JPH06212325A

JPH06212325A - ニッケル・コバルト合金

Info

Publication number: JPH06212325A
Application number: JP5212200A
Authority: JP
Inventors: Gary L Erickson; ゲイリー・エル・エリクソン
Original assignee: SPS Technologies LLC
Current assignee: SPS Technologies LLC
Priority date: 1992-08-31
Filing date: 1993-08-04
Publication date: 1994-08-02
Anticipated expiration: 2023-02-13
Also published as: DE69308180T2; US5476555A; DE69308180D1; JP4047939B2; EP0585768B1; EP0585768A1; US5888316A; US5637159A

Abstract

(57)【要約】（修正有）【目的】高温において高度な熱安定性及び微小構造安定
性を有する、ニッケル・コバルト合金。【構成】約重量％で、炭素０．００２−０．０７、ボロ
ン０−０．０４、コロンビウム０−２．５、クロム１２
−１９、モリブデン０−６、コバルト２０−３５、アル
ミニウム０−５、チタン０−５、タンタル０−６、タン
グステン０−６、バナジウム０−２．５、ジルコニウム
０−０．０６を含み、かつ、アルミニウム、チタン、コ
ロンビウム、タンタル及びバナジウムの少くとも１種の
元素と、タンタル及びタングステンの少くとも１種の元
素を含み、残余がニックルと付随不純物で、約２．６０
未満の相安定度数ＮＶ３Ｂを有するニッケル・コバルト
合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【関連出願に対する相互参照】本出願は、共に出願中の
1992年8 月31付米国出願第07/983,104号の一部継続出願
で、同出願の主題を参照するこのにより本願に組入れ
る。

【０００２】

【産業上の利用分野】本発明は、ニッケル・コバルトを
主成分とする合金、特に、高温において高度な熱安定性
及び微小構造安定性を有する、ニッケル・コバルトを主
成分とする合金及び同合金から造る物品に関する。

【０００３】

【従来の技術】冶金業界においては、高度な熱安定性及
び微小構造安定性と合体した高い強度を有する、高温用
合金組成に対する恒久的な要求があった。例えば、ガス
タービンの設計における最近数年来の進歩の結果は、よ
り高い温度、圧力比及び回転速度で作動可能な、高いエ
ンジン効率及び向上した性能を促すエンジンに帰着す
る。従って、ファスナ構成部分の様な、これらのエンジ
ンの構成部分を製造するのに用いる合金は、高い使用温
度で作動する、これらの進歩したエンジンに必要な、高
温特性を提供できなければならない。

【０００４】ニッケル・コバルトを主成分とする合金に
対する先行技術の提案の中には、重量パーセントで13-2
5%のクロム及び7-16% のモリブデンを含む、ある種のニ
ッケル・コバルトを主成分とする合金を開示する、Smit
h の米国特許第3,356,542 号がある。商業的にMP35N 合
金として知られる、これらの合金は、耐食性があり一定
の温度条件下で加工強化できると言われており、これに
よって非常に高い最高抗張力及び降伏強度が開発される
（MP35N は本願の譲受人であるSPS Technologies, Inc.
の登録商標である）。更にこれらの合金は、温度によっ
ては、１つ又は２つの結晶構造で存在可能な、相的構成
要素を有する。これらの合金は同様に、温度の組成依存
変態帯を特徴とし、同変態帯においては相間の変態が起
こる。例えば、変態帯の上限温度以上の温度において
は、合金は面心立方（FCC)構造で安定している。変態帯
の下部温度より低い温度においては、合金は６方晶系最
密(HCP) 形で安定している。この変態は不活発で熱的に
誘導することはできない。しかし、准安定な面心立方材
料を変態帯の上限より低い温度で冷間加工することによ
り、そのうちのいくらかが、面心立方材料のマトリック
ス全体にプレートレット(platelet)として分散する、６
方晶系最密に変態する。これらの合金の最高抗張力及び
降伏強度の原因であることを示すのは、この冷間加工及
び相変態である。しかし、Smith 特許に記載されたMP35
N 合金には応力破壊特性があるので、約800 ゜Ｆを越え
る温度で用いるのは不適当である。

【０００５】Slaneyの米国特許第3,767,385 は、一般的
にMP159 合金（MP159 はSPS Technologies, Inc.の登録
商標である）として知られる、ある種のニッケル・コバ
ルト合金を開示している。Slaney'385特許のMP159 合金
は、Smith 特許の合金の改良である。Slaney'385特許に
記載されている通り、合金の付加的な析出硬化を利用す
るために、ある量のアルミニウム、チタン及びコロンビ
ウムを加えて合金組成を改変することにより、FCC から
HCP 相への変態に起因する硬化効果を補足している。開
示された合金は鉄のような要素を含み、その量はシグ
マ、ミュー、キー相（組成に依存して）のような、不利
な位相幾何学的最密(TCP) 相の形成に帰着し、従って合
金をひどく脆くすると以前は考えられていた。しかしこ
の不利な結果はSlaney特許の発明で避けられたと言われ
ている。例えばSlaney特許は、重量で6%-25%の鉄を含む
が、同時に脆化相はない。

【０００６】Slaney'385特許によると、ニッケル18-40
%、鉄6-25% 、モリブデン6-12% 、クロム15-25%、チタ
ン1-5%、アルミニウム0-1%、コロンビウム0-2%、炭素0-
0.05%、ボロン0-0.1%及びコバルト残余の範囲内の重量
パーセントで上記合金を構成するのは不十分である。合
金はむしろ、脆化相の形成を避けるために一定の固定値
を越えない電子空格子点数(N_v) を持たなければならな
い。 N_vは合金100 原子当たりの電子空格子点数であ
る。このような合金を用いることにより、高度の耐食性
があって優れた最高抗張力及び降伏強度を持つ、コバル
トを主成分とする合金が得られると述べている。これら
の特性は、マトリックスFCC 相におけるプレートレット
HCP 相の形成及び化学式Ni₃X 、ここでx はチタン、ア
ルミニウム、コロンビウム、の化合物の析出によって得
られるこを開示している。これは、HCP 及びFCC 相間の
変態が起こる、温度変態帯の上限より低い温度で合金を
加工し、その後 800゜F-1350゜Ｆで約４時間熱処理する
ことにより達成される。それでも、Slaney'385特許のMP
159 合金は応力破壊特性を有し、約1100゜Ｆを越える温
度における使用に適さない。他の先行技術の提案はSlan
eyの米国特許第4,795,504 号で、これは重量パーセント
で炭素最高0.05% 、コバルト20-40%、モリブデン6-11%
、クロム15-23%、鉄最高1.0%、ボロン0.005-0.020%、
チタン0-6%、コロンビウム0-10% 及び残余のニッケルか
ら成る組成を持つ合金（MP210 合金として知られる）を
開示している。この特許の合金は、温度約1300゜Ｆで満
足すべきレベルの伸張性、延性及び応力破壊特性を保持
すると言われている。シグマ相のような、脆化相の形成
を避けるために、これらの合金に対しては電子空格子点
数 N_vを2.80より大きくできないことも開示している。
また、これらの合金をHCP-FCC変態帯より低い温度で加
工することにより強化させることを開示している。更
に、この特許の合金は、上記Smith 特許及びSlaney'385
特許に記載するものと同様に、HCP-FCC プレートレット
構造を形成する多重相合金である。

【０００７】更に米国特許第4,908,069 号は、有利な機
械特性（高強度のような）及び高硬度水準が、ある種の
合金材料で達成できるとの前提で発明を開示している。
同合金材料は、材料内においてガンマ第１相を形成し、
FCC マトリックス内にHCP プレートレット相を形成させ
るために、材料を加工した後で実質的なガンマ第１相を
保持させることにより高耐蝕性を有する。この発明は一
面において、ガンマ第１相を含む加工強化可能な合金の
製造方法を記載してている。この方法は、重量パーセン
トでモリブデン6-16% 、クロム13-25%、鉄0-23% 、ニッ
ケル10-55%、炭素0-0.05% 、ボロン0-0.05% 及び残余の
コバルト（20% 以上を含む）を含む溶解物において、該
合金が同様にガンマ第１相を形成するニッケル及びある
定められた電子空格子点数(N_v) を有する、１以上の元
素を含む溶解物を形成し、溶解物を冷却し、少なくとも
断面積で5%縮小させるために加工することにより合金を
強化する前に、これを600-900 ℃でガンマ第１相を形成
するのに十分な時間に亘り加熱することから成る。

