JPS5816047A - ニツケル基合金 - 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】 本＠狗は高温下で比職的大きな引張りｍｍを有するニッ
ケル基合金（超合金と称す）及びそのよ５な合金から作
られた鋳造品とその製造品に関する。本発明の超合金は
、特に、ターーンブレード、タービンベイン、インテグ
ラルホイール等のようなガスタービンエンジンの構成部
品材料として有用である。

高温での強度が大きい事から、多くの析出硬化された。

ニッケル基合金が、ガスタービンの高温部の部品材料と
して用いられてＶる。析出物は１．一般式Ｎｉ５　（Ａ
Ａ　、　’！’ｉ　）Ｙ有する金属間化合物であり、一
般にガンマプライム（ｇａｍｍａ　ｐｒｉｍ・）または
ｒ′と呼ばれている。そのような析ｔＢ物により硬化さ
れた合金は、ガンマプライム（ｒ′）の強化超合金と呼
ばれている。近年、４Ｊ７Ｌｌｌｌで゛の七のような合
金の特性は全べ無視されているわけではないが。

改良合金の開発は高温用にその重点音量かれてきた。高
温部品としての用途が多くなったのは、新しいエンジン
の設計に於いて、高効率及び高出力の要求を満た丁ため
に、ＩスターＣンの操作温度を増加させる必要゛がある
ためである。高ｉｉｗ性は、破壊応力及びクリープ強度
、耐弊疲労、耐食性を含むものである。

熱疲労特性が中間温度（１３００″ｌ？−１５００’ｌ
？）での延性と関係している事は知られている。この湿
度範囲での延性が大きくなれはなるほど、合金の耐熱疲
労性は大きくなる。一般に言って、高い温度破壊及びク
リープ強度を有する合金゛は、熱疲労性及び耐熱腐食性
に関しては不十分である。逆に、良い耐熱腐食性を有す
る合金は劣つ九高温破壊性、クリープ性、及び熱疲労性
を示すものである。

析出硬化された高温用超合金の開発に多くの研究が行な
われてきたが、ガスタービン部品として必要な強度、延
性、及び熱疲労の要求を十分に満−たす合金は見出され
なかった。実際、最近の超合金の開発に於いて、組成の
修正により得られた強度の改良ｒｔ延性の減少′ｆ：４
ｈたらすものであった。

同様に、延性、°粘さ、又は熱腐食性が改良された合金
は、一般に不十分な強度を有している。

ガスタービンの部品材料として好適な超合金は、良好な
りリープ破壊強度、即ち、高温度での応力下で長時間、
過度のクリープ又は破壊に対する耐性を有する事が好ま
しい、そのような合金は、また、良好なりリープ破壊延
性、即ち割れや破壊を起さずに高温度での応力下で、均
一の予想通シの変型を示す事が好ましい。延性を欠いた
合金は、割れの核形成が生ずる前に殆んど変型を許客せ
Ｌその結果割れは急速く伝ばし、破損に帰するであろう
。十分な延性を欠いた材料を使用した場合、エンジン部
品は、予想外心大きな障害をこうむるＫｍいない。ガン
マプライム（Ｔ′）強化された超合金に限られている特
徴は、７０４°〜８１５℃（約１３００°Ｆないし１５
００°Ｆ）の温度範囲間−でクリープ破壊強度及び引張
９強度の急激な低下を示す事である。延性は７０４℃（
１３００ｆｆ）以下及び８１５℃（１５００″ｌ？）以
上の温度では上昇するので、この延性の低下は一般に延
性の谷間（ａｕａｔｉｌｉｔｙ　ｔｒｏｕｇｈ　）と呼
けれている。より明確に言えば、高強度の合金は、延性
の谷間の１度範囲内で延性が低下する事が発見されてい
る。

その１つのガは組山−Ｍ２００（米国特許第５，１６４
，４６５号）である。゛この合金は、多くの進歩したガ
スタービンエンジンの要求に対し十分な強度を有しては
いるが、通常の方法で鋳造された場合の１４００℃に於
ける延性の欠陥は、タービン部品への有用性を妨ぜるの
である・高温での強度を保持しつつ、低い延性の問題を
回避するために、最近の研究は、方向性凝固（ｄｉｒ＠
ｃｔｉｏｎａｌ　５ｏｌｉａｉｆＬｃａｔｉｏｎ　）と
して知られている鋳造方法に向けられてきている。この
方法は、米国特許第３２６０５０５号に述べられており
、部品に加えられた応力の方向と直交する方向に存在す
る結晶粒界を除去するものである。方向性凝固は、低い
縦クリープ破壊延性の主要な原因を除去するのであるが
、その手順には高額の経費がかが夕、そのためコストが
大きな問題とならない特殊な場合に於いてのみ使用され
る。ニッケル基超合金にハフニウムを導入する事によっ
て、延性の谷間の間亀を回避する事もま九試みられてき
た。

