鉄の代わりにコバルトを使用する
ため増大した。この一連の試験における最悪の破壊結果
は、零時間の寿命であり、延性はコバルト１７．８８％
および鉄２４．６％、コバルト２３．０４％および鉄２
４．０６％およびコバルト２７．４５％および鉄２０．
３８％を含有する組成物によっては示されなかった。当
業者は、５１０ＭＰａ、６４９℃応力破壊試験結果に基
づく良好な合金組成物と悪い合金組成物との間の分割線
が近似であり且つ合金組成、加工、熱処理、粒度、並び
に試験条件（適用する応力、試験温度、ノッチの鋭さ、
および試験片形状を含めて）および他のパラメーターの
変動に若干応じてシフトするであろうことを認識するで
あろう。例えば、鉄３０％を含有する合金を仮定すると
、増大された鉄含量は、ＣＴＥを低下し且つ減少された
鉄含量は、合金安定性および破壊強さを増大するらしく
且つβ形成を減少するらしい（このβ形成は応力促進粒
界脆化保護を与える）。
【００５２】本発明を特定の合金に関して説明し且つ例
示したが、当業者は、この説明および例示が特許請求の
範囲に関する限定ではないことを認識するであろう。本
発明の合金は、室温と高温との両方において高強度およ
び延性が応力促進粒界酸化に対する抵抗性と一緒に判定
規準であるいかなる形状およびいかなる用途にも使用で
きる。このような用途としては、高温で操作するタービ
ン用部品、臨界的構造部品、例えば、シール、リング、
ディスク、コンプレッサーブレード、および鋳造品、お
よびロケット部品、例えば、水素タービンポンプ部品お
よびパワーヘッドが挙げられる。また、合金は、金属マ
トリックス複合体または繊維複合体用マトリックス材料
、高強度強磁性合金、ガンバレル、高強度ファスナー、
超伝導体外装および一般に良好な耐摩耗性および耐キャ
ビテーション性および耐潰食性が必要であるものとして
使用できる。
示したが、当業者は、この説明および例示が特許請求の
範囲に関する限定ではないことを認識するであろう。本
発明の合金は、室温と高温との両方において高強度およ
び延性が応力促進粒界酸化に対する抵抗性と一緒に判定
規準であるいかなる形状およびいかなる用途にも使用で
きる。このような用途としては、高温で操作するタービ
ン用部品、臨界的構造部品、例えば、シール、リング、
ディスク、コンプレッサーブレード、および鋳造品、お
よびロケット部品、例えば、水素タービンポンプ部品お
よびパワーヘッドが挙げられる。また、合金は、金属マ
トリックス複合体または繊維複合体用マトリックス材料
、高強度強磁性合金、ガンバレル、高強度ファスナー、
超伝導体外装および一般に良好な耐摩耗性および耐キャ
ビテーション性および耐潰食性が必要であるものとして
使用できる。
【００５３】本明細書に記載のような本発明の合金の例
をすべて鋳造し、加工したが、合金を鋳造形態、粉末の
形態および冶金技術上通常の他の形態および方式で調製
し且つ使用することは、本発明の意図内である。
をすべて鋳造し、加工したが、合金を鋳造形態、粉末の
形態および冶金技術上通常の他の形態および方式で調製
し且つ使用することは、本発明の意図内である。
【図面の簡単な説明】
【図１】７６０℃での合金の機械的特性とアルミニウム
含量とを相互に関係づけるグラフである。
含量とを相互に関係づけるグラフである。
【図２】６４９℃での合金の応力破壊寿命とアルミニウ
ム含量とを相互に関係づけるグラフである。
ム含量とを相互に関係づけるグラフである。
【図３】図２と同様の応力破壊寿命と一緒に測定した伸
びおよび断面収縮率と合金のアルミニウム含量とを相互
に関係づけるグラフである。
びおよび断面収縮率と合金のアルミニウム含量とを相互
に関係づけるグラフである。
【図４】本発明の典型的な合金の二重構造を示す金属組
織の光学顕微鏡写真の複製である。
織の光学顕微鏡写真の複製である。
【図５】本発明の時効硬化二重合金の１成分中の析出物
の均一性を示す金属組織の電子顕微鏡写真の複製である
。
の均一性を示す金属組織の電子顕微鏡写真の複製である
。
【図６】組み合わせ平滑ノッチ棒（ＫＴ ３．６）上で
試験した６４９℃での本発明の合金の応力破壊寿命、伸
びおよび断面収縮率に対するニオブ含量の効果を示すグ
ラフである。
試験した６４９℃での本発明の合金の応力破壊寿命、伸
びおよび断面収縮率に対するニオブ含量の効果を示すグ
ラフである。
【図７】組み合わせ平滑ノッチ棒（ＫＴ ３．６）上で
試験した６４９℃での本発明の合金の応力破壊寿命、伸
びおよび断面収縮率に対するニオブ含量の効果を示すグ
ラフである。
試験した６４９℃での本発明の合金の応力破壊寿命、伸
びおよび断面収縮率に対するニオブ含量の効果を示すグ
ラフである。
Claims (23)
- 【請求項１】重量％でニッケル約２５〜５０％、コバル
ト約５〜５０％、アルミニウム約５〜１０％、チタン約
０〜２％、炭素０〜約０．２％、クロム０〜約６％、マ
ンガンとケイ素と銅との合計約２％、ケイ素０〜約０．
５％、モリブデンおよびタングステン０〜約５％、ニオ
ブ約０．５〜約６％、ジルコニウム０〜約０．１％、ホ
ウ素０〜約０．０２％を含み、残部が付随的な不純物お
よび本質上２０％〜５０％の範囲内の鉄からなることを
特徴とする、比較的低い熱膨張係数を有し、酸素脆化に
対する抵抗性によって特徴づけられ且つ約６５０℃にお
いて焼鈍時効状態でノッチ延性によって更に特徴づけら
れる耐酸化性合金。 - 【請求項２】ニオブを少なくとも約２％を含有する、請
求項１に記載の合金。 - 【請求項３】ニッケル含量が、約３０％〜４５％である
、請求項１に記載の合金。 - 【請求項４】アルミニウム含量が、約４．８〜６％であ