【０００８】更に、米国特許第4,931,255 号はニッケル
・コバルト合金を開示している。同合金は重量パーセン
トで、炭素0-0.05% 、モリブデン6-11% 、鉄0-1%、チタ
ン0-6%、クロム15-23%、ボロン0.005-0-020%、コロンビ
ウム1.1-10% 、アルミニウム0.4-4.0%、コバルト30-60%
及び残余のニッケルから成り、ある定められた電子空格
子点数(N_v) を有する。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】上記特許に記載する、
MP35N 及びMP159 のような、幾つかの合金は宇宙航空機
用ファスナ構成部分に使用してきた。更に、一般的にWa
spaloyとして知られる合金を、宇宙航空機用ファスナ構
成部分を造るのに使用してきた。AMS-5707G 及びAMS-57
08F 仕様に報告されるWaspaloyの重量パーセント組成
は、炭素0.02-0.10%、クロム18.00-21.00%、コバルト1
2.00-15.00%、モリブデン3.50-5.00%、アルミニウム1.2
0-1.60%、チタン2.75-3.25%、ジルコニウム0.02-0.08
%、ボロン0.003-0.010%、マンガン最大0.10% 、ケイ素
最大0.15% 、リン最大0.015%、硫黄最大0.015%、鉄最大
2.00% 、銅最大0.10% 、鉛最大0.0005% 、ビスマス最大
0.00003%、セレン最大0.0003% 及び残余のニッケルから
成る。それでも当業界には、特により高温で使用するフ
ァスナ構成部分用に、より高い強度可能性、より高い温
度可能性を開発し、従ってこれまでのものより高い使用
温度及びより大きな効率のタービンエンジン及びその他
の装置を造ることを可能にする必要が依然としてある。

【００１０】上記米国特許第4,908,069 号記載の方法の
ように、製造方法の改良により、ある種の合金の特性を
向上させることはできるが、より高温で使用するファス
ナ構成部分及びその他の部品に対する、所望の混合特性
を達成するために、合金化学は商業的により望ましく有
用な手段を提供する傾向に変化している。従って、処理
の革新よりはむしろ、主として混合の増大によりファス
ナ材料を開発するために、本発明に至る研究を試みた。
概してファスナ用途に重要と考えられる選ばれた特性に
は、構成部分の生産性、抗張力、応力・クリープ破壊、
耐蝕性、疲労強度、剪断強度及び熱膨脹係数がある。

【００１１】合金設計者は、既知合金の組成配合を調整
することにより、これらの設計特性の１つ又は２つの改
良を意図することができる。しかし、先行技術の教示に
も拘らず、当業者にとっても、このような合金を形成す
るために化合させる、一定濃度の既知元素により発揮さ
れる物理特性及び機械特性を、かなりの精度で予言する
ことは不可能である。更に、残りの所望の特性をかなり
又はひどく損なうことなく、材料の２つ又は３つ以上の
工学的特性を改良することは極めて困難である。合金設
計は、構成部分設計上の各種の要件を満たすために最良
の混合特性を達成せんとする、妥協の手順である。他の
特性を損なうことなく任意の１特性が最高になるのは希
である。むしろ、構成成分を製造するための臨界的に釣
り合った化学作用及び適切な処理の開発を通して、所望
の諸特性間の妥協が計られる。本発明の独特な合金は、
約1400゜Ｆに及ぶより高い使用温度用の、ファスナ構成
部分及びその他の部品を製造するのに必要な、優れた混
合特性を提供する。

【００１２】

【問題点を解決するための手段】本発明は下記重量パー
セントの元素から成る、ニッケル・コバルトを主成分と
する合金に関する。すなわち、炭素約0.002-0.07% 、ボ
ロン約0-0.04% 、コロンビウム約0-2.5%、クロム約12-1
9%、モリブデン約0-6%、コバルト約20-35%、アルミニウ
ム約0-5%、チタン約0-5%、タンタル約0-6%、タングステ
ン約0-6%、バナジウム約0-2.5%、ジルコニウム約0-0.06
% 、ニッケル残余＋付随不純物から成り、約2.60未満の
相安定度数 N_V3Bを有する。更に、該合金は、アルミニ
ウム、チタン、コロンビウム、タンタル及びバナジウム
から成るグループから選択する少なくとも１つの元素
と、タンタル及びタングステンから成るグループから選
択する少なくとも１つの元素とを有する。

【００１３】付随不純物は可能な最低量に保つべきであ
るが、該合金は、重量パーセントで、ケイ素約0-0.15%
、マンガン約0-0.15% 、鉄約0-2.0%、銅約0-0.1%、リ
ン約0-0.015%、硫黄約0-0.015%、窒素約0-0.02% 、酸素
約0-0.01% の元素を含むことができる。

【００１４】本発明の合金は、面心立方マトリックス内
に分散するプレートレット相及びガンマ第１相を有す
る。更に同合金は、実質的に脆化相がなく、断面積で少
なくとも5%縮小させるために加工することができる。ま
た、該合金は冷間加工後熟成するか又は断面積で所望の
縮小を行うために熟成、冷間加工後再び熟成することが
できる。本発明は、特に約1400゜Ｆに及ぶ高温において
高い熱安定性及び微小構造安定性を有する。

【００１５】本発明の合金から高温用の物品を適切に造
ることができる。物品としては、高使用温度の影響を受
けるタービンエンジン又はその他の装置用の構成部分、
特に、そのようなエンジン及び装置に使用するファスナ
がある。

【００１６】本発明のニッケル・コバルトを主成分とす
る合金組成は、高温における所望の独特な混合特性に帰
着する、臨界的に釣り合った合金化学作用を有する。こ
れらの特性には、特にファスナ構成部分の生産性、非常
に優れた抗張力、応力破壊強度、耐蝕性、疲労強度、剪
断強度、約1500゜Ｆに及ぶクリープ破壊強度及び熱膨脹
係数がある。

【００１７】本発明の他の目的は、所望の独特な混合特
性を有する、ニッケル・コバルトを主成分とする合金組
成を提供することである。本発明のその他の目的は、高
応力、約1400゜Ｆに及ぶ高温条件下においてタービンエ
ンジン及びその他の装置で用いる、ニッケル・コバルト
を主成分とする合金及びそれから造る物品を提供するこ
とである。本発明のこれら及びその他の目的並びに利点
は、以下に述べる好ましい実施態様の詳細な説明を参照
することにより当業者に明かとなろう。

【００１８】

【実施例】本発明のニッケル・コバルトを主成分とする
合金は下記重量パーセントの元素から成る。

【００１９】炭素約0.002-0.07 ボロン約0-0.04 コロンビウム約0-2.5 クロム約12-19 モリブデン約0-6 コバルト約20-35 アルミニウム約0-5 チタン約0-5 タンタル約0-6 タングステン約0-6 バナジウム約0-2.5 ジルコニウム約0-0.06 ニッケル＋付随残余不純物合金は約2.60未満の相安定度数 N_V3Bを有する。更に、
これらの合金は、アルミニウム、チタン、コロンビウ
ム、タンタル及びバナジウムから成るグループから選択
する少なくとも１つの元素と、タンタル及びタングステ
ンから成るグループから選択する少なくとも１つの元素
とを有する。本発明のニッケル・コバルトを主成分とす
る合金組成は、臨界的に釣り合った合金化学特性を有
し、これらは所望の独特な混合特性に帰着し、特にファ
スナ構成部分の製造用に適する。これらの特性には、特
に約1400゜Ｆに及ぶ高温において、ファスナ構成部分の
生産に用いる、先行技術のニッケル及びコバルトを主成
分とする合金に比べて、増大した熱安定性、微小構造安
定性、抗張力破壊強度及び応力破壊強度がある。

【００２０】MP159 合金のような、先行技術による合金
の高温における強度を制限する主な要因の中には、固溶
体の不安定性及び高温において強くなるガンマ第１相が
ある。このような材料内で長時間高温にさらすことは、
所望の強化剤の分解と、延性及び強度を妨げる非立方体
相の再析出に帰着する。これらの先行技術による合金に
おける、HCP からFCC への変態温度及び強化相の熱安定
性は、合金を加えることにより改良できる。通常ガンマ
第１相を形成す元素は、ニッケル、チタン、アルミニウ
ム、コロンビウム、バナジウム及びタンタルであるが、
一方マトリックスを支配するのはニッケル、クロム、コ
バルト、モリブデン及びタングステンである。本発明の
合金は比較的高いHCP/FCC 変態温度、微小構造安定性及
び応力・クリープ破壊強度を提供する元素でバランスを
とっている。