（米国特許第３００５７０５号、３６７７．５３１号、
３６７７７４６号、３６７７７４７号、６６７７７４８
号〕。極めて高ｆｌｊＫで高価なへ７ニウムの添加はよ
シ高価な原料コストをもたらし、合金の単位重量の増加
をもたらすものである。重量の増加は、もちろん、飛行
機のエンジン部品用の合金としては重大な不利な点であ
る。高温のクリープ破壊強度と延性の不釣合によ〕、従
来の超合金組成物を依然不適商なものに留めているので
ある。これらの不適尚な点は、ガスタービンの部品のよ
うな多くの超合金の用途への有用性を妨ぜるので特に厳
しいものである。

本発明の合金は、改良された高温での強度及び耐食性を
有している。これらの合金は、約２０００１までの温度
又はそれ以上の温度での長時間の操作に堪え得るもので
あり、極めて優れた鋳愉に鋳造する事が出来る。

本発明により、多結晶（非方向性凝固）ＩＩの新規な、
極めて高度のクリープ破壊強度と延性を有する合金が発
見されてきた。特に、クロム、アルオニウム、及びチタ
ンを含むニッケル基超合金に含まれる２１１１１１の合
金要素（ホウ素及び庚素）の量に関し、これまで窯めら
れていなかった臨界性が発見され喪。耐熱合金にホウ素
や炭素を加える事が望ましい事社、公知の技術文献及び
特許文献に多く記載されている。一般に、ある程度の童
のホウ素や炭素を添加する事によって強化される合金の
特性は、延性、強度、可鍛性、及び成る場合には鋳造性
である。超合金の金属物理学の分野での現在の技術水準
は、この特性向上についての信頼し得る正確な機構の正
しい定義又は説明を可能とするに至っていない。しかし
、超合金の開発に従事している当業者は、それら２つの
合金要素の必要性を認めているのである。

ニッケル超合金に於ける炭素とホウ素の機能は複雑で動
的である事が知られているが、幾つかの一般化を行なう
事が出来る。炭素は、その位置として結晶粒界を好む傾
向を持つ複合炭化物の形で現れる。延性への有害な効果
は、特定の結晶粒界炭化物の形態により示されてきえ、
この事は炭素を低水準に維持する必要性を示していゐ、
一方、低炭素含量は高温でのクリープ寿命の急激な減少
をもたらす事も認められている。炭化物は高温での破壊
強度に対し重要かつ有効な効果を発揮するので、一般に
は炭素を超合金組成物の１部として加えるべきであると
信じられている。

ホウ素は超合金の基本成分とみなされている。

超合金に於いては、複合ホウ化物の形で存在するホウ素
もまた、結晶粒界に位置するものである。

超合金の結晶粒界炭化物、高温でのクリープや破壊が結
晶粒界に沿って始まり波及するので重要である。結晶粒
界に於ける複合化合物線、破壊負荷の下での結晶粒界の
破断を減少させる。

公知の技術による典型的な鋳造超合金は約０．１０ない
し−１，２５重量％の炭素を含んでいる。典型的な公知
の鍛造合金では、炭素含有量は約０．０３ないし０．１
５重１量−である０例えば工Ｎｏｏ　７１５として知ら
れている市販合金の炭素含有量は０．０５重量％と低く
保たれている。研究され九５０以上の公知合金では、ホ
ウ素含有量は０．００７ないし０．０３重量−が好まし
い。これらの市販合金で使用されているホウ素が極めて
少量である事は、ホウ素が合金特性に影響を与える要素
として有効でめる事を示している。

本発明は、ホウ素含量を一般に認められている最適量の
約２０倍まで増加させＬ事によって、ガン１プライム強
化（ｒ′硬化）ニッケル基超合金の、１４００”ＰＫ於
けるクリープ破壊強度及び延性の予期し得ない改良が可
能なことを発見したことに基づいている。本発明の臨界
範囲内へのホウ素含有量の維持は、７０４℃と８１５℃
（１３００１と１５００°Ｆ）の間に存在する延性の谷
関忙関する、既に述べられた問題点を単に解決するだけ
でなく、それらの温度でのクリープ破壊強度の著しい増
加をもたらすものである。

本発明に従って、超合金に一般に採用されている童以下
の臨界上限量に炭素含有量を減少させる事によって、７
６０℃（１４００’ｌ？）に於ける合金特性を改良し、
９８０℃（１８００ｆｆＪ付近でのクリープ破壊強度及
び延性を維持又は改良する事が可能でるるという事も又
発見されている。本＠萌のこの脣微点は、７６０℃及び
９８０　℃（１４００”Ｆ及び１８００”？）に於いて
強化された特性を必要とするガスタービｙｓ品のような
用途への適用等に関して重要であると言える。

