JPS5877558A - 鉄―ニッケル―クロム型マルエ―ジングス―パアロイ及びその製法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は合金、特にこの発明はスーパアロイとこれら
のスーパアロイを熱処理する方法との特別な関係に関す
る。スーパアロイは高めた温度で高強度をもつ合金であ
る。

この発明、は原子炉、特に液体金属型の高速中性子増殖
炉の経験から出発したものである。この発明の起源にも
拘らず、この発明はその範囲が原子炉に限定されるもの
ではないと理解されるべきである。この発明により生成
される合金またはこの発明の合金を処理する方法は一般
的な用途がある。このような用途はこの兄１ｊｌＪの範
囲内のものである。

液体金属型の高速中性子増殖炉ならびに他の原子炉では
燃か）は被覆中、代表的には円筒形の被覆中に封入され
ている。燃料を含むノツプセルは通常燃料要素捷たは燃
料棒と呼げｔする。先行技術の教示によれば、被覆Ｖま
不銹鋼、代表的にはＡＴＳＴ、、？／Ａ　　不ｇ銅から
なる。液体全林ｉ（代表的には金属す）　ＩＪウム）が
流れる導管もこの、？／１鋼からなる。実際にはこれら
の被覆及び導管についても障害が経験された。」二記不
企ノリ鋼は中性子に衝撃されると、特に中性子束がエビ
サーマル（１１８＞θ、／ＭｅＶ）のものであるとスエ
リングを起す。加うるに、前記不銹鋼１１：このタイプ
の原子炉が操業される高めた偏度すなわち５ｖθ℃及び
それ以上の温度ではｌ安な強度をもたない。扱榎の場合
にはこの問題は％に〕ｈ要である。燃料は核分裂反応に
よＪ）　７ＩＩｌ熱されるとカプセル中で膨張し、その
ほかガスも発生するからカプセル内では高温度で高圧力
を発生する。

従って被覆は強い応力をうける。４管に働く応力は、導
管の温度は被覆の温度より低く、また導管がさらされる
機械的圧力は低いがら、被覆の場合より小さい。肢榎及
び導管の不銹銅は中性子の照射によって増強さノ１．る
かなりのりＩＪ−プをうける。

改善された被覆及び導管材料を提供するために事芙神々
の合金が考えられた。研究された合金のうちには米国特
許第、２／９９．９７ｇ号、第り／２９，１１１−号及
び第り／７コ、りｑ−号に記載のようなｒ′相析出硬化
したオーステナイトスーパアロイがある。上述の特許に
冶金条件のほかに、これらの合金は溶体化処理及び冷間
加工条件についての研究が行われた。これらのγ′オー
ステナイトｆｌ・オーステナイト合金３／Ａより一般に
良好な耐スエリング性、高強度及び＾応力破壊強度分も
つように設置１・できる。

被覆及び導管材料として使用するためＶＣ考えられた他
のクラスの合金は場合により少量のニッケルを含む完全
にフェライト析出硬化性合金である。これらの合金の例
は米国時π１・第号０１μ３１−づ処記載さ力、ている
。こｔｌらの合金は適当に処理ちれノ１、は液体金域型
市速中性子増殖炉″＄覆が遭遇する代表的″ｆ′ｒ、温
度での良好な１嗣スエリング性、許容できる延性及び茜
強鹿を合わせもつことができると考えられる。

コ（１’）発明によれは新規なりラスのマルコ、−シン
グスーハアロイが見出され、散体金属ノ１ｌｌｌ茜連中
性子増殖炉で使用するのに適してたものである。こり、
らの合金はニッケルークロム−鉄Ｍｒ’強化スーパアロ
イで、７ｇ−，２ｓＩＪ−＞Ｉｉ％のニッケル、”−ｇ
　事ｋ　％のクロム、アルミニ１クム及びチタンの一方
寸たは両方のｒ’　：Ｈ−］形形成水ならびに固溶体強
化剤のモリブテンを含む。熱処理したこの合金のミクロ
組織はγ′相及び変成（ｄθ−ｃｏｍｐｏｓｅｄ）　Ｆ
ｅ−Ｎ：ｉ、−Ｏｒ　　タイプのマルテンサイトｆｔ＠
む。この変成マルテンサイト組織＆［フコ−ライト地内
にγ′析出相及びβ′伯出相紮？８１１＋・。史にこの
ほか、残されたオーステナイト及び１ｖθ−Ｎｉ−Ｏｒ
型フマルテンサイトまた存在する。

この発明による合金は充分に処理された状態では室温か
らｔＳＯ″Ｃ′！！での温度ですぐれた延性と強度を併
有り１、また耐スエリング性がある。

この発明による合金は上述の固溶体強化剤（これは好捷
しくにＭｏである）（ｉ−θ、Ｓ〜／、ｊ重量％含むの
が好ましい。最も好ましくはＭＯは約／重量優に保たれ
る。

好適にはこの合金は上述のｒ′形成元累とし７てｉ、ｓ
〜３゜ＳＺ値チのチタン及びθ、１へ、Ｓ重置チのアル
ミニウムを含有する。

この発明による合金Ｃま約θ謙重ｉｔ　％−１でのケイ
素、θ、θ／〜ｏ、ｉ重量・チの炭素及びθ、Ｏθり〜
０、／／　　重量俤のジルコニウムを含む。マンガンｔ
ｄＯ，／〜Ｏ，Ｓ重量優のレベルで添加してもよいが、
できるだけ低く保つべきである。この理由ハ高レベルの
マンガンはマルテンサイトの形成を抑制するからである
。