【００２１】本発明の合金は、重量でタンタル約0-6%及
びタングステン約0-6%を含む。本発明の合金ではタンタ
ル及びタングステンの双方が存在できる。しかし、タン
タル及びタングステン元素の少なくとも１つが存在しな
ければならない。有利なことに、タンタルの含有量は3.
8-5.0 重量パーセントで、タングステンの含有量は1.8-
3.0 重量パーセントである。同合金では、タングステン
とタンタルがはHCP/FCC 変態温度を高めるのに貢献でき
る。同時にこれらの元素は、原子直径が比較的大きいた
めに、合金の固溶体強度をかなり強くし、従って、低水
準の冷間加工により延性を潜在的に増大させる一方で、
強度を保持するためには重要な付加物である。低水準の
冷間加工が可能なのは、本発明の合金が強度を高めるた
めに専ら冷間加工に依存することはないからである。

【００２２】本発明の合金は同様に、アルミニウム、チ
タン、コロンビウム、タンタル及びバナジウムから成る
グループから選択する、少なくとも１つのガンマ第１形
成元素も持たなければならない。アルミニウムの含有量
は重量で約0-5%、チタンの含有量は重量で約0-5%であ
る。有利なことに、アルミニウムは0.9-1.1 重量パーセ
ントの量で存在し、タングステンは1.9-4.0 重量パーセ
ントの量で存在する。これらの組成でアルミニウム及び
チタンを付加することは、ガンマ第１形成を促進する。
更に、これらの合金にタンタル及びコロンビウムを付加
することによりガンマ第１相の強度及び容積部分が増大
し、これによって合金の強度が増大すると信じられい
る。これらの合金においては、アルミニウム、チタン及
びタンタル元素は、熱食及び酸化に対する耐性のよう
な、改良環境特性を提供する方面で有効である。

【００２３】コロンビウムの含有量は重量で約0-2.5%
で、有利なことにコロンビウムは重量で0.9-1.3%存在す
る。これらの合金に加えられるタンタルの量はコロンビ
ウムより多い、それはタンタルが、ガンマ第１への分割
に加えて、合金のマトリックスに有利に貢献するからで
ある。

【００２４】これらの合金では、高強度の達成を助長す
るので、ガンマ第１相の形成を促進する。その上に、先
ず熟成し、それから冷間加工し、更に熟成処理を必要と
する方法のような、各種の処理に対する材料の反応を助
長できるので、ガンマ第１の有意の容積部分が望まし
い。すなわち、このような方法は、この種の材料で強度
を達成するのに必要な冷間加工の量を潜在的に減少させ
る。

【００２５】これらの組成におけるバナジウムの含有量
は、重量で約0-2.5%である。本発明の合金では、更に重
量で約0.002-0.07% の含有量の炭素を有し、有利なこと
に、炭素は重量で0.005-0.03% 存在する。炭素はVIM 製
造工程中溶解酸素除去を助長するので、これらの合金に
は炭素を加えて、これらの合金における結晶粒境界強度
に貢献することができる。その上、ボロンの含有量は重
量で約0-0.04% で、有利なことにボロンの量は重量で0.
01-0.02%である。結晶粒境界強度を改良するために特定
範囲のボロンをこれらの合金に加える。

【００２６】クロムの含有量は重量で約12-19%である。
有利なことに、本発明の合金におけるクロムの量は重量
で13.0-17.5%である。クロムはこれらの合金に対して耐
蝕性を与えるが、合金の耐酸化性も同様に助長すること
ができる。更に、モリブデンの含有量は重量で約0-6%
で、有利なことに、モリブデンの含有量は重量2.7-4.0%
である。これらの組成にモリブデンを付加することは、
合金の強度を改良する意味である。更に、ジルコニウム
の含有量は、重量で約0-0.06% である。有利なことに、
ジルコニウムは重量で0-0.02% の量で存在する。ジルコ
ニウムは同様に、これらの合金の結晶粒境界強度も改良
する。

【００２７】コバルト含有量は、重量で約20-35%であ
る。有利なことに、コバルト含有量は、重量で24.5-34.
0%である。コバルトはこれらの合金に対して、安定な多
重相構造及び多分耐蝕性を与えるのを助長する。本発明
の合金組成の残余はニッケルと少量の付随する不純物と
を含む。概して、これらの付随不純物は生産工程で混入
する。組成中ではこれを可能な限り最低量に保って、合
金の有利な面に対して影響を与えないようにすべきであ
る。

【００２８】例えば、これらの付随不純物は、重量で約
0.15% に及ぶケイ素、重量で約0.15% に及ぶマンガン、
重量で約2.0%に及ぶ鉄、重量で約0.1%に及ぶ銅、重量で
約0.15% に及ぶリン、重量で約0.015%に及ぶ硫黄、重量
で約0.02% に及ぶ窒素及び重量で約0.01% に及ぶ酸素を
含み得る。上記の量を越えるこれらの不純物の量は、結
果として生じる合金の特性に悪影響を与えるであろう。
好ましくは、これらの付随不純物が、重量パーセントで
下記量を越えないことである。すなわち、ケイ素0.025
%、マンガン0.01% 、鉄0.1%、銅0.01% 、リン0.01% 、
硫黄0.002%、窒素0.001%及び酸素0.001%。

【００２９】本発明の合金は、上記に特定した範囲内の
組成を有するのみならず、約2.60未満の相安定度数N
_V3Bを有する。有利なことに、相安定度数 N_V3Bは2.50
未満である。当業者には理解できるように、 N_V3Bはニ
ッケルを主成分とする合金の電子空格子点TCP 相制御要
因計算のPWA N-35方法で定義する。この計算は以下の通
りである。

【００３０】式１重量パーセントから原子パーセントへの変態：元素ｉの
原子パーセントを P_iとするとここで W_i＝元素ｉの重量パーセント A_i＝元素ｉの原子パーセント

【００３１】式２連続マトリックス相に存在する各元素量の計算は以下の
通りである。

【式２】

【００３２】式３上記式１及び２からの原子係数をもちいた N_V3Bの計
算：ここでｉ＝順繰りに各個々の元素 N_iｉ＝マトリックス内各元素の原子係数 (N_v)i＝それぞれの各元素の電子空格子点番号 "PHACOMP Revisited"と題する、超合金における構造的
安定性に関する国際シンポジウム第１巻として出版した
（1968）、H.J.Murphy、C.T.Smith 、A.M.Beltran によ
る技術文献がこの計算を詳細に例示している。参照によ
り同文献の開示内容を本願に組入れる。当業者には理解
できるように、本発明の合金に対する相安定度数は臨界
的であり、高温条件下で所望の特性に対する安定した微
小構造及び可能性を与えるためには、明記した最大値未
満でなければならない。当業実施者が一度本主題に取組
めば、当該相安定度数を経験的に決めることができる。

【００３３】本発明の合金は、約1400゜Ｆに及ぶ高温に
おいて、望ましくないTCP 相の形成に対する耐性のよう
な、増大した熱安定性及び微小構造安定性を示す。本発
明は更に、所望の特性の独特なブレンドを有する合金組
成を与える。これらの特性には、特にファスナ構成部分
の生産性、非常に優れた抗張力、応力破壊強度、耐蝕
性、疲労強度、剪断強度、望ましい熱膨脹係数及び高応
力、約1500゜Ｆに及ぶ高温条件下における優れた耐クリ
ープ性がある。本発明の１実施例は、0.1%クリープ変形
を示す前に、1000時間に亘り1300゜Ｆで29 ksiの応力に
耐える能力及び0.2%クリープ変形を示す前に、1000時間
に亘り1300゜Ｆで45 ksiの応力に耐える能力を有する。
合金は、面心立方マトリックス内に分散するプレートレ
ット相及びガンマ第１相を持つ多重相構造を有し、これ
がこれらの合金の改良された温度特性を与える要因と考
えられる。これらの合金には同様にほぼ脆化相がない。
既に述べた通り、それにも拘らず本発明の合金は、独特
なブレンド特性を維持せんとすれば、いかなる１元素に
おいてもほんの僅かな変動しか許容できない、正確な組
成を有する。

【００３４】本発明の合金は、特に約1400゜Ｆに及ぶ高
温で用いる物品を適切に造るために使用できる。物品
は、高使用温度にさらされるタービンエンジン及びその
他の装置用の構成部分に使用できる。しかし、本発明の
合金組成は、約1400゜Ｆに及ぶ高温において増大した熱
安定性及び微小構造安定性を有する一方で、非常に優れ
た機械強度及び耐食性を保つ。本発明の合金から適切に
造ることができるファスナ部品の例としては、ボルト、
ねじ、ナット、リベット、ピン、カラー等がある。これ
らの合金を用いて、1300゜F/100 ksi 条件で150 時間を
越える応力破壊寿命の外に、高応力及び1500゜Ｆに及ぶ
高温条件下で、増大したクリープ耐性を有するファスナ
を製造することができる。これらは、高使用温度にさら
されるタービンエンジン及びその他の装置に用いる、フ
ァスナを製造する場合に非常に望ましい重要な合金特性
と見なされる。