本発明の指示に従って強化された特性を示すであろう公
知の合金は、米国特許ｊ１！３３１０３９９号、３１６
４４６５号、３０６１４２６号、及び３６１９１８２号
に記載されている。これらの特許に記載されている合金
の多くは、本発明の合金と類供しているか、または合金
の１１１ｉｉからみて重複しているとは言っても、これ
らの特許にあられされている合金又はその市販合金のい
ずれも、本発明の合金のような驚異的に優れた特性を有
してはいない。この理由は、公知合金では、本発明の合
金の炭素及びホウ素含１！１の臨界的限界が認識されて
いないからである。上記の＠特許により誘導されたすべ
ての市販合金のホウ素含有ｔは、本発明の合金で採用さ
れ九最小本つ素置有量よりも実質的に少ない。

一般的に言って、本発明は１′（ガンマシライム）強化
された超合金Ｋｊｉする。これらの合金は、特に高温高
応力の下での鋳愉に適用される。本発明は、また、その
ような合金から作られるがスタービンエンシンの鋳造部
品に関するものでもある。

本発明の合金は、ニッケルを主成分としく３５％以上）
、他にクロム、アルずニウム、チタン、及びホ・つ素の
変化量を含有し炭素、ユパルト、ジルコニウム、モリブ
デン、タンタル、レニウム、二オデ、バナジウム、丞び
りｙゲステンのうちの１９又はそれ以上を組み合わせて
含有する事も出来る。＼加えて、本発明の合金は、公知
技術によって通常の超合金に含まれる少量の他成分を含
有する蔓が出来る。それらは合金の重要な特性に有筈な
影響を与えないものか又は軍歌合金の品位！￥度の不純
物量が不注意の九めに含まれてしまったものである。

不発明の主要な目的は、７６０℃（１４００°ＩＦ）付
近でのクリープ破壊強度及び地性を強加する良めに、上
述の合金に０．０５ないし０．６重食−の範囲のホウ素
を含む合金を提供する拳である。本発明の好ましい実施
態様に於いては、ホウ素を特定の範囲に維持する事に加
えて、炭素含有量は約０．０５重量−以下に維持される
。炭素含有量をこの限界点以下に維持する事によって、
７６０℃（１４００ｆｆ）付近でのクリープ破壊強度及
び砥性を改良する事、同時に、９８０℃（１８００”Ｐ
）付近でのクリープ破壊強度及び嬌性を維持又は改良す
る事が可能である。

！！Ｉは、本発明の合金に採用した合金要素の、１つの
広い範囲と２つの狭い範囲を示すものである。表■に示
されたものは、それぞれの合金登素個々に関するもので
Ｔｏル、広い範囲と狭い範囲の合金組成物を単に定義す
るものではない。しかし、表■に示された狭い範囲の合
金組成物は、より蝕ましい態様を示すものである・ 特に好ましい合金組成物は、重量−で、約８．０ないし
１０．２５−のりレム、約４．７５ないし５．５−のア
ル電ニウム、約１．０ないし２．５慢のチタに約０．０
５ないし０．３０−（よル好ましくは約０．０７５ない
し０．２１１ンのホウ素、約０．１７−までの（好まし
くは０．０５−以下の）炭素、約８ないし１２％のコバ
ルト、約０．７５ないし１．８−の早オデ、約１１ない
し１６チのタングステン、０．２０　Ｓまでのジルコニ
ウム、を含むものでめり、残余はニッケルと、合金の基
本的特性Ｋｌ＆影響を与えない不純物や偶発的な混入吻
である。

表　　■ 他の特に好ましい合金組成物は、重要−で、約７．５な
いし８．５−のりｐム、約７．７５ないし６．２５−の
アル電ニウム、約０．８ないし１．２１１のｆｌン、約
Ｑ、０５　ｒｚｖ　ＬＢ、！１　［１５ｋ　（好マシく
ハ約し１０．５−のコバルト、約５．７５ないし６．２
５４１ｂのモリグヂン、約４．０ないし４．５−のタン
タル、０．０５なｈＬｏ、１０１Ｇのジルコニウムを含
むものでＩｎ、残余はニッケルと、合金の基本的特性に
悪影響を与えない不純物や偶発的な混入物である。

本発明の合金に存在するかも知れない不純物及び偶発的
な混入物ば、Ｏ，ＳＯ＊以下のマグネシウム、銅、及び
珪素と、０．２０−以下の硫黄及びリンと、２．Ｏｆ！
以下の鉄を含むものである。窒素、水素、スズ、鉛、ビ
スマス、カルシウム、及びマグネシウムのような不純物
は出来るだけ低含有量に抑えるべきであろう。