また、この発明による合金は最初に合金をオーステナイ
ト化して実質上均質な、実質上棺−相の組賊を造り、次
いでオースエージングしてγ′相を形成させ、それによ
ってオースブナイト地ノニッケル含せを減少させ、かつ
Ｍｓ　（マルテンサイト化変態開始点温度を上昇させる
。この合金を次いでＭｓ　　温度以下に冷却してオース
テナイト地の少くとも一部をＦｅ−Ｎ　ｉ　　ＣＥ　ｚ
　　型マルテンサイト（Ｆｅ−Ｃ型マルテンサイトでｉ
ｊなく）に変換する。このＦｅ−Ｎｉ−Ｏｒ型マルテン
ザイトは体心立方晶７エライト結晶構造をもち、双晶、
転位及び神々の量の合金中に存在する他の元素を含有す
る。Ｆｅ−Ｎｉ−Ｏｒ　　マルテンサイトは板状−また
は針状形態をもち、これは時にマルエージング文献では
塊状マルテンサイトと呼ばれる。

合金を次いで再び加熱して残存オーステナイト中に付加
的なγ′相を造り、同時に前の工程で生成したＦｅ　−
Ｎｉ　−Ｏｒ　型のマルテンサイトをマルエージングし
てγ′相ならびにマルエージング中に生成した他の相或
は析出物を含む変成ＩＩ’θ−Ｎｉ−Ｃｒ　　型マルテ
ンサイトを生ずる。

合金をにいで残ったオーステナイトのＭｓ　　温度未満
の温度に冷却し、そのかなりの部分をＦｅ　−Ｎｉ−０
ｒ　　型マルテンサイトに変える。

オーステナイトの実質上全部をＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ型マル
テンサイトに変え、得られたマルテンサイトヲマルエー
ジングするために必要に応じてこれらの加熱及び冷却工
程を繰返す。

好適にはマルエージング工程とオースエージング工程の
数は、各冷却工程における０℃以下に冷却することによ
ってオーステナイトのマルテンサイトへの変換を一層完
全なものとすることによって、減らすことができる。

オーステナイト化工程はγ′相ソルバス（浴解度曲線）
より高い温度、好捷しくはワ００℃〜／、２θＯ℃、最
も好ましくは約ｉｏｏθ℃で行われる。最初のオースエ
ージング工程はγ′相ソルバスより低い温度、好捷しく
はｑｓｏ℃〜ｇｓｏ℃の温度で行われる。後のオースエ
ージング及びマルエージング工程は好１しくはｔｓｏ℃
〜ｇｏｏ℃の温度で何われる。ｔ５０℃〜ｇｏθ℃処理
の代りに４３−０℃〜ＳＯＯ℃でのよシ低い温度のオー
スエージング及びマルエージング処理も使用でき、より
高温度のオースエージング及びマルエージング処理に比
べて増大した強度なもつが、延性は低下した最終化成が
得れる。液体金属型高速中性子増殖炉のような高温用途
に対してはｊＶｉ３温度オースエージング及びマルエー
ジングの方が好適である。この理由に１これらの処理の
力が低温度処理より一層安定なミクロ組戚を−ｌＪえる
からである。

この発明を一層明瞭に理解するために不例のための便宜
な実施仲様を図を参照して説明する。

この発明の合金の一般的組成範囲は下記の通りである： ニッケル　　　／ｇ〜λ５重Ｍ％ クロム　　　　　グ〜ｇ重量俸 モリブデン　　　０．３〜／、Ｓ重Ｗ％チタン　　　　
　７．５〜３．３重量受アルミニウム　　ｏ、ｌＩ〜λ
、Ｓ重置チ残余　　　　　　不純物以外は実質−ト鉄ク
ロムは耐腐食性のために添加されるが、ｇ重置φ以下に
保たれる。この理由はクロムが増えるとγ′　相ソルバ
ス温度を低下させ、ならびにＭ８温度を抑制することに
よってγ’［Ｎｉ、（Ａ、ｔ、Ｔｉ）’）　の生成速度
を低下させる傾向があるからである。３％を越えたクロ
ム含量ではオースエージング処理中のγ′　形成速度が
低下するためにγ′　相形成によるオーステナイト地の
ニッケル金線の減少を実質的でなくする。しかし、最低
レベルの耐腐食性を確保するためにはクロム含射は約９
重量係以上に保たねばならない。