【００３５】本発明の合金構成成分を適切に準備し、従
来のインゴット冶金技術若しくは粉末冶金技術のよう
な、当業界で既知の任意の技術で溶解させる。このよう
に、適切な条件下で、真空誘導溶解(VIM) により合金を
まず適切に融解し、その後インゴットとして鋳造する。
インゴットとして鋳造後、望ましくは合金を均質化さ
せ、その後次の加工に適したビレット又はその他の形状
に熱間加工する。しかし、より大きな直径のVIM 生成物
で本発明を検討したところ、インゴットの微小構造変動
及び元素の偏析が、本発明の合金に対する熱間縮小生成
物の収量に悪影響を及ぼし得ることが分かった。このた
めに、合金を加工し熟成する前に、合金を真空アーク再
融解(VAR) 又はエレクトロスラグ再融解(ESR) するのが
望ましいであろう。

【００３６】ESR 及びVAR は当業界でよく知られてい
る、２種類の消耗電極溶解工程である。これらの工程に
おいては、VIM インゴット（電極）が連続的に一端から
他端へ溶解し、結果として生じる溶解した金属のたまり
が、制御された条件下で再凝固し、開始時のVIM 電極と
比較して、減少した元素偏析及び改良された微小構造を
有するインゴットを産出する。VAR 製法においては、溶
解及び再凝固が真空中で起こり、これが溶解した金属中
の高蒸気圧トランプ元素の水準を低下させ得る。ESR
は、電極と再凝固インゴットとの間に溶解した精練スラ
グ層を用いて行う。溶解金属小滴が溶解スラグを介して
電極から降りるにつれて、インゴット内における再凝固
に先立って、組成上の精練及び不純物の除去が生じ得
る。これらの消耗電極溶解工程のいずれかにより、結果
として生じるインゴットに与えられる、改良された微小
構造及び元素偏析の減少は、次の熱処理及び熱間加工操
作に対する改良された反応に帰着する。選択的に、溶解
金属はガス噴射により衝突させるか若しくは粉末を形成
させるために他の方法で小滴として分散させることがで
きる。この種の粉末状合金は、その後粉末冶金で知られ
る技術により所望の形態に濃度を高めることができる。
同様に、当業界で知られている噴霧鋳造技術を用いるこ
ともできる。

【００３７】本発明の合金は、少なくとも断面積で５パ
ーセント縮小させるために有利に加工される。好ましい
実施態様においては、合金の冷間加工により断面積で約
10%-40% 縮小させることができるが、高度の冷間加工で
は幾らかの機能性上の損失を伴う。ここで用いる“冷間
加工”の用語は、准安定FCC マトリックスの一部がプレ
イトレット相へ変態することを誘発する、温度（FCC/HC
P 変態温度より低い）における変形を意味する。同様
に、“熱間加工”の用語は、FCC/HCP 変態温度より高い
温度における変形を意味する。

【００３８】合金は冷間加工後熟成できる。例えば、合
金は冷間加工後約１乃至50時間に亘り熟成することがで
きる。合金は、冷間加工後約 800゜F-1400゜Ｆにおいて
約１乃至50時間に亘り有利に熟成される。あるいは、合
金は初めに熟成し、断面積で5%縮小させるために冷間加
工し、その後再び熟成することができる。有利なことに
合金は、約1200゜F-1650゜Ｆの温度で約1-200 時間熟成
し、断面積で約10%-40% 縮小させるために冷間加工し、
その後約 800゜F-1400゜Ｆにおいて約１乃至50時間に亘
り熟成される。合金は熟成後空冷することができる。

【００３９】本発明は、上記組成を有するニッケル・コ
バルトを主成分とする合金を製造するための製法を含
む。１実施態様において本製法は、ａ）下記重量パーセントの元素から成る合金の融解物
を形成し、炭素約0.002-0.07 ボロン約0-0.04 コロンビウム約0-2.5 クロム約12-19 モリブデン約0-6 コバルト約20-35 アルミニウム約0-5 チタン約0-5 タンタル約0-6 タングステン約0-6 バナジウム約0-2.5 ジルコニウム約0-0.06 ニッケル＋付随残余不純物該合金が、約2.60未満の相安定度数 N_V3Bを有すると共
に、アルミニウム、チタン、コロンビウム、タンタル及
びバナジウムから成るグループから選択する少なくとも
１つの元素と、タンタル及びタングステンから成るグル
ープから選択する少なくとも１つの元素とを有し、ｂ）固形合金材料を形成するために前記融解物を冷却
し、ｃ）冷間加工に適したサイズに材料を縮小させるため
に前記合金材料を熱間加工し、ｄ）断面積で少なくとも５％縮小させるために前記合
金材料を冷間加工し、ｅ）前記冷間加工した合金材料を、約 800゜Ｆ- 約14
00゜Ｆの温度で、約１時間から約50時間に亘り熟成する
ことを含む。

【００４０】前述の通り、合金は加工及び熟成する前に
真空アーク再溶解若しくはエレクトロスラグ再溶解する
ことができる。同様に合金は、初めに熟成し、必要な断
面積の縮小を行うために冷間加工し、その後再び熟成す
ることができる。例えば、断面積で少なくとも5%縮小さ
せるために冷間加工する前に、初めに約1200゜Ｆ- 約16
50゜Ｆの温度で、約１時間から約200 時間に亘り熟成す
ることができる。しかし、当業者には理解できるよう
に、上記製法段階の全てにおいて、冷間加工及び熟成の
ための最適温度及び時間は合金の正確な組成に依存す
る。補助的に、冷間加工した合金は、熟成後空冷するこ
とができる。本発明の製法は、ファスナ製造用の合金を
造るために適切に用いられる。

【００４１】本発明をより明確に例証するために、以下
に述べる例を提示する。以下の例は本発明並びに本発明
とその他の合金及び物品との関係を例証するためのもの
であって、本発明の範囲を制限すると見なしてはならな
い。

【００４２】本発明の組成を決めるための評価に当た
り、４つの異なった合金処理方法を試みた。概して、以
下に述べる例１乃至５に相当する、処理方法は次の通り
である。

【００４３】１ VIM+熱間押出+ 熱間圧延+ 冷間加工
（スエージ加工）２ VIM+熱間押出+ 熱間圧延+ 冷間引抜３ VIM+ESR+熱間圧延+ 冷間圧延４ VIM+ESR+熱間圧延+ 冷間引抜５ VIM+ESR+熱間圧延+ 冷間引抜

【００４４】例１本発明の組成をもたらした実験的な開発作業は、CMBA-6
及びCMBA-7と呼ぶ２つの合金システムの定義から開始し
た。後続作業で、CMBA-8と呼ぶ第３合金システムを定義
した。開発組成は、多重形反応、すなわち、冷間加工に
よる準安定FCCマトリックスの低温HCP 構造への部分変
態を示し、一方では同様により多くの従来的な強化機構
も用いるように設計した。。

【００４５】初めにCMBA-6及びCMBA-7合金組成の２イン
チ径棒を製造した。溶解は、アルゴン埋め戻しで操作す
る、真空炉内で行った。CMBA-6及びCMBA-7合金標本に対
する、目標特性及び実際の鋳造インゴット特性を下記表
１に示す。同様に、次に製造したCMBA-8合金標本に対す
る、目標特性及び実際の鋳造インゴット特性も表１に示
す。

【００４６】実際の鋳造インゴット含有量に対する目標
合金特性の概してかなり良い相関関係があると考えられ
る。更に、各合金の相安定性予言を支持するために、標
準 N _v3B計算（上記の）を行った。結果は同様に下記表
１に示す。

【００４７】

【表１】

【００４８】CMBA-6及びCMBA-7合金を以下の通り均質化
した。CMBA-6標本を約27時間2150゜Ｆで均熱させ、CMBA
-7標本を約46時間2225゜Ｆで均熱させた。下記例３で用
いる合金溶体・均質化処理を開発するために、その後製
造した、CMBA-8インゴットを使用した。

【００４９】均質化に続いて、酸化物スケールを除くた
めに、CMBA-6及びCMBA-7合金を表面洗浄し、その後押出
しの準備としてステンレス鋼で密封した。試験棒を、21
00゜Ｆ、縮小率2.56:1で、1.25インチ径の棒に押出し
た。