０．０５ないし０．６重量−の臨界範囲内にホウ素を含
有する本発明の合金は、公知のガンマシライム強化され
たニッケル基超合金よ〕も、１３００ないし１５００’
″Ｐに於いて強化されたクリープ破壊強度及び延性を示
す、このように、本発明の合金は、１２０時間以上破壊
せずに、１４００ｆｆで９４．０００　ｐｓｉの外力に
堪える事が出来る。更くこのような中関楓度範ｉ！１（
１３００ないし１５００Ｑ１？）での強度中延性特性の
改良は、高ＩＩ（１７００１以上）熱疲労特性に対する
明白な有益な効果を伴なっている。中間温度に於ける改
良された強度及び延性を有する本発明の合金は、本発明
の臨界範囲外のホウ素含蔓量を有する合金よりも、高−
熱疲労による割れに対する耐久性に於いて非常に優れて
いる。

ガスタービンエンジ／の設計者は、信頼し得る材質の選
定に大きな重要性を置いている。この事は特に、予ｊＩ
！出来ない工ｙジン部品の破損が飛行機と乗客を危険に
陥れる大型飛行機工ンジｙの回転部分について特にあて
はまる事である。（の種類の工ンジ；／に於いて更に厳
しい条件を要求され為部品の１つは高熱部又はタービン
羽根である。

これらの部品が受ける温度及び応力の厳しい条件のため
、それらは高強度超合金から形成されねばならない。

：Ａ１ｇの設計で鉱、高速度で回転する羽根車の周辺に
あるタービン羽根の機械的付属品を含んでいる。エンジ
ンの運転に際し、高温ガスは回転翼の翼部分を通り、翼
とディスクを高速回転させる。

高温ガスは金属温度を上昇させ、ディスクの高速回転は
遠心力による外力を加える。付属品又は翼の根の部分は
大きな翼の　　　　　　　　　　冷却効果によりある程
度温度にのみ加熱される。翼の根の部分が加熱されて到
達する温度は、しばしば延性の谷間の温度範囲７６０℃
〜８１５℃（１３００ないし１５００°Ｆ）内にある。

７６０’０（１４００”ｌ？）付近で翼の根の部分に予
想し得るような変型を生じ、−万機械的に加えられた歪
みに対しクラッキングを生ずる事なく堪える事、即ち、
その合金が適切な延性を有しているＩＦは、タービン羽
根の翼に使用される合金の基本的特性である。０．０５
ないし０．３０　％の臨界範囲のホウ素を含有する本発
明の合金は、ターＣン羽枳用の公知の合金よりも、１４
００”Ｉ？付近での強度及び延性に於いて非常に優れて
いるのである。

翼の根が接している回転羽根のディスクもまた、疲労や
割れの波及を妨ける延性及び強度とともに、クリープや
破壊に対する高度の耐久性を会費とする。従って、本発
明の合金はディスク用の合金として強化された特性を提
供するものである。

小製ガスタービンの製造に於いては、一般Ｋ。

個々のディスクや翼の集合体よりもインテグラル・ホイ
ールが採用される。インテグラル・ホイールは、周辺部
に放射状に延長している翼を有するディスクからなる単
一体であ〕、通常性インベストメント鋳造法によシ製造
される。小型エンジンの通常の操作型式では、上記のよ
うな部分は急熱急冷される。低サイクルの熱及び機械的
−労のために、通常の操作型式では、翼の閣のディスク
・リムの部分で早期のクラッキングが生ずるものである
。多くの工／ジン設計に於けるディスク・リムは約１４
０α１までの温度で操作されるので、本発明の合金によ
り、インテグラル・ホイールのすべての運転条件にわた
って、特性の強化が行なわれる。

タービンエンジン用として最近使用されている重要な公
知合金の幾つかの例が表■に示されている。表中の数値
は重量％で示された各成分の量である・それぞれの合金
に於けゐホウ素及び炭素の量は、はは最適値であるとみ
なされている。それぞれの合金ム、　Ｂ　、　Ｏ、Ｄ　
ｔ　ｌ　ｔ　’の米国特許屋及び市販名は表中に示され
ている。

比較のために、表■の合金に類型する組成を有するが本
発明の臨界範囲内のホウ素を含有する合金を製造した。

これらの例示合金の分析値は表■に示されておシ、それ
ぞれム−１、Ｂ−１等と名づけられている。表■の合金
と表■の例示合金の標準試験棒（径０．２５イ／チ）が
真空■で鋳造された。すべての例示合金試料は、１０７
５℃１９７５ｆｆ）の温度下及び保護的雰囲気の下で４
時間熱処理され、その彼空冷された。例示合金は、また
、８９８℃（１６５０°Ｐ）で１０時間時効熱処理され
た。懺■の市販合金はそれぞれ、その合金の開発者によ
シ推薦されている方法に従つて熱処理され友。