モリブデン含Ｍは合金の耐スェル性に有害であるパイル
中すラベス相の生成を僻けるためにｉ、ｓ重ｗｔｓ未満
に保つべきである。しかし、モリブデンは固溶体強化の
ために少（ともＯ，Ｓ重量％のレベルで存在すべきであ
る。最も好ましくは、モリブデンが固溶体を強化し、ラ
ベス相の形成をさけるために、約ｌ車１１％に保つべき
である。

ナタン及びアルミニウムはオースエージング中にγ′相
［Ｎｌ　３　（Ｔｌ　ｌ　Ａｔ　）　：］相を形成［７
、Ａ−スデナイト地のニッケル含ｍを低下させ、それに
よってそのＭｓ　　温度を上昇させることにより合金を
室温に冷却する際にＦ’ｓ　　Ｎｉ−Ｃｒ型マルテンサ
イトを形成させる。この合金のアルミニウムｉｔはイー
タ柑の形成を防止し、パイル中の析出相の安定性を増進
し、スェルを最少となすのを助勢する。充分に熱処理し
た状態ずなＪつちマルエージした状態ではγ′　相がミ
クロ組織の着量割合を占め、合金の高強度に−１：、と
じて貢献する。γ′　相の体積割合は約、２５％のよう
な高割合である。

上述の元素のほかに、この発明の合金は０．／〜θ−３
ｍＭ％のマンガン、及び０．０　／〜θ、／重量％の炭
素を含むことかできる。この合金はまた適宜θ、り重量
係までのケイ素及びθ、００５〜０．７７％のジルコニ
ウムをスエリング防止のために含んでいてもよい。

第１表にこの発明による乙種の合金の公称組成を掲げる
。これらの合金の溶金（ヒート）を試験した時に得た化
学分析値を第２表にボす。

これらの試験結果は合金Ｄコ／−Ｃｕ＋、ＤＪ／−０，
２Ａ及びＤノ／−Ｃ２Ｓの少（とも合金元素の一回の分
析から得たものである： 第　ｌ　表（合金公称組成） Ｎｉ　　　　　、２！ｉ　　　　　　　　、２ｊ　　　
　　　　　、２０　　　　　　　２θＣｒ　　　　　　
５．５　　　　　　７．５　　　　　　　ｇ、Ｓ　　　
　　　　ｔ、ｓＭｏ　　　　　　／、０　　　　　　　
／、０　　　　　　　／、０　　　　　　　／、。

Ｓｌ　　　　　θ、Ｊ　　　　　　　Ｏ，３０，，３０
，，３Ｍｎ　　　　　　Ｏ０２θ、、Ｉ　　　　　　　
Ｏ，，２０，，２Ｚｒ　　　　　　Ｏ，θＳ　　　　　
Ｏ２Ｏ３０，θＳ　　　　　Ｏ０θＳＴｉ　　　　、？
、、？　　　　３．３　　　　、？、、７　　　　、？
、、？Ａ４　　　／、７　　　　／、ｔ　　　　／、’
ｌ　　　　／、７ｃ　　　　　　　ｏ、ｏｓ　　　　　
　ｏ、θＳ　　　　　Ｏ０θｓ　　　　　　ｏ、ｏ、”
ｒＦｅ＊　　　本質的に　　本質的Ｇこ　　本質的に　
　本質的に残余　　　　残余　　　　残余　　　残余本
鉄は不純物を除けば本質的にこれらの合金の残余である
。

＊ＮＡ分析を行わなかった この発明の一般的組成をもつ合金のインゴットを代表的
には中間寸法に熱加工して化学的均一性を改善し、同時
に鋳造時の組織を実質上熱（する。

この第１次加工工程はインゴットを約１時間７０５０℃
〜ｌλθ０°Ｃの温度で均熱処理し、インゴットをその
温度で／　Ａ　ｍｍ　（３７１インチ）直径の材料に圧
出する。この中間製品を次いで幾工程かで冷間圧延して
所望の最終寸法及び形状に変える。例えば、合金り、２
／−０，２Ａの加工に際しては、７０−Ａ　ｏ　ｑｈの
冷間圧子′を１ナハ４し、各圧下処理間に１０００℃で
Ｓ分間ずつ中間焼鈍を行った。このようにして０．３０
　ｍｍ　（θ。０７．２インチ）のような薄いソート材
が造られた。平たい引張り用試料を０，７　／ｓ　ｍ１
ｎ　（０，０，３０インチ）厚のシートから機械加工し
て造った。チューブは冷間圧延した材料を機械加工して
活った。

これらの合金がフェライト性であることは過熱発見され
た。合金り、２／　−Ｂ／はもともと米国特許第り７７
２７９１号に記載の合金に類似のオ（１ｇ） 一ステナイト性γ′　相硬化合金であると思われてきた
。しかし、１１．２３℃〜ｔＳＯ℃の範ν１１の温度で
１３００〜．２０００時間原子炉中でエージングした後
で、またルｓｏ’Ｃで３０００時間熱エージングした後
で合金がマルテンサイトであることが見出された。合金
１）２／−Ｂ／はまた変成マルテンサイト組織をもつ上
述の合金が中性子の照射に対して抵抗性であることを教
えた。変成マルテンサイト組織はダ２５°Ｃ〜６３０℃
の温度範囲に亘ってｌ平方センナメートル当りＳ〜り×
ＩＯ中性子に照射後に空洞スエリングを発展させない。