【００５０】熱間押出しに続いて、標本に熱間圧延及び
冷間スエージ加工を施した。長さ14" 、直径1.25" の密
閉棒を、14インチ型押しロール機で合計14パスすること
により、2125゜Ｆで公称0.60" 径に熱間変形させた。室
温における５スエージ・パスで、毎パス0.012-0.030"径
の変形で、結果的に5-34% 範囲の冷間加工水準になっ
た。

【００５１】これらの試験材料の大部分は、冷間加工に
続いて1325゜F/10Hr./AC（空冷）試験条件で熟成した。
その他の試験標本は1325- 1500゜Ｆ範囲の温度で20時間
熟成し、限られた室温及び高温で引張り試験を行った。
熟成した標本は、全て標準ASTM手順に従って、機械・研
磨加工後引張り、応力破壊、クリープ破壊試験を行っ
た。CMBA-6及びCMBA-7合金標本に対して、室温（RT)900
゜Ｆ、1100゜Ｆ、1200゜Ｆ、1300゜Ｆで行った引張り試
験の結果を、それぞれ下記表２及び３に示す。

【００５２】

【表２】

【００５３】

【表３】

【００５４】表２に示すCMBA-6引張り試験結果は、典型
的なWaspaloy特性との比較である。概してこれらの結果
は、CMBA-6がWaspaloyより遥かに高い引張り強度を与え
るが、延性が低いことを表す。

【００５５】同様に表３に示すCMBA-7引張り試験結果
は、当該合金がWaspaloyより大きな利点を与えるが、再
び、延性がかなり低いことを例証している。

【００５６】CMBA-7合金に対する熟成温度変化の影響に
ついての研究試験結果を下記表４に示す。

【００５７】

【表４】

【００５８】表４の結果は、CMBA-7熟成温度の増大( 13
25゜Ｆより高い）では合金のRT引張り延性を改良できな
かったことを表す。

【００５９】CMBA-6及びCMBA-7合金標本で行った応力破
壊及びクリープ破壊試験結果を下記表５に示す。

【００６０】

【表５】

【００６１】表５の結果は、CMBA-7組成がCMBA-6組成よ
り大きなクリープ破壊強度を示すことを表す。表５に示
すこの特殊な例では、1325゜F/107.5 ksi 条件で試験し
た２つの合金についての1.0%及び2.0%破壊に対する時間
比較の結果、CMBA-7標本が意味のある低率でクリープす
ることを表す。表５の試験結果は更に、CMBA-7組成が同
様にCMBA-6組成より大きな破壊強度及び破壊延性を与え
ることを表す。更に、表に示した破壊結果の一部を示す
図１のグラフでは、Larson Miller 応力破壊曲線で合金
の性能を対比している。107.5 ksi の連続応力に対して
は、CMBA-7合金がCMBA-6合金と比較して金属温度で21゜
Ｆ有利であることを算出している。同様に、80.0 ksiで
は16゜Ｆ有利であることを表す。

【００６２】図１は同様に、Waspaloy及びMP210(上述の
米国特許第4,795,504 号に開示した合金）の高温破壊性
能を図示する。100 ksi 応力水準に対しては、CMBA-7合
金がMP210 合金及びWaspaloyよりそれぞれ金属温度で71
゜Ｆ及び127 ゜Ｆ有利であることが明らかである。

【００６３】図２は別のLarson Miller 応力破壊曲線
で、CMBA-7合金とWaspaloy及びRene 95 合金（GE社の製
品）とを比較している。図２に例示するように、80 ksi
作動応力に対しては、CMBA-7合金はRene 95 合金より約
57゜Ｆ優れた金属温度性能を与える。更に、60 ksiにお
けるWaspaloyとの比較では、CMBA-7合金は付加的に約64
゜Ｆの性能を与える。

【００６４】同様に図３は、Larson Miller 応力破壊曲
線で、CMBA-7合金の破壊強度をMERL76 合金と（United
Technologies 社の製品）を比較している。同図は、60
ksi応力水準に対しては、MERL 76 合金と比較してCMBA-
7合金が約41゜Ｆ有利な金属温度を与える。

【００６５】CMBA-6及びCMBA-7合金の棒状標本（直径.3
75" ×長さ3"をASTM B117 による5%食塩煙霧環境に約４
年間さらした結果、目に見える腐食の徴候はなかった。

【００６６】光学金属顕微鏡で撮ったCMBA-6及びCMBA-7
合金標本の顕微鏡写真を図4-6 に示す。同様に、走査電
子顕微鏡で生成させたCMBA-7合金標本の顕微鏡写真を図
７、８に示す。図４は、本発明のCMBA-6標本の400X倍顕
微鏡写真で、熱間押出し、熱間圧延、冷間スエージ加工
及び1325゜Ｆで10時間熟成した、完全に加工及び熟成し
た棒状微小構造を有する。図５は、本発明のCMBA-7標本
の400X倍顕微鏡写真で、熱間押出し、熱間圧延、冷間ス
エージ加工及び1325゜Ｆで10時間熟成した、完全に加工
及び熟成した棒状微小構造を有する。

【００６７】図６は、本発明よるCMBA-7標本のクリープ
破壊標本微小構造の1000X 倍顕微鏡写真で、破壊寿命99
4.4 時間、1400゜F/60.0 ksi試験条件下で生成したもの
である。図７は、本発明よるCMBA-7標本のクリープ破壊
標本の破面断面の5000X 倍走査電子顕微鏡写真で、破壊
寿命994.4 時間、1400゜F/60.0 ksi試験条件下で生成し
たものである。図８は、本発明よるCMBA-7標本のクリー
プ破壊標本の破面断面の10,000X 倍走査電子顕微鏡写真
で、破壊寿命994.4 時間、1400゜F/60.0 ksi試験条件下
で生成したものである。

【００６８】例２実験室及び生産型の両製法を用いて生成した3"の大直径
VIM 生成物を生成した。下記表６は、両製法で生成した
BA-6溶解物の化学特性を示す。同様に下記表７は、生成
した９つのCMBA-7 VIM溶解物に対する詳細な化学特性分
析を示し、一方下記表８は、８つのCMBA-7 VIM溶解物に
対する詳細な化学特性を示す。

【００６９】

【表６】

【００７０】

【表７】

【００７１】

【表８】

【００７２】CMBA-6及びCMBA-7合金標本35 lb をVIM 処
理して3-3/4"径×長さ7"を造った。標本を、2125゜Ｆで
10時間＋2150゜Ｆで40時間の周期で均質焼鈍した。イン
ゴットを304 ステンレス鋼で密封し、約2100゜Ｆで1-1/
2"径で押出した。表面調整後押出品を約2050゜Ｆで1.18
cm(.466") 径の棒状に熱間圧延した。各合金型を２つの
ロットに分割した。各合金の１ロットを2050゜Ｆで４時
間溶液処理し、1562゜Ｆで10時間/AC 熟成し、その後30
% 縮小のために.390" に冷間引抜加工した。残りの合金
ロットを更に約2050゜Ｆで.423" で熱間圧延し、2050゜
Ｆで４時間溶液処理し、1562゜Ｆで10時間/AC 熟成し、
その後.390" （15% 縮小）に冷間引抜加工した。全ての
ロットを1325゜Ｆで10時間/AC 最終熟成した。平滑な標
本(.252") 及びねじ付スタッド（5/16-24 ×1.5)を試験
用に造った。ASTM E8 及びE21 方法により標本引張り試
験を行い、またMIL-STD-1312試験番号8 及び18によりス
タッド標本を試験した。試験結果を下記表９に示す。

【００７３】

【表９】

【００７４】ASTM E139 により応力破壊試験を行い、ま
たMIL-STD-1312試験番号10によりスタッド試験を行っ
た。試験結果を下記表10に示す。

【００７５】

【表10】

【００７６】表10の応力破壊試験結果は、材料が比較的
高い強度を示すことを表す。

【００７７】スタッド標本で引張り衝撃試験を行った。
試験装置はASTM E23記載の型を用いた。しかし、切欠の
ある方形棒状体を用いる代わりに、ねじ付の取付け具及
びねじ付標本の試験を可能にするアダプタを使用した。
装置は各試験片の長軸に沿って衝撃加重を印加し、破壊
に先だって各試験片が吸収したエネルギを測定した。結
果を下記表11に示す。

【００７８】

【表11】

【００７９】大直径VIM-6 、VIM-7 及びVIM-8 材料を、
熱間押出し及び熱間圧延縮小のために処理した、しか
し、幾らかのインゴットのひび割れが見られたので、熱
間押出し縮小後追及を中断した。