表■は、市阪合金ムｔ　Ｂ＃　’　＊及び１と例示合金
ム−１−１１、Ｏ−１、Ｏ−２，０−３，及びＩｎ−１
の比較されたクリープ破壊強度（破壊が生ずるまでの時
間）と延性（破断前クリ−！。

ｐｒｉｏｒ　ｏｒ・・ｐ）を示している。すべての合金
は９４．０００　ｐｌｉ　ｆ）外力及び７６０℃（１４
００’Ｐ）の甑度下で試験された。

表■のデータは、本発明の臨界範囲内のホウ素含有量を
有する合金が、７６０℃（１４００ｆｆ）の下でのクリ
ープ破壊強度及び延性に於いて非常に改良されている事
を示している。０．２０重量嗟のホウ素の場合、例示合
金０−６の特性値は例示合金ｏ−２の特性値よシも低下
しているが、合金０よりは明らかに顕著な改良がみられ
る。

表■ないし■のデータは、最大操作楓度が７６０℃（１
４００’１？）を超えないガスタービンエンジンの部品
に使用されるニッケル基合金の有用性社、′ホウ素含有
量を、これまで過剰とみなされていた効果的なレベルに
まで増加する事により大きく強化される事を示している
。

表　　■ 米国特許番号　　　　商品名 ム　３３１０３９？　　　　Ｂ−１９００Ｂ　　５３１
０５９９　　　　Ｂ−１９１０ｏ　　３１６４４６５　
　　ＭＡＲ−ｗ　２００Ｄ　　　３１６４４６５　　　
　ＭＡＲ−Ｍ２４６ｘ　　　５０６１４２６　　　　　
ｘｙ−１００１Ｆ　　　５６１９１８２　　　　　工Ｍ
−７９２表　■ 例示合金ム クリープ破壊特性 ム　　０．０１６　　　　　３１．０　　　　１．９８
ム−１０，１０２２９，６６，８０ Ｂ　　　Ｏ，０１５１０２，１３，６８Ｂ−１０，１０
２９７，２８，９５ ｏ　　　Ｏ，０１５４６，７０，９１ ｏ−１０，１０４００，６，５，６０ ｏ−２０，１３４４２，６６，４５ ｏ−３０，２０２４５，５２，３５ １０，０１２，２６，６０，９６ ｍ−１０，１０３４５，ｆ）　　　　５．２５破断前ク
リ−ｆ：試料が破断する前の最後のクリ−Ｉの延び ガスタービン用合金忙於ける改良され九高温９２６℃（
１７００″Ｐ以上）クリープ特性の必要性は、７６０℃
（１４００°Ｆ）でのクリープ破壊強度及び延性の改良
に匹敵し得るはど重要なものである。そのため、１７０
０ないし１９００ｆｆの間の温度範囲に於けるクリープ
破壊特性に対する高含有量ホウ素の効果が、１８００ｆ
ｆの温度及び２９．０００　ｐｓｉの外力の下で熱処理
された試験棒を用いたクリープ破壊試験を行なう事によ
シ研究された。

試験結果は、７６０℃　（１４００＠Ｐ）での特性値に
対しては効果的であるとして示された高ホウ素含有貴が
９８０℃（１８００°？）での破壊強度に対しては有害
であった事を示している。この効果は、表■のすべての
合金の、り９−ｆ変型及び延性の顕著な増加に対する耐
久性を弱めるものでＴｏシ、即ち、より強度の少ない、
しかし延性の大きい物質をもたらすものである７６０℃
（１４００”Ｐ）及び９８０℃（１８００ｆｆ）でのク
リープ破壊強度及び延性を必要とするガスタービン部品
に対し、表■で示されてｉる合金を使用した場合、７６
０℃（１４００ｆｆ）での延性は改良されるが、９８０
℃（１８００ｆｆ）での強度は減少する結果をもたらす
ものであシ、そのような使い分けは受は入れ難いもので
める。

更に本発明と一致して、炭素含有量を約０．０５重量−
以下の臨界範囲に減少させることＫよ〕、７６０℃（１
４００°Ｆ）での特性を改良する事、及び９８０℃（１
８００ｆｆ）でのクリープ破壊強度及び延性を維持及び
成る場合には改良する事が可能である。０．０５重量−
以下の炭素を含有する本発明の合金は、４０時間以上に
わ九シ破壊する事なく、９８０℃（１８００Ｑｌ？）の
温度及び２９．０００　ｐｍｔの供給外力に堪え得るも
のである。