る、請求項２に記載の合金。 - 【請求項５】（Ａ）約４２７℃で約１３．５×１０−６
／℃未満の熱膨張係数を有する合金を与えるのに必要な
相対量のニッケル、鉄およびコバルトを含有するγ相マ
トリックスを含む第一結晶性成分、（Ｂ）前記γ相マト
リックス内のγプライム相、（Ｃ）前記第一成分と比較
してアルミニウムが富んだｂｃｃ相を含む第二成分、お
よび（Ｄ）場合によって合金中の酸化物相の極微小分散
体を有することを特徴とする耐酸化性合金。 - 【請求項６】重量％でニッケル約２５〜７０％、コバル
ト約５〜５０％、ニッケルプラスコバルト約４５〜７５
％、アルミニウム約４〜１５％、チタン０〜３％、ニオ
ブ０〜１０％、タンタル０〜１０％、モリブデン０〜１
０％、タングステン０〜１０％、バナジウム０〜３％、
ケイ素０〜２％、マンガン０〜１％、銅０〜１％、クロ
ム０〜６％、ハフニウム０〜２％、レニウム０〜２％、
ホウ素０〜０．３％、ジルコニウム０〜０．３％、マグ
ネシウムとカルシウムとイットリウムと希土類との合計
０〜０．１％、窒素０〜０．５％、炭素０〜０．３％（
脱酸剤、粒微細化剤、分散質および合金の製法に普通の
類似物と一緒に合金の残部は１５％〜５５％の範囲内の
鉄である）を含み、前記範囲内の前記元素は合金に二重
構造（その１つの結晶性成分はγプライム析出物を有す
るγ相であり、別の成分は前記結晶性成分と比較してア
ルミニウムが富んだｂｃｃＢ２構造を有する）を付与す
るように相関することを特徴とする耐酸化性合金。 - 【請求項７】コバルトは、鉄が約２４％以下である時に
は少なくとも約２４％である、請求項６に記載の耐酸化
性合金。 - 【請求項８】ニオブを少なくとも１％を含有する、請求
項６に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項９】ニオブを少なくとも約２．５％およびチタ
ン約０．８％以下を含有する、請求項６に記載の耐酸化
性合金。 - 【請求項１０】アルミニウム約４．８〜６％を含有する
、請求項６に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項１１】チタン約１〜２．５％および鉄約３０％
以下を含有する、請求項６に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項１２】モリブデンとタングステンとの合計０〜
約５％を含有する、請求項６に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項１３】コバルト約２５〜４０％を含有する、請
求項６に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項１４】鉄約２０〜２７．５％を含有する、請求
項１３に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項１５】バナジウム０〜約２％を含有する、請求
項６に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項１６】クロム約２〜６％を含有する、請求項６
に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項１７】モリブデン約２〜６％を含有する、請求
項６に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項１８】クロムとモリブデンとの合計約４〜１０
％を含有する、請求項６に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項１９】窒素０〜約０．３％を含有する、請求項
６に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項２０】ニッケル約２５〜４５％、コバルト約２
５〜３５％、鉄約２０〜２７．５％、アルミニウム約４
．８〜５．８％、チタン約０〜１．８％、炭素０〜約０
．１％、ケイ素０〜約０．３％、ニオブ約０．５〜４％
を含有し、銅とマンガンとの和が０〜約０．５％であり
且つモリブデンとタングステンとの和が０〜約５％であ
る、請求項６に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項２１】ニッケル約２５〜４０％、コバルト約２
５〜３５％、鉄約２７．５〜３５％、アルミニウム約４
．８〜５．８％、チタン約０〜０．８％、マンガン０〜
約０．５％、ケイ素０〜約０．７５％、モリブデン０〜
約２％、ニオブ約０〜約２％およびホウ素０．００１〜
０．０１％を含有する、請求項６に記載の耐酸化性合金
。 - 【請求項２２】分散質として酸化物相を含有する、請求
項６に記載の耐酸化性合金。 - 【請求項２３】前記酸化物相として約０．２〜２％のイ
ットリアをそれ自体または複合酸化物として含有する、
請求項２２に記載の耐酸化性合金。
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US45228489A | 1989-12-15 | 1989-12-15 | |
| US452284 | 1989-12-15 | ||
| US61308190A | 1990-11-19 | 1990-11-19 | |
| US613081 | 1990-11-19 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
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