【００８０】例３この例のために生成した材料は、ESR 再溶解操作の間に
予想される部分的損失のために、それぞれAl及びTiの付
加を僅かに増やしたことを除けば、表１に示した目標化
学特性に従って造った。3"径VIM インゴット標本（溶解
物VF 755及び757 ）を、4"径、50lbにESR 処理し、VF 7
57を4"径、50lbインゴットにESR 処理した67-10-10-10-
3 スラッグ式（67CaF 、10CaO 、10MgO 、10Al₂O ₃，
3TiO₂)を用いた。適度のケイ素及び窒素の焼付きが見
られたが、合金の化学特性をESR処理中十分に維持した
と考えられる。

【００８１】全ての試験材料は以下のように均質化し
た。

【００８２】 CMBA-6 2125゜F/4 時間 +2150゜F/65時間/AC CMBA-7、8 2150゜F/4 時間 +2200゜F/65時間/AC

【００８３】これらの材料はその後2100- 2150゜Ｆで7.
6cm(3") の方形インゴットに加圧鍛造した。CMBA-6及び
CMBA-8標本は更に首尾よく1-1/4"厚さのスラブに鍛造し
たが、一方CMBA-7標本はひび割れた。

【００８４】CMBA-6及びCMBA-8標本は、その後の2050-
2100゜Ｆにおける1/8 への熱間圧延縮小の間に縁に小さ
いひび割れを示した。所望の縮小を完成させるために
は、数回の再溶解物を要した。材料は、5-15% の範囲に
縮小するために冷間圧延し、その後1325゜F/ACで、20時
間熟成した。

【００８５】CMBA-6及びCMBA-8の引張り、応力破壊及び
クリープ破壊試験標本は、標準ASTM手順に従って準備し
た。

【００８６】引張り試験は、15% 冷間圧延したシート状
標本で行った。平均横引張り特性は室温（RM)900゜Ｆ、
1100゜Ｆ、1200゜Ｆ、1300゜Ｆで行った。引張り0.2%降
伏強度、最大引張り強度及び伸び率を、これらの標本に
つき測定した。結果は下記表12に示す。

【００８７】

【表12】

【００８８】下記表13は、15% 冷間圧延したCMBA-6標本
に対する縦引張り特性試験結果を示す。CMBA-6標本に対
する引張り0.2%降伏強度、最大引張り強度及び伸び率
は、室温（RM)900゜Ｆ、1100゜Ｆ、1200゜Ｆ、1300゜Ｆ
で測定した。15% 冷間圧延したCMBA-6試験結果を商業的
報告によるWaspaloy引っ張り特性と比較した。

【００８９】

【表13】

【００９０】下記表14は、5%及び15% 水準で冷間圧延し
たCMBA-8材料で行ったシート標本横引張り試験結果を示
す。平均横引張り特性は、室温（RM)700゜Ｆ、 900゜
Ｆ、1100゜Ｆ、1200゜Ｆ、1300゜Ｆ及び1400゜Ｆで行っ
た試験につき示す。

【００９１】

【表14】

【００９２】下記表15は、5%及び15% 水準で冷間圧延し
たCMBA-8シート標本に対する平均縦引張り特性結果を示
す。

【００９３】

【表15】

【００９４】高温縦及び横クリープ破壊試験も、同様に
CMBA-6及びCMBA-8のシート標本で行った。1200゜Ｆ -15
00゜Ｆで行った試験っ結果を下記表16に示す。試験は、
15%冷間圧延したCMBA-6標本で行い、同時にCMBA-8合金
を5%及び15% の両水準で評価した。

【００９５】

【表16】

【００９６】このプログラムで試験した多くのクリ−プ
標本は、標本に加重したときに失敗した。しかし失敗
は、合金設計の結果であるよりはむしろ、許容できない
ような大きな結晶粒サイズにより生じた。従って、一般
的に望まれる小結晶粒サイズ及び結晶粒境界微小構造を
与えるためには、厳しい熱サイクル制御が有利であろ
う。更に、所望の結晶粒サイズを与えるには、熱間加工
を完了する前に中間熟成を行う、独創的熱間加工が有用
かも知れない。

【００９７】加重で失敗した標本にも拘らず、本発明の
合金が有望な破壊寿命及び延性を有することは明らかで
あった。試験結果は、5-15% 冷間加工材料が、高強度を
保持する一方で、25% 冷間加工したCMBA-6及びCMBA-7材
料と比較して、改良された合金延性が可能であることを
示した。

【００９８】例４ CMBA-6（VF790 溶解物）の50lb標本を4"径インゴットに
ESR 処理した。インゴットを、2125゜Ｆ4 時間+ 2125゜
Ｆ65時間のサイクルで均質熟成した。インゴットは、約
2100゜Ｆで2"X2" に加圧鍛造した。

【００９９】2"X2" ビレット（ロット１）を約2050゜Ｆ
で.562" 径に熱間圧延し、４つの小ロットに分割した。
第１小ロット(NN)を更に.447" 径に熱間圧延し、2050゜
Ｆで2 時間に亘り溶体処理し、24% 縮小のために.390"
径に冷間引抜きを行った。第２小ロット(RR)を.447" 径
に熱間圧延し、2015゜Ｆで2 時間に亘り溶体処理し、15
62゜Ｆで10時間/AC 熟成し、その後.390" 径（24% 縮
小）に冷間引抜きを行った。第３小ロット(MM)436"径に
熱間圧延し、2015゜Ｆで2 時間に亘り溶体処理し、1472
゜Ｆで6 時間/AC 熟成し、その後.390" 径（20% 縮小）
に冷間引抜きを行った。第４小ロット(PP).431" 径に熱
間圧延し、2015゜Ｆで2 時間に亘り溶体処理し、1562゜
Ｆで10時間/AC 熟成し、その後.390" 径（18% 縮小）に
冷間引抜きを行った。４つの小ロット全てを1350゜Ｆで
4 時間/AC 最終熟成した。ねじ付スタッド（3/8-24×1.
5)を造り、これを試験した。試験結果は下記表17に示
す。引張り試験は、MIL-STD-1312、試験番号8 及び18に
より行った。応力破壊試験は、MIL-STD-1312、試験番号
10により行った。引張り衝撃試験は、上記例２の通り行
った。

【０１００】

【表17】

【０１０１】溶体処理し、24% 冷間処理し、1350゜Ｆで
4 時間/AC 熟成した（すなわち、表17でNNと特定した処
理方法）、付加的材料を評価した。（3/8-24×1.270)及
び.640cm(.252") 径スプライン・ヘッド・ボルト標本を
造り、試験した。引張り試験は、MIL-STD-1312、試験番
号8 及び18によりボルトで行い、またASTM E8 及びE21
により標本で行った。応力破壊試験は、MIL-STD-1312、
試験番号10によりボルトで行った。熱安定性は、特定時
間に亘り高温にさらしたボルト及びさらさなかったボル
トの、引張り衝撃強度とウエッジ引張り強度（ASTM F60
6)とを比較して評価した。円筒状半加工片（3/8"径×1"
長さ）を引抜き及び熟成した棒状体から機械仕上げし、
MIL-STD-1312、試験番号13により２面剪断試験を行っ
た。これらの試験結果を下記表18に示す。

【０１０２】

【表18】

【０１０３】クリープ試験は、ASTM E139 により.252"
径標本で行った。0.1%及び0.2%クリープ時間を測定し
た。これらの試験結果を下記表19に示す。

【０１０４】

【表19】

【０１０５】CMBA-6合金の熱膨脹係数を、ASTM E228 に
より.375" 径×2"長さの標本で測定した。試験結果を下
記表20に示す。

【０１０６】

【表20】

【０１０７】３つの別個の応力緩和実験を、MIL-STD-13
12、試験番号17に記載された円筒方法を用いて、ボルト
で行った。使用したハードウエアの観察及び試験結果を
下記表21に示す。

【０１０８】

【表21】

【０１０９】VF790 溶解物（ロット２）からの2"X2" 第
２ビレットを、約2050゜Ｆで.447"径に熱間圧延し、201
5゜Ｆで2 時間に亘り溶体処理し、.390" 径に24% 冷間
引抜きを行い、1350゜Ｆで４時間熟成した。標準.252"
径標本、切欠きのある標本（3.5 及び6.0 のK _rを得る
ために切欠き先端半径を機械仕上げした）及びスプライ
ン・ヘッド・ボルト（3/8-24×1.270)を造り、試験し
た。円筒状標本の重さ及び体積を測定して、密度を.311
lb/ in³と決定した。引っ張り試験は、ASTM E8及びE21
により、平滑標本及び切欠きのある標本で行った。結
果は下記表22、23にそれぞれ示す。