本発明の低含有量炭素扛７６０℃（１４００”？）及び
９８０℃（１８０００１？）の下で強化された特性を必
要とするタービン部品に於いて脣に重畳な点である。既
に述べたように、７６０℃（１４００′１？）付近での
特性線、タービン翼の根の部分に調して特に重畳である
。しかし、高楓ガスは真の根の部分を通過し、金属の温
度を９２６’〜１０３６℃（１７００ｆｆ〜１９００’
ｌ？）まで上昇させる。従つて、タービン羽１ｌｋＦｉ
、７０４°〜１０３６℃（約１６００ないし１９００°
Ｆ）或いはそれ以上の温度範囲を通じて高度の特性を有
する合金を必要とするのである。

本発明の低炭素含有量の有用性及び優位性を示すために
、例示合金（ム−２、Ｂ−２，０−４ないし１６、Ｄ−
１、ｍ−２ないし９、及び１−１）と比較合金（０−４
ないし０−１３）が真空下で溶融する事によシ製造され
た。標準試験棒（０，２５インチの径）が真空下で鋳造
され、これらの試料はすべて保験的雰囲気の下で１Ｄ７
５℃（１９７５″Ｉ？）で４時間熱処理された。空冷後
、すべての試料は８９８℃（１６５０ｆｆ）で１０時間
時効熱処理された。これらの例示合金（１グループを除
く）を狭Ｖに示す。Ｃ及び１グループの分析値は表■及
び■に示されている。これらすべての合金の組成に於い
て、炭素は、通常の母合金及び金１ｌｌＩＶｔ用いて出
来るだけ低い含有量に抑えられた。そのような方法は通
常のものである。しかし、臨界上限量を決定するために
、所望量の炭素が添加された。

すべての低炭素含有量の例示合金および比較合金につい
て、９８０℃（１８００°Ｆ）、２０６０ｋｌ／ａｘ”
　　（２９，’０００　ｐａｔ　）で、及び７６０℃（
１４００°Ｆ）、６５８０　ｋｌｌ／ｌが（９４，００
０ｐｓｉ　）でクリープ破壊試験が行なわれた。比較の
ために、嵌■の市販合金ム、Ｂ、Ｏ，Ｄ、］１．Ｆの同
様の試験を行った。これらの市販合金は、最大の機械的
特性を得るために、その製造者が推薦する手順に従って
熱処理され九。これらの条件の下で、市販合金り及びν
についてのクリープ破壊のデータが、それぞれの合金製
造者による技術文献から得られた。

表■のデータは、広範囲の超合金に対する本発明の適用
性を示している。市販合金ムｔ　Ｂｔ　’　ｅＤに相幽
する４つの例示または比較合金は、目標の含有量、即ち
０６０１重量の炭素及び０．１０ないし０．１２重量−
のホウ素に近いレベルの含有量を膚している。表穫にあ
られされて−る市販合金と例示ないし比軟合金の比較試
験の結果は、すべての場合に、７６０℃（１４００°Ｐ
）及び９８０℃（１８００’ｆｆ）でのクリープ破断寿
命及び延性は極めて重畳な改嵐がなされている事を示し
ている。

最も顕著な効果は合金１−１の場合であって、７６０℃
（１４０口１）での破断寿命は合金１の４倍でＴｏシ、
延性は２倍であった。９８０℃ｃ１ａｏｏｉ）では破断
までの時間は２倍以上であり、異常な増加を示した。

表Ｖ 台金ＣとＣグループの比較合金との比較結果は表■に示
されている。７６０℃（１４００”ｌ？）での結果は表
■で示した会知り高炭素含量合金に匹敵する強ＷＬＹ示
している。この事は、ホウ素が。

炭素含有１ｉｔＫかかわらず、７６０℃（１４００ヤ）
での特性の改良に効果的である事Ｙ示している・９８０
°Ｃ！（１８００’Ｐ）での結果は、ホウ素含頁敏が約
０．１５重量−に増加するに伴ない、クリープ破壊寿命
が長くなる事を示している。　０．１５重ｉｔ−のホウ
素含量では１強度は少し下降する。比較合金ｃ−４は１
４００ヤに於いて極めて優れた破断強度Ｙ示している力
ζ低含量のホウ素及び炭素は、９８０’０（１８００’
ｌ？）での低い延性の原因となっている。加えて、低ホ
ウ素含有量及び低炭木含１ｊｉｉは鋳造に於いて、劣っ
た鋳造性及び冷却の際のクラック発生の傾向の原因とな
るものである。低炭素含胃皺の合金に於けるこれらの間
馳ン避けるのに必要な最小ホウ素含有量は約０．０５夏
ｔＳである。