この合金のミクロ組織は中１／１．子照射後も安定であ
ることがわかった。

この発明の代表的実施要領では代表的には冷間加工した
状態の最終寸法及び杉秋物はｌ−’記のよりに処理され
る（第１図参照）。

ｌ　合金を最初オーステナイト化して実質」二全部がオ
ーステナイト相となし、化学的均一性を改善する。実験
した薄い断面のサンプルの場合１０θ０℃でｌＳ分間の
処理が充分であることが判明した。

２　合金を次いで室温またはそれ以下に冷却するか、或
はオースエージング温度に直接冷却する。この明細書に
記載の合金は室温に冷却される。

３　合金を次にオースエージングする。この処理はｂｓ
ｏ℃〜ｇ、Ｓ０℃　で行われる。オースエージング中に
γ　相がオーステナイト甲に生成ｔ、、オーステナイト
中のニッケル含量が減少し始める。所望の鼠のγ′　析
出相をつるだめのｌ１１度及びこの工程で便用した温度
での時間はオーステナイト／γ′　相変態反応速度に依
存する。実験した合金については７ＳＯ”０でに時間の
処理が使用された。この処理は残っているオーステナイ
ト地の少くとも一部のニッケル含“遺を充分に減少させ
てそのＭｓ　　温度を室温以上に高めることが判明した
。

ｑ　合金を次に残りのオーステナイト相の前述の部分の
Ｍｓ　　温度未満に冷却してこの不安定なオーステナイ
トを少（とも部分的に鉄−二ッケル−クロム型マルテン
サイト相に変態させる。変態したオーステナイトのｈｔ
ｃＪ合金の選択された体積中のオーステナイト地のＭ８
温度及びＭｓ　　温度未満への温度低下の大きさに依存
する。ここに示す例では全合金を室温に冷却した。

５　合金を次に再加熱して残ったＡ−ステナイトを史に
オースエージし、同時に前の王朽ｉ中に生成したマルテ
ンサイトをマルエージングまたは焼戻しする。このマル
エージング及びオースエージング中に残った詞−ステナ
イトのＭｓ　　ｆｂｌｒ度は付加的なγ′　相の析出に
より工程３に記載のようにして高められる。マルテンサ
イトをマルエージングすなわち変成して変成マルテンサ
イト組織とする。この変成はマルテンサイト中に溶解し
て保たれているニッケル、チタン及びアルミニウムをβ
′（ＮＩＴｉ　Ａ４　）析出物として析出物を形成させ
、γ′［Ｎｉ、（Ａｆ、Ｔ□）］析出物を生長させる。

変成したマルテンサイトはこの時点でフェライト地中の
ｒ′析出相及びβ′析出相からなる。このオースエージ
ング及びマルエージング工程はルＳＯ℃〜ｇ００℃で行
われる。ここに示すサンプルでは合金は約７０θ℃で約
ｇ時間係たれる。

６　合金を残ったオーステナイトのＭｓ　　？ｍ度以下
に冷却する。この工程中残ったオーステナイト全部をマ
ルテンサイトに変える。ここに説明するこの発明の実施
例では全合金を室温に冷却する。

７　工程Ｓを繰返すが、しかし全部でないにしても大部
分のオーステナイトは前の諸工程によりマルテンサイト
に変態しているから、この場合にはマルエージング反応
がこの処理中に起る唯一の有意反Ｊｉｎ；である。ここ
にηくす例ではこ′の処理を約Ａ　ｓ　ｏｏＣで約８時
間行われる。

＆　合金を次いで室温に冷却する。

充分に熱処理した状愈では合金は主構成相がγ′相、フ
ェライト相及びβ′相であるミクロ組織をもつ。この合
金には少量の他の析出物も存在する。これに加えて最初
に非常に高ａ度のニッケル及びクロムがあった区域に少
１社の残ったオーステナイト及び／またはマルチノリ−
イトが残在してもよい。

γ′　析出相及びβ′　析出相の化学式を示［７たがこ
れらの相はこれらの相の主要な成分であるニッケル、チ
タン及びアルミニウムに加えてこれらの合金中に柿々の
損の他の元素をも３３有することを理解されたい。

この処理によって下記の望ましい性質をもつマルエージ
スーパアロイが製造される：／　中性子衝撃下でフェラ
イト合金のスエリングが非常に少ない ２　合金が使用される全温度範囲にわたって非常に高強
度をもつ ３　高温度での強度が大きい ダ　良好な延性をもつ Ｓ　中性子衝撃にさらされた時でさえ低クリープ性であ
る ６　低熱膨張係数をもつ ７　＃粗結晶をもつミクロ組織。

この発明は上述の代表的処理に限定されるものでない１
０合金が高められる温度、各温度でエージングされる期
間、繰返えし行５エージングの数及び冷却の数は変える
ことができる。０℃以下の温度に冷却することによって
エージング工程の数を減らすことができる。均質化の後
でこの合金をｔＳＯ℃〜ｇｓθ℃の温度で繰返しエージ
ングを行い、各エージングの後で冷却を行う。