【０１１０】

【表22】

【０１１１】

【表23】

【０１１２】引っ張り試験は、MIL-STD-1312、試験番号
8 及び18によりボルトで行った。これらの試験結果を下
記表24に示す。

【０１１３】

【表24】

【０１１４】疲労試験は、MIL-STD-1312、試験番号11に
よりボルトで行った。試験は、R 比o.1 又は0.8 の室温
（RT) 、R 比0.8 の 500゜Ｆ、及びR 比o.05の1300゜Ｆ
で行った。試験結果は、下記表25に示す。

【０１１５】

【表25】

【０１１６】応力破壊試験は、MIL-STD-1312、試験番号
10によりボルトで行った。これらの試験結果を下記表26
に示す。

【０１１７】

【表26】

【０１１８】熱安定性は、1)一定の応力及び温度に100
時間さらしたボルト及び2)応力緩和試験をしたボルトを
用い、その後の引張り衝撃強度、２゜ウエッジ引張り強
度及び４゜ウエッジ引張り強度をさらしてないボルトの
ものと比較して評価した。これらの試験結果を下記表2
7、 28 に示す。

【０１１９】

【表27】

【０１２０】

【表28】

【０１２１】別の応力緩和実験を、MIL-STD-1312、試験
番号17に記載したシリンダ法を用いてボルトでおこなっ
た。使用したハードウエアの観察及び試験結果を下記表
29に示す。

【０１２２】

【表29】

【０１２３】例５ CMBA-6の溶解物（VV584)680kg(1500lb) を9.5"径にVIM
処理し、14.5" 径にESR 処理し、2125゜F/4 時間+ 2125
゜F/65時間で均質熟成し、約2050゜Ｆで4.24"径に熱間
鍛造した。材料の幾らかを７ロットに分割し、下記表30
に示すように、.395" 径の棒状体に処理した。

【０１２４】

【表30】

【０１２５】７ロット全てを、1350゜Ｆで4 時間/AC 最
終熟成した。

【０１２６】標準.252" 径標本を各小ロットから造り、
ASTM E8 及びE21 により引張り試験を行った。下記表31
が、CMBA-6材料で行った引張り試験結果を示す。同材料
は、上記表30に記載したように処理し、室温（RT) 、 8
00゜Ｆ、1000゜Ｆ、1200゜Ｆ及び1300゜Ｆで試験した。

【０１２７】

【表31】

【０１２８】上記.395" 径の棒状体に加えて、.535" 及
び.770" の棒状体を用いた。これらの棒状体は、熱間鍛
造ストックを約2050゜Ｆで約.614")及び.883" 径にそれ
ぞれ圧延し、2000゜Ｆ/2時間/AC で溶体処理し、所望
の.535" 及び.770" の寸法に24% 冷間引抜きを行って造
った。棒状体は1350゜Ｆで4 時間/AC 最終熟成した。各
種の試験は、下記材料を用いて行った。

【０１２９】２面剪段試験は、MIL-STD-1312、試験番号
13にによる円筒状ブランクで行った。これらの試験結果
を下記表 32 に示す。

【０１３０】

【表32】

【０１３１】熱伝導率測定は、ASTM E1225により1.000"
径×1.000"長さの直円柱で行った。標本には３つの熱電
対があり、試験温度は-320゜Ｆ乃至1300゜Ｆの範囲に及
んだ。試験結果を下記表33に示す。

【０１３２】

【表33】

【０１３３】電気抵抗測定は、Form Point Probe法を用
いて、ASTM B193 により長さ3.00"×0.250"平方の標本
でASTM B193 により測定した。試験温度は-320゜Ｆ乃至
1300゜Ｆの範囲に及んだ。試験結果を下記表34に示す。

【０１３４】

【表34】

【０１３５】比熱測定は、Bunsen Ice Calorimeter技術
を用いて、ASTM D2766により長さ1.5"×0.250"平方の標
本で行った。試験結果を下記表35に示す。

【０１３６】

【表35】

【０１３７】ヤング率、剪断弾性係数及びポアソン比
は、動係数測定を径0.500"×長さ2.000"の標本でASTM E
494 により行って決定した。試験結果を下記表36に示
す。

【０１３８】

【表36】

【０１３９】本発明は特殊な実施態様につき記載した
が、当業者にとって本発明の多くのその他の形態及び変
形が容易に理解できるであろう。添付した請求の範囲及
び本発明は、本発明の真意及び範囲内にある、この様な
全ての他の形態及び変形を含むものと一般的に解釈すべ
きである。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明のCMBA-6及びCMBA-7合金標本の結果と、
先行技術Waspaloy及びMP210 合金の結果とを比較する、
Larson Miller 応力破壊曲線である。

【図２】本発明のCMBA-7合金標本の結果と、先行技術Wa
spaloy及びMERL 76 合金の結果とを比較する、Larson M
iller 応力破壊曲線である．

【図３】本発明のCMBA-7合金標本の結果と、先行技術ME
RL 76 合金の結果とを比較する、Larson Miller 応力破
壊曲線である．

【図４】本発明のCMBA-6合金標本の400 倍顕微鏡写真
（エッチング：150 cc Hcl+100 cc エチルアルコール+1
3 gms 塩化第２銅）で、熱間成形、熱間圧延、冷間スエ
ージ加工及び1325゜Ｆで10時間熟成した、十分に加工及
熟成された棒状微小構造を有する。

【図５】本発明のCMBA-7標本の400 倍顕微鏡写真（エッ
チング：150 cc Hcl+100 cc エチルアルコール+13 gms
塩化第２銅）で、熱間成形、熱間圧延、冷間スエージ加
工及び1325゜Ｆで10時間熟成した、十分に加工及熟成さ
れた棒状微小構造を有する。

【図６】破壊寿命994.4 時間で1400゜F/60.0 ksi試験条
件下で製造した、本発明のCMBA-7標本のクリープ破壊標
本微小構造の1000倍顕微鏡写真（エッチング：150 cc H
cl+100 cc エチルアルコール+13 gms 塩化第２銅）であ
る。

【図７】破壊寿命994.4 時間で1400゜F/60.0 ksi試験条
件下で製造した、本発明のCMBA-7標本のクリープ破壊標
本微小構造の破面部分の5000倍走査電子顕微鏡写真（エ
ッチング：150 cc Hcl+100 cc エチルアルコール+13 gm
s 塩化第２銅）である。

【図８】破壊寿命994.4 時間で1400゜F/60.0 ksi試験条
件下で製造した、本発明のCMBA-7標本のクリープ破壊標
本微小構造の破面部分の10,000倍走査電子顕微鏡写真
（エッチング：150 cc Hcl+100 cc エチルアルコール+1
3 gms 塩化第２銅）である。