台金Ｅと例示合金冨グループの間の比較試験結果は表Ｘ
Ｋ示されている。これらのデータに於いては、７６０℃
（１４００＠Ｐ）での強度は表■で報告された高炭素含
量のもの（１１−１）より低いが市販合金冨よりも改良
されている。加えて、約０．０５ないし０．１５重量−
のホウ素含有量範囲内に於いて、９８０℃（１８００ヤ
）での特性は維持されている。例示合金鵞−９に於いて
は。

０．２２重量−のホウ素含有量及び９８０℃（１８００
″Ｆ）での強度は市販合金鳶の約６０９１６である。

表ＩＶ、Ｖ、ｍ、ＩＫ、及びＸで提出されているクリー
プ破断データは、０．２５０インチの径のゲージ部分Ｙ
Ｗする標準試験棒ン用いて展開されている。クリープ特
性を強化する事によりタービンの部品に適用し得る事を
示すために、幾つかのタービン羽根の鋳造品を合金ｃ−
７から製造し、それらの鋳造品を分割して試料ン得た・
既に行なったものと同様の温度及び外力の東件の下で試
験ン行ない、表Ｘで提出されている結果ン得た。このデ
ータは、試験棒に比して予想された特性の減少ｔボして
いるが、タービン部品鋳造品からの試料としては１例外
的に良好な強度及び延性ン示していると言える。

ガスタービンエンジン用材料としての耐熱材料Ｙ選択す
る上での他の大きな間一点は、長時間高温下にさらされ
た後にも最初の特性を保持し得る合金を選択する事であ
る。ＩＰＩｌ示合金ｃ−７の試験棒Ｙ、８１５℃（１５
００’Ｐ）、２８００Ｍ／ｃＩＰ（４０，０００ｐａｉ
　）の外方の下で１．０００時間。

クリープ試験を行ない、七の金属組織ｖｔｌ１４べた。

有害な相の形成は観察されず、更に、熱処理し放しの同
じ合金と比較するために、７６０℃（１４００”Ｐ）、
６５８０に９／ｃＩＩＬ”　（９４，０００ｐａｉ　）
でクリープ破断試験を行なった。！！刈に示されている
結果は、破断寿命には変化がない事。

及び７６０℃（１４００ｆｆ）での延性は改良されてい
る事Ｙ：あられしている。

０ＣＪＣＪ（Ｊ口０◎ＯＯＵ口 １１１１１１１１ １４１１ＩＩＩｌ１１１ｍ′閾　閾　閾　閾　閾クリー
プ破断特性 ７６０℃／６５８０ゆ／菌ｓ　　　９曲℃η０３０ゆ／
ｉ寿　命　破断前クリープ　　　寿　命　破１１１Ｆｒ
前クリープ１　　　３７１．９　　４．５６　　　　　
４２．５　　　４．５２　　　２６４．４　　５．５８
　　　　　　δ３．３　　　７．１５　　　　　１７２
．４　　　　２．０ロ　　　　　　　　５４．４　　　
　　５．１４　　　２８１．５　　５．５０　　　　　
３９．６　　１１．４５　　　　　　　　　　　　　　
　４？、４　　７．２６　　　　　　　　　　　　　　
　　　４６．１　　１１．５表　刈 寿　命　破断前クリープ ｌａ：科の条件　　　（ｈｒ）　　　　（嚢）Ｃ−７熱
処理し放し　　４５２．９　　　３．５３Ｃ−７％処理
に加えて　４＜５３．３　　　４．０３１５００”Ｆζ
４０１０００　Ｐｈ１ ｃｖ下ｔｔｃ　１００００時ｔＭＩｇらに於いては、ク
リープの延びが時間に対してデ日ツトされている。そこ
では１本発明の合金による低炭素含Ｍｔの合金中のホウ
素含有量に対してクリープ破断寿命を示すものである。

←影零會零壜工■工本尊下、１４００　’Ｐ　−９４ｍ
０００　ｐｓｉ　−１８００”Ｐ−２９，０００ｐｓｔ
）１４００ラー９４．０ロロｐｓｉ及び１８００ｆｆ−
２９，０００ｐｓｉでの市販合金Ｃのクリープ破断寿命
はそれぞれ点Ａ及びＢで示番れている。図から明らかな
ように。

本発明の臨界範囲内にホウ素含有量を維持する事によっ
て１４００”ｌ？でのクリープ破断寿命は改善ホウ重含
ＭｆＩｋＫ対してクリープの延びｔプロットしたもので
ある。市販合金Ｃのクリープの延びは点Ａ及びＢで示さ
れている。本発明の臨界範囲内にホウ素含有ｔＹ維持す
る事によって７６０℃（１４００Ｊｌ？）でのクリープ
の延びが改善されている事がわかる。９８０℃（１８０
０ヤ）では。