合金をエージング温度に高める速度及び冷却する速度は
重要ではない。もし対象が大体積のものであれば処理を
開放大気中で行ってもよい。

小体積の対象は減圧または非反応性の雰囲気中で行うべ
きである。

第１表のマルエージングスーパアロイＤ、２／−Ｃコ乙
の試料を強度及び延性について試験した。上述の代表的
処理によって３回の長期間エージング処理の後でマルエ
ージングスーパアロイは試験した多数のフェライト合金
のうちで断熱最強のものであることが判明した。室温で
のその最高強さは／７ｇθメガパスカルで、試験した最
強マルテンサイトのＳθチ以上も高かった。

乙ＳＯ℃でこの発明によるスーパアロイの強度は慣用の
３００−シリーズオーステナイトの強度を越えるもので
ある。

この発明によるスーパアロイは全試験温度にわたって良
好な延性をボす。その全延伸性態はＳＳ０℃で１９％の
ピークをボす鮮明な延伸度を示すように特に中間温度で
超可塑性に近い性能の証拠を与えるものである。これら
の独特の引張性を下記の第３表にまとめる： 第−図及び第３図はＤＪ／−Ｃコ乙合金の強度と延性の
温度依存性をグラフで説明する。第一図において温度（
°ωを横軸にとり、メガパスカル（＋ｘｐａ）での最高
強さ、降伏強さを縦軸に示した。最高強さと降伏強さと
を各温度ごとにプロットした。第３図に温度（°Ｃ）を
横軸に延性（％）を縦軸に示した。延性を破断時におけ
る面積圧下率、全伸び率及び−率伸び率により測定した
。

これらのパラメータをプロットした。

この発明によるスーパアロイは充分にエージした状態に
おける旨めた温度で強度、延性及び強靭さの組合わせを
ボし、強ｊりと延性の点から考慮した多数のフェライト
合金のうちで最も魅力的なものである。この合金の製造
は重髪な問題を課するものではない。

第９図ないし第７図は充分に熱処理した条１ルにおいて
この発明による合金において得られるミクロ組織の例で
ある。第９図は合金Ｄコ／−Ｃ２’ｌの薄い断片のｇ　
ｏ、　ｏ　ｏθ倍拡大の＠微鏡写真を７１べし、γ′　
析出相を含むマルテンサイト板（暗部）をホす。第Ｓ図
は合金Ｄ　２　／　−ＣコＳの断片のグｏ、　ｏ　ｏ　
ｏ倍の顕微鏡写真で、変成されたマルテンサイトの区域
を示す。第６図はこの発明によるＤ　、２　／−Ｃ，２
ＡのｌＩｏ、ｏｏｏ倍の顕微鏡写真で、変成マルテンサ
イトとγ′　相（小さい黒い粒子）との区域を示す。第
７図に合金Ｄλ／−０，２乙の他の区域の、２ｏ、ｏｏ
ｏ倍の顕微鏡写真であって、第７図の上部左側の隅は変
成マルテンサイトの区域である。暗色の大きなずんぐり
した粒子はフェライト地（白色のｆｌ）中のβ′　相で
ある。マルテンサイト板は顕微鏡写真の上部左側の区域
にボされた。細かい暗色の粒子はγ′　相である。第Ｓ
図は合金り、２／−Ｂ／の３１０℃で／平方センチメー
トル当り６．９×／　０２２（Ｅ＞０．７Ｍｅ■）中性
子の照射後の、２０．０００倍の断面の顕微鏡である。

中性子照射前にこの合金は１０３０℃で３０分間溶体化
処理し、次いでｇｏθ℃で７７時間エージングし、次い
で７００℃でｇ時間エージングすることによって熱処理
した。これらの処理後にこの合金は非磁性体であり、す
なわちそれはマルテンサイトではない。しかし、先に述
べたように、パイル中及びパイル外で長時間エージング
した後でこの合金はマルテンサイトとなる。変成したマ
ルテンサイトの区域及び残ったオーステナイトはこの照
射した区域において見ることができる。