【表２５】

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】下記重量パーセントの元素から成る、ニ
ッケル・コバルトを主成分とする合金であって、炭素約0.002-0.07 ボロン約0-0.04 コロンビウム約0-2.5 クロム約12-19 モリブデン約0-6 コバルト約20-35 アルミニウム約0-5 チタン約0-5 タンタル約0-6 タングステン約0-6 バナジウム約0-2.5 ジルコニウム約0-0.06 ニッケル＋付随残余不純物約2.60未満の相安定度数 N_V3Bを有する前記合金が、ア
ルミニウム、チタン、コロンビウム、タンタル及びバナ
ジウムから成るグループから選択する少なくとも１つの
元素と、タンタル及びタングステンから成るグループか
ら選択する少なくとも１つの元素とを有する合金。
【請求項２】下記重量パーセントの元素を更に含む、
請求項１記載の合金。ケイ素約0-0.15 マンガン約0-0.15 鉄約0-2.0 銅約0-0.1 リン約0-0.015 硫黄約0-0.015 窒素約0-0.02 酸素約0-0.01
【請求項３】面心立方マトリックス内に分散するプレ
ートレット相及びガンマ第１相を有する、請求項１記載
の合金。
【請求項４】実質的に脆化相のない、請求項１記載の
合金。
【請求項５】断面積で少なくとも５％縮小させるため
に加工した、請求項１記載の合金。
【請求項６】冷間加工後熟成した、請求項１記載の合
金。
【請求項７】断面積で少なくとも５％縮小させるため
に熟成、冷間加工した後再び熟成した、請求項１記載の
合金。
【請求項８】請求項１記載の合金で造る物品。
【請求項９】前記物品がファスナである、請求項８記
載の合金。
【請求項10】約1400゜Ｆに及ぶ高温で高い熱安定性及
び微小構造安定性を有する、下記重量パーセントの元素
から成る、ニッケル・コバルトを主成分とする高強度合
金であって、炭素約0.005-0.03 ボロン約0.01-0.02 コロンビウム約0.9-1.3 クロム約13.0-17.5 モリブデン約2.7-4.0 コバルト約24.5-34.0 アルミニウム約0.9-1.1 チタン約1.9-4.0 タンタル約3.8-5.0 タングステン約1.8-3.0 バナジウム約0-0.01 ジルコニウム約0-0.02 ニッケル＋付随残余不純物約2.50未満の相安定度数 N_V3Bを有する前記合金が、ア
ルミニウム、チタン、コロンビウム、タンタル及びバナ
ジウムから成るグループから選択する少なくとも１つの
元素と、タンタル及びタングステンから成るグループか
ら選択する少なくとも１つの元素とを有する合金。
【請求項11】下記重量パーセントの元素を更に含む、
請求項10記載の合金。ケイ素約0-0.025 マンガン約0-0.01 鉄約0-0.1 銅約0-0.1 リン約0-0.01 硫黄約0-0.002 窒素約0-0.001 酸素約0-0.001
【請求項12】面心立方マトリックス内に分散するプレ
ートレット相及びガンマ第１相を有すると共に実質的に
脆化相のない、請求項10記載の合金。
【請求項13】断面積で少なくとも10%-40% 縮小させる
ために冷間加工した、請求項10記載の合金。
【請求項14】高応力及び約1500゜Ｆに及ぶ高温条件下
で、高い耐クリープ性を有する、請求項10記載の合金。
【請求項15】 0.1%クリープ変形を示す前に、1300゜Ｆ
で1000時間に亘り29ksiに耐える能力及び0.2%クリープ
変形を示す前に、1300゜Ｆで1000時間に亘り45 ksiに耐
える能力を有する、請求項10記載の合金。
【請求項16】冷間加工後約 500゜Ｆ- 約1400゜Ｆの温
度で、約１時間から約50時間に亘り熟成した、請求項10
記載の合金。
【請求項17】約1200゜Ｆ- 約1650゜Ｆの温度で、約１
時間から約200 時間に亘り熟成し、断面積で少なくとも
10%-40% 縮小させるために冷間加工し、その後約 800゜
Ｆ- 約1400゜Ｆの温度で、約１時間から約50時間に亘り
熟成した、請求項10記載の合金。
【請求項18】請求項10記載の合金で造る物品。
【請求項19】前記物品がファスナである、請求項18記
載の合金。
【請求項20】下記重量パーセントの元素から成る合金
で造るファスナであって、炭素約0.002-0.07 ボロン約0-0.04 コロンビウム約0-2.5 クロム約12-19 モリブデン約0-6 コバルト約20-35 アルミニウム約0-5 チタン約0-5 タンタル約0-6 タングステン約0-6 バナジウム約0-2.5 ジルコニウム約0-0.06 ニッケル＋付随残余不純物約2.60未満の相安定度数 N_V3Bを有する前記合金が、ア
ルミニウム、チタン、コロンビウム、タンタル及びバナ
ジウムから成るグループから選択する少なくとも１つの
元素と、タンタル及びタングステンから成るグループか
ら選択する少なくとも１つの元素とを有するファスナ。
【請求項21】下記重量パーセントの元素を更に含む、
請求項20記載のファスナ。ケイ素約0-0.015 マンガン約0-0.015 鉄約0-2.0 銅約0-0.1 リン約0-0.015 硫黄約0-0.015 窒素約0-0.02 酸素約0-0.01
【請求項22】面心立方マトリックス状に分散するプレ
ートレット相及びガンマ第１相を有すると共に実質的に
脆化相のない、請求項20記載のファスナ。
【請求項23】実質的に脆化相のない、請求項20記載の
ファスナ。
【請求項24】断面積で少なくとも５％縮小させるため
に加工した、請求項20記載のファスナ。
【請求項25】冷間加工後熟成した、請求項20記載のフ
ァスナ。
【請求項26】断面積で少なくとも５％縮小させるため
に熟成、加工した後再び熟成した、請求項20記載のファ
スナ。
【請求項27】前記ファスナがボルト、ナット、リベッ
ト、ピン又はカラーである、請求項20記載のファスナ。
【請求項28】約1400゜Ｆに及ぶ高温で高い温度安定性
及び微小構造安定性を有する、下記重量パーセントの元
素から成る、合金で造る高強度ファスナであって、炭素約0.005-0.03 ボロン約0.01-0.02 コロンビウム約0.9-1.3 クロム約13.0-17.5 モリブデン約2.7-4.0 コバルト約24.5-34.0 アルミニウム約0.9-1.1 チタン約1.9-4.0 タンタル約3.8-5.0 タングステン約1.8-3.0 バナジウム約0-0.01 ジルコニウム約0-0.02 ニッケル＋付随残余不純物約2.50未満の相安定度数 N_V3Bを有する前記合金が、ア
ルミニウム、チタン、コロンビウム、タンタル及びバナ
ジウムから成るグループから選択する少なくとも１つの
元素と、タンタル及びタングステンから成るグループか
ら選択する少なくとも１つの元素とを有する合金。
【請求項29】下記重量パーセントの元素を更に含む、
請求項28記載のファスナ。ケイ素約0-0.025 マンガン約0-0.01 鉄約0-0.1 銅約0-0.1 リン約0-0.01 硫黄約0-0.002 窒素約0-0.001 酸素約0-0.001
【請求項30】面心立方マトリックス内に分散する小結
晶相及びガンマ第１相を有すると共に実質的に脆化相の
ない、請求項28記載のファスナ。
【請求項31】断面積で少なくとも10%-40% 縮小させる
ために冷間加工した、請求項28記載のファスナ。
【請求項32】高応力及び約1500゜Ｆに及ぶ高温条件下
で、高い耐クリープ性を有する、請求項28記載のファス
ナ。
【請求項33】 1300゜F/100 ksi 条件で150 時間を越え
る応力破壊寿命を有する、請求項28記載のファスナ。
【請求項34】冷間加工後約 500゜Ｆ- 約1400゜Ｆの温
度で、約１時間から約50時間に亘り熟成した、請求項28
記載のファスナ。
【請求項35】約1200゜Ｆ- 約1650゜Ｆの温度で、約１
時間から約200 時間に亘り熟成し、断面積で少なくとも
10%-40% 縮小させるために冷間加工し、その後約 800゜
Ｆ- 約1400゜Ｆの温度で、約１時間から約50時間に亘り
熟成した、請求項28記載のファスナ。
【請求項36】前記ファスナがボルト、ナット、リベッ
ト、ピン又はカラーである、請求項28記載のファスナ。
【請求項37】ニッケル・コバルトを主成分とする合金の
製造方法であって、ａ）下記重量パーセントの元素から成る合金の溶解物
にして、炭素約0.002-0.07 ボロン約0-0.04 コロンビウム約0-2.5 クロム約12-19 モリブデン約0-6 コバルト約20-35 アルミニウム約0-5 チタン約0-5 タンタル約0-6 タングステン約0-6 バナジウム約0-2.5 ジルコニウム約0-0.06 ニッケル＋付随残余不純物約2.60未満の相安定度数 N_V3Bを有する前記合金が、ア
ルミニウム、チタン、コロンビウム、タンタル及びバナ
ジウムから成るグループから選択する少なくとも１つの
元素と、タンタル及びタングステンから成るグループか
ら選択する少なくとも１つの元素とを有する、溶解物を
形成し、ｂ）固形合金材料を形成するために前記溶解物を冷却
し、ｃ）冷間加工に適したサイズに材料を縮小させるため
に前記合金材料を熱間加工し、ｄ）面積で少なくとも５％縮小させるために前記合金
材料を冷間加工し、ｅ）前記冷間加工した合金材料を、約 800゜Ｆ- 約14
00゜Ｆの温度で、約１時間から約50時間に亘り熟成する
ことを含む製造方法。
【請求項38】加工及び熟成する前に、前記合金を真空
アーク再溶解又はエレクトロスラグ再溶解させる、請求
項37記載の方法。
【請求項39】前記合金を熟成後空冷させた、請求項37
記載の方法。
【請求項40】前記合金を、断面積で少なくとも5%縮小
させるために冷間加工する前に、約1200゜Ｆ- 約1650゜
Ｆの温度で、約１時間から約200 時間に亘り熟成させ
た、請求項37記載の方法。
【請求項41】加工及び熟成する前に、前記合金を真空
アーク再溶解又はエレクトロスラグ再溶解させる、請求
項37記載の方法。
【請求項42】冷間加工した合金を熟成後空冷させた、
請求項37記載の方法。
【請求項43】請求項37記載の方法で造るファスナ。