本発明の範囲内の合金のクリープの延びは市販合金はど
高度ではないが、受は入れられ得る水準には達している
。

観察されたクリープ特性の強化の機構を解明丁餉放しの
市販合金Ｃの３００倍の通常の金属組織Ｙ示している。

明るい食刻されたような樹枝状の腕又は枝状の腕はタン
グステンの偏析を示していもまた３００倍であって１例
示合金Ｃ−７に於けるホウ素ｇ）添加及び炭素の減少か
ら生ずる金属組織のｗ４ｆな変化ン示している＠０．０
２重量嚢以下への炭素の減少は、安定な炭化物として結
合していたチタンＹ遊離する。遊離チタンの増加は。

７６０℃（１４００’？　）　テノｍｅｌｋ−’ｍｌ化
ｆルア１のミクロ組織効果として知られている。結晶粒
界中のｒ’　Ｌガンマプライム）共晶の形成ｔもたら丁
。ホウ素の添加は、　Ｍ、Ｂ、　（Ｍはクロム及びタン
グステン）型のホウ素化４！ｒ智として電子ビーム分析
によりＷ１認される不連続の結晶粒界の形成に至るもの
である・これらの結晶粒界粒子は、低炭素含ａｍの合金
の９８０℃（１８００”ｌ？）でのクリープ破壊延性を
回復させる事に重大な関係Ｙ有している。

ム）粒子内のホウ素化合物の析出物が観察されるうζこ
の現像は一般的な組成の超合金には見られないものでが
る。極めて微細なホウ素化合物粒子の存在は、ガン！プ
ライム粒子による転位を妨害するものであり１本質的に
は、９８０℃（１５００’Ｉ？）でのクリープ変型に対
する耐久性を改良するための分散強化の効果を提供する
。このミクロ組織効果は市販合金には見られない点であ
る。

本発明の合金の多くは押し出し成型及び鍛造する事が出
来る。鍛造された高強度のニッケル基超合金は、一般Ｖ
Ｃ％５３００〜８１５℃（１０００ないし１５００″Ｐ
）の温度範囲に於ける延性及び耐破砕性が主要な問題と
なっているような用途に採用される。七のような用途は
ガスタービンエンジンのタービン羽根やコンプレッサー
のディスク馨含むものである０本発明の合金の鵞グルー
プを通常の方法により熱間鍛造して、優れた特性′Ｙ：
有する成型体を造る事が出来る。例えば１合金Ｅ−１と
Ｂ−５は、優れた鍛造ディスク及び翼の材料としての必
要？見越して、１０９３０〜１２０４”ＣＬ　２０００
ないし２２００°Ｐ）の温度範囲で押出し成型及び鍛造
する事に極めて満足丁べき反応ゲ示す。

本発明は１Ｆ、−、粒子の大きさ１組織、及び既に述べ
たホウ化物成分の分布の制御のために粉末冶金法を採用
する事も出来る。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明の範囲内にある合金と、本発明の範囲
外にある合金との１時間に対するクリープ’Ｐ−９４，
００Ｄ　ｐｓｉ　）及び９８０℃−２’０３０に９／ｌ
ｘ＋１（１８００’Ｐ−２９，０００ｐｓｉ　）の下で
の。 ニッケル基合金中すホウ累含Ｍ量に対してクリーゾ破壊
寿命ｔプロットしたものである０本発明の範囲外の、上
記の合金に類似の市販合金について比較される合金の３
００倍の顕ａ鏡写真の複製で代理人　浅　村　　　皓 外１名 ＦＩＧ、４ ＦＩＧ、　５ ＦＩＧ、６ Ｆ（，７ 手続補正書（方式） ％式％ ２、発明の名称 ≦ハダが１し１１んン釦 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 ４、代理人 ５、補正命令の日付 昭和Ｓり年り月２７日 ６、補正により増加する発明の数

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. ８〜１１重量−のクロム、３．５〜６．５重量嘩のアル
   ミニウム、０．９〜５重量重量子タｙ、ｏ、ｏｓないし
   ０．５重量−のホウ素、０．１５重量−以下の炭素、９
   ．０〜１７重量−以下のコパル）、０．１−以下のジル
   コニウム、２．０〜６．５重量−以下のモ’）ｆデンと
   ；１．５〜７．０重量参のタンタル、２重量囁以下のバ
   ナジウムの群から選ばれた少くとも１種と：残余が約３
   ５ないし８５重量％０ニツケルと、合金の基本的特性に
   有害な影響を与えない少量の不純物及び偶発的混入物か
   らなシ、特に７６０℃附近の嬌性の谷間の楓度域でのク
   リープ破断強度が高く９８０℃附近で十分なりリーゾ強
   度ｔ−有するニッケル基亀會会。