【図面の簡単な説明】

第７図はこの発明の熱処理工程のフローダイアダラムを
示す図、第２図は温度の関数としてのスーパアロイの強
度特性を説明するグラフを示す図、第３図は温度の関数
としての延性特性を説明するグラフを示す図、第７図は
この発明によるＤλ／−Ｃ，２Ａのミクロ組織（８４０
００倍）を示す顕微鏡写真、第Ｓ図はこの発明による合
金Ｄ２／−Ｃ２Ｓの断片の顕微鏡写真、第４図はり、２
／−Ｃ，２ＡのｌＩｏ、ｏｏθ倍の顕微鏡写真、第７図
はＤ２／−Ｃ，２Ａの第６図とは別の区域の顕微鏡写真
、第３図はＤ　、２　／　−Ｂ　／の断片の顕微鏡写真
である。 特許出願人代理人　　曽　　我　　道　　照、　、、、
　、　　　　　　　　　−３１９−ＦＬ”、　１ ＦＩＧ、　４ ＦＩＧ、　５ ＦＩＧ、　　６ 償Ｊ友マルテンリイト ダＸ存オーステナイト 手続補正書 昭和５７年１２月　１３日 特許庁長官殿 １、　事件の表示 昭和５７年特許願第１Ａ、ｔ／、２９　　号パアロイ及
び熱処理方法 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 名称　（７／／）　　ウェスチングハウス・エレクトリ
ック・コーポレーション ４、代理人 ５、　補正の＾ｊ象 明細書の特許請求の範囲の掴 ６、補正の内容 別　　紙 特許請求の範囲 ｌ　　Ｎｉ　　　　　／ｇ〜２５重財予Ｃｒ　　　　　
ＩＩ〜ｇ重量％ 固溶体強化剤　０．！；−／、！；重量襲Ｔ１　　　　
　へＳ〜Ｊ、Ｓ重量う Ａ玄　　　　　　ｏ、ｑ〜コ。Ｓ重量襲の組成をもつこ
とを特徴とする、鉄−二ツケル−クロム型マルエージン
グスーハアロイ。 ユ　固溶体強化剤がＭｏである特許請求の範囲第１項記
載のスーパアロイ。 ｊ、　　Ｍｏが約／重量優の量で存在する特許請求の範
囲第２項記載のスーパアロイ。 ｑ　合金が更に Ｓｌ　　約θ。ダ重量％まで、 Ｃ約０．０７〜０．１重ｔ％、 Ｚｒ　　０．００１〜０．１１重量％ を含む特許請求の範囲第１項ないし第３項のいずれかに
記載のスーパアロイ。 Ｓ　合金が更にＭｎＯ，／−０，！；重址饅を含む特訂
請求の範囲第１項ないし第弘項のいずれかに記載のスー
パアロイ。 ム　下記の公称組成： Ｎｉ２．ｌ−重量％、Ｏｒ５．５重量　％　、ＭＯ／、
　０重量％、５ｉＯ０３重量％、Ｍｎ０．２重量％、Ｚ
ｒＯ，０５５重量％Ｔ１３゜３重量％、ＡＬＩ。７１敏
優、Ｃｏ、ｏｒ電量優で残余が不純物以外には本質的に
鉄からなる特許請求の範囲第７項′記載のスーパアロイ
。 ２　下記の公称組成： Ｎ１２０重ｉｔ　％　、　Ｏｒ　？、　５重量％　、Ｍ
ｏ　ｔ、　０重蓋％、５ｉＯ０３重量％、ＭｎＱ、、１
重鐘％、Ｚｒ０８Ｏ５重量慢、Ｔ１３゜３重量％、ｈｉ
、ｉ、ｑ重！！１：％、ＣＯ，ＯＳ重量優、残余は不純
物以外は本質的に鉄からなる特許請求の範囲第１項記載
のスーパアロイ。 ｇ　下記の公称組成： Ｎ１コＯ重量％、Ｏｒ５．５重量％、ＭＯ／、Ｏ重Ｊｔ
チ、ＢＬＯｌ：１重量％　、　ＭｎＱ、２重量％、Ｚｒ
Ｏ，０！；重量−、Ｔｉ　、７．Ｊ重置う、Ａ４　／。 ７重！ｔ％、００００５重量％、残余が不純物以外は本
質的に鉄からなる特許請求の範囲第７項記載のスーパア
ロイ。 ９　下記の公称組成： Ｎｉｘ　　Ｏ１ｉｊｉｉ　　％　　、　Ｏｒ　　？、！
　　ｉ：ｍ：　　％　　、　λ（ｏ　　１゜θ　１１１
１優、５ｉＯ０３重電慢、ＭｎＱ。コ重量う、ｚｒ□。 θＳＮ量−１Ｔ１３．３重菫う、Ａ、１．ｉ。７重量％
、ｃｏ、ｏｒ重量饅、残余が不純物以外は本質的に鉄か
らなる特許請求の範囲第１項記載のスーパアロイ。 ｌａ　ニッケルｌざ〜コＳ重量％、タロム弘〜ざ重量う
、Ａ４及びＴ１単独及び相互の併用から選ばれたγ１相
形成剤、固溶体強化剤及びγ１相ｋｌｊ＝及びフェライ
ト相を含むミクロ組織を含んでナル鉄基マルエージンク
スーバアロイ。 ／／、ミクロ組織が更にＦｅ−Ｎｉ−０ｒ型マルテンサ
イト相を含む特ｉＦｆｍ求の範囲第ｉｏ項記載のスーパ
アロイ。 ｌユ　スーパ７０イが更にオーステナイト相を含む特ｌ
１ｒｆ請求の範囲第１ＯＪｊｉまたは第１／項記載のス
ーパアロイ。 １３、スーパアロイが更にβ１相を含む特許請求の範囲
第Ａ−９項または第１−イ項または第１コ項記載のスー
パアロイ。 ｌｌＡ　　固溶体強化剤がＭｏで０．！；　−／、　ｊ
重Ｊｔ％の量で含まれる特許請求の範囲第−ｌ−Ｏ項な
いし第１３−項のいずれかに記載のスーパアロイ。 ／＆　合金をオーステナイト化する工程′；合金をオー
スエージングする工程；合金をＭｓ点未満の温度に冷却
する工程、合金をオースエージングとマルージングとを
同時に行う工Ｐ４１及び合金をＭｓ温度未満の温度に冷
却する工程からなる工程を特徴とする、Ｎｉ／Ｅ−，２
５５重量％Ｏｒり〜ｇ５重量％固溶体強化剤θＪ−／、
Ｓ重址優、Ｔｉ　　／、！ｆ−，／、５軍量係、Ａ４θ
、ｌｌ−よＳ重綾チの組成＋モつ鉄−ニツケルークロム
型マルエージンクスーパアロイの熱処理方法。 ／Ａ　第コ冷却工程後に合金を同時にオースエージング
及びマルエージングし、次いでＭ８温度未満の温度に冷
却する特許請求の範囲第ｉｓ項記載の方法。 １２　　冷却工程が合金をｏ　’０以下の温度に冷却す
ることからなる特許請求の範囲第１Ｓ項または第１６項
記載の方法。 ／ｇ？＠却工程が合金＝　ｔ’ｈぼ室温に冷却すること
からなる特許請求の範囲第１５項または第１６項記載の
方法。 ／ｑ　オースエージング工程が合金のオーステナ・イト
中にＴ１相を形成させることからなる特許請求の範囲第
１Ｓ項または第１６項記載の方法。 λθ　オースニージンク工程トマルり−ジンク工桿をＡ
　、ｔ　Ｏ’０〜に００°Ｃの温度で行う特許請求の範
囲第１デ項記載の方ρミ。 コ／　最初のオースエージング工程を？　５０　’Ｑ〜
・　ｇ５θ°０の温度で行う特許請求の範囲第１Ｓ項ま
たは第１６項記載の方法。 ２コ　マルエージング工程をＡＳＯ’Ｑ〜ｇｏｏ’（３
の温度で行う特許請求の範囲第１．ヤ項または第１乙項
記載の方法。 ２３、最初のオースエージング工程を７５０°０〜Ｉ　
Ｓ　Ｏ’Ｑの温度で行う特許請求の範囲第、２．を項記
載の方法。 λタ　オーステナイト化工程ｆ９００℃〜／、２００°
０で行う特許請求の範囲第１１項ないし第２３項のいず
れかに記載の方法。 特開昭５８−７７５５８（１３） ３２３−

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ｌＮｉ１ｇ−２３＠勧チ Ｏｒ　　　　Ｑ−８重量％ 固溶体強化剤　　θ、５〜／、ｊ−重緻チＴｉ　　　　
   ／Ｊ〜３．ｓ　Ｍ量チ ＡＪ　　　　　　　　　θ、＠　　〜　２．　！ｒ　重
   ｔｉ二　％の組ｔｘ　ｆもつことを特徴とする、妖−ニ
   ツケルークロム型マルエージングスーハアロイ。 ユ　固溶体強化剤がＭＱ　　である特許請求の範囲第１
   項記載のスーパアロイ。 ｌ　　Ｍｏ　が約７重量−の量で存在する特許請求の範
   囲第コ項記載のスーパアロイ。 ダ　合金が更に Ｓｌ　　約０．９重量％まで、 ０　　約Ｏ０θ／〜０．／Ｍ＊％ｓ Ｚｒ　　　’０．００　ｊ　〜０．１　／重量％を含む
   特許請求の範囲第１項ないし第３項のいずれかに記載の
   スーパアロイ。 ５　合金が更にＭｎ　　Ｏ，／〜Ｏ，Ｓ爪量％全含む特
   許請求の範囲第１項ないし第ｑ項のいずれかに記載のス
   ーパアロイ。 ム　下記の公称組成： Ｎｉ、２ｇ重量饅、Ｏｒ　　！；、３　Ｎ１１ｉ　％、
   ＭＯ／、０重量％、Ｓｉ　　θ。３重量％、Ｍｎ　　０
   ．２重量％、Ｚｒ　　Ｏ，０！　ｆｕｆｉ％、Ｔｉ　　
   Ｊ、３重ｉｆｔ％、ＡＪＩ／、７Ｍ童チ、０（１）、θ
   Ｓ重掘゛チで残余が不純物以外には本質的に鉄からなる
   特許請求の範囲第７項記載のスーパアロイ。 ２　下記の公称組成： Ｎ１２０重ｆｔ％、Ｏｒ　　７．５重ｔ％、Ｍｏ八へ重
   景チ、Ｓｉ　　００３重量％、Ｍｎ　　θ。、２重量％
   、Ｚｒ　　θ、θＳ重斌チ、Ｔｉ　　、３゜３重量％　
   、ＡＪ　／、７重量％、Ｃθ、０５重量％、残余は不純
   物以外は本質的に鉄からなる特許請求の範囲第１項記載
   のスーパアロイ。 ｔ　下記の公称組成： Ｎｉ　　２θｍｉｎ、　Ｏｒ　　！ｒ、！ｒ市７俤、Ｍ
   ｏ　／、０重′Ｍ９６、Ｓｉ　　Ｏ，３重量％、Ｍｎ　
   　θ。λ■■襲、Ｚｒ　　θ、ｏ　ｓ重量％、　Ｔ　ｉ
   　　３　、３　垂’、ｌｆａ’、　％、　ＡＪ、／、７
   重曹チ、Ｃθ、０５重蓋褒、残余が不純物以外は本質的
   に鉄からなる特ＦＩＦ請求の範囲第１項ｍｌ載のスーパ
   アロイ。 ？　下記の公称組成： Ｎ１．２θ重量−１Ｏｒ　　？、Ｊ　ｉｌＪ％、　　Ｍ
   Ｏ／、θｘｉｓ、Ｓｌ　　θ、３重ＭＳ、Ｍｎ　　ｏ、
   −ｔ　１１ｊ　、１．、　％　。 Ｚｒ　　ｏ、０３重ｍｍ、Ｔｌ　　３．３ｔｉｔ％、Ａ
   ｌ　／、７重量％、ｃｏ、ｏｒ重量％、残余が不純物以
   外は本質的に銖からなる特Ｗ＋−請求の範囲第１項ｍｒ
   ２載のスーパアロイ。 ＩＯニッケル／　ｇ　〜：ｌ　ｊ　＊Ｊ！１％、りｒ１
   ム９〜ｇ重蓋％、Ａｚ　及びＴ１単独及び相互の併用か
   ら選ばれたγ′相形成剤、固溶体強化剤及びビ相及びフ
   ェライト相ゲ含むミクロ組織を含んでなル鉄基マルエー
   ジングスーパアロイ。 ｌｌミクロ組織が更にＦｅ　　Ｎ　１　０　ｒ　　型マ
   ルテンサイト相を含む特許請求の４ｉｔλ囲第７０項記
   載のスーパアロイ。 ／Ｑ　スーパアロイが更にオーステナイト相を含む特許
   請求の範囲第６項または第１／項記載のスーパアロイ。 ／３．スーパ゛ノ′ロイが史に〆相を含む特許請求の範
   囲第Ａ項または第り項または第７２項記載のスーパアロ
   イ。 八　固溶体強化剤かＭＯでθ、！　−／、を電量−の量
   で含−まれる特許請求の範囲第１項ないし第７項のいず
   れかに記載のスーパアロイ。 ／よ　合金をオーステナイト化する工程；合金をオース
   エージング−する工程；合金をＭｓ　　点未満の温度に
   冷却する工程、合金をオースエージングとマルージング
   とを同時に行う工程及び合金をＭｓ温ＩＪｊ未満の温度
   に冷却する工程からな不工程を特徴とする、Ｎ１１ｔ−
   ，２ｔ重蓋チ、Ｃｒ　　ダ〜を重蓋饅、同溶体強化剤ｏ
   、ｌｓ〜／、ｊ重量％、Ｔ１　　へＳ〜３Ｊ重量％、Ａ
   １　　θ、ｔＩ〜コ。Ｓ重音チの組成管もつ鉄−ニッケ
   ルークロム型マルエージングスーパアロイの熱処理方法
   。 ／Ｉ−第一冷却工程後に合金を同時にオースエージング
   及びマルエージングし、次いでＭ８　温度未満の温度に
   冷却する特許請求の範囲第７５項記載の方法。 １７　　冷却工程が合金を０℃以下の温度に冷却するこ
   とからなる特許請求の範囲第ｉｓ項または第１４項記載
   の方法。 ／＆　　冷却工程が合金をほぼ室温に冷却することから
   なる特許請求の範囲第ｔｓＪ］−ｉたは第７６項記載の
   方法。 １９、オースエージング工程が合金のオーステナイト中
   にγ′相を形成させることからなる特許請求の範囲第１
   ３項または第１　Ａ　Ｊｔ４ｉｔｉ賊の方法。 ２０、　　オースエージング工程トマルエージングエ相
   をｔＳθ℃〜ｇｏθ℃の温度で行う特許請求の範囲第７
   ９項記載の方法。 Ｊ　Ｍ初のオースエージング工程を’／＆０℃〜ｇｓｏ
   ℃の温度で行う特許請求のＩＩ＋ｉ＋、四組１５項また
   は第１Ａ項記載の方法。 、２＋２　　マルエージング工程を６Ｓθ℃〜ｇｏθ℃
   の温度で行う鳴許請求の範囲第１ｊ項または第１１項記
   載の方法。 コ最初のオースエージング工程を７５Ｏ℃〜ｉｓθ℃の
   温度で行う特許請求の範囲第、２λ項記載の方法。 註　オーステナイト化工程を？θＯ℃〜／２００℃で行
   うネ）許請求の範囲第１５項ないし第、２３項のいずれ
   かに記載の方法。