JPS6053100B2 - ニツケル基スーパーアロイ - Google Patents
ニツケル基スーパーアロイInfo
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- JPS6053100B2 JPS6053100B2 JP53002609A JP260978A JPS6053100B2 JP S6053100 B2 JPS6053100 B2 JP S6053100B2 JP 53002609 A JP53002609 A JP 53002609A JP 260978 A JP260978 A JP 260978A JP S6053100 B2 JPS6053100 B2 JP S6053100B2
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- alloy
- chromium
- titanium
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
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- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、例えばガスタービンのような、腐食性雰囲気
中の昇温下において使用する鋳造部品の製造に特に適当
なニッケル基のスーパーアロイに関する。
中の昇温下において使用する鋳造部品の製造に特に適当
なニッケル基のスーパーアロイに関する。
改善された高温特性を有する合金について、ガスタービ
ン製品による継続的な要求が広範な開発を持らしてきて
いる。
ン製品による継続的な要求が広範な開発を持らしてきて
いる。
ニッケル基スーパーアロイの広範囲の高温特性を改良す
る1つの提案としては、炭素含量が比較的低いレベルで
保持される一方、ホウ素含量が0.05および0.3%
の間(この含量は通常用いられるよりもかなり高い価で
ある)、好ましくはホウ素含量が0.25%を越えなく
、最適には0.05〜0.15%の範囲となるように、
炭素およびホウ素含量を制御することてあつた。本発明
者は、あるニッケル基合金にて合金成分を注意深く制御
し、相互に厳密に相関させると、0.3%より多く1.
2%までのホウ素含量にて改良が得られるという驚くべ
き知見を得た。本発明によれば、重量で、14〜22%
のクロム、−5〜25%のコバルト、1〜5%のタング
ステン、0.5%〜3%のタンタル、2〜5%のチタン
、1〜4.5%のアルミニウム(ただしチタンおよびア
ルミニウムの合計は4.5〜9%)、2%以下のニオブ
、0.3より多く1.2%までのホウ素、3.5%以下
のモリブデン、0.5%以下のジルコニウムおよび0.
1%以下の炭素を含有し、残部が不純物を別にしてニッ
ケルからなる、腐食雰囲気中の昇温下において使用する
鋳造部品の製造に適当なニッケル基スーパーアロイが提
供される。
る1つの提案としては、炭素含量が比較的低いレベルで
保持される一方、ホウ素含量が0.05および0.3%
の間(この含量は通常用いられるよりもかなり高い価で
ある)、好ましくはホウ素含量が0.25%を越えなく
、最適には0.05〜0.15%の範囲となるように、
炭素およびホウ素含量を制御することてあつた。本発明
者は、あるニッケル基合金にて合金成分を注意深く制御
し、相互に厳密に相関させると、0.3%より多く1.
2%までのホウ素含量にて改良が得られるという驚くべ
き知見を得た。本発明によれば、重量で、14〜22%
のクロム、−5〜25%のコバルト、1〜5%のタング
ステン、0.5%〜3%のタンタル、2〜5%のチタン
、1〜4.5%のアルミニウム(ただしチタンおよびア
ルミニウムの合計は4.5〜9%)、2%以下のニオブ
、0.3より多く1.2%までのホウ素、3.5%以下
のモリブデン、0.5%以下のジルコニウムおよび0.
1%以下の炭素を含有し、残部が不純物を別にしてニッ
ケルからなる、腐食雰囲気中の昇温下において使用する
鋳造部品の製造に適当なニッケル基スーパーアロイが提
供される。
本合金は良好な耐食性のために少くとも14%のクロム
を含有しなければならないが、広範な高温度に供する際
に有害なシグマ相が形成されるおそ)れを最少にするた
めに22%以下としなければならない。
を含有しなければならないが、広範な高温度に供する際
に有害なシグマ相が形成されるおそ)れを最少にするた
めに22%以下としなければならない。
好ましくは、クロム含量は15〜21%であり、例えば
15〜17%または19〜21%である。5〜25%の
コバルトの合金中への存在は強度向上効果を有するが、
25%を越えるコバルトではシグマ相・の形成が持らさ
れる。
15〜17%または19〜21%である。5〜25%の
コバルトの合金中への存在は強度向上効果を有するが、
25%を越えるコバルトではシグマ相・の形成が持らさ
れる。
好ましくは、コバルト含量は5〜22%、例えば7〜2
0%である。タンタル、チタン、アルミニウムおよびニ
オブの存在も合金の強度向上効果を有する。
0%である。タンタル、チタン、アルミニウムおよびニ
オブの存在も合金の強度向上効果を有する。
タンタルは少くとも0.5%存在しなければならず、好
ましくは0.8〜2.5%、例えば1.0〜2.0%と
するが、3%より多くなると脆化を来たす。ニオブは2
%までの量で存在することができ、少くとも0.2%ま
たは0.5%の量で存在することが好ましい。しかしな
がら2%より多くなると脆化の原因となるため、ニオブ
含量は1.5%を越えないことが好ましい。チタンおよ
びアルミニウム含量は、それらの合計が4.5〜9%で
好ましくは8.5%以下とし、それぞれの含量が2〜5
%および1〜4.5%の範囲としなければならない。
ましくは0.8〜2.5%、例えば1.0〜2.0%と
するが、3%より多くなると脆化を来たす。ニオブは2
%までの量で存在することができ、少くとも0.2%ま
たは0.5%の量で存在することが好ましい。しかしな
がら2%より多くなると脆化の原因となるため、ニオブ
含量は1.5%を越えないことが好ましい。チタンおよ
びアルミニウム含量は、それらの合計が4.5〜9%で
好ましくは8.5%以下とし、それぞれの含量が2〜5
%および1〜4.5%の範囲としなければならない。
これらの元素が別個にまたは合計量において上述の最大
値より多くなると脆化を来たす。そして好適なチタン含
量は2.5〜4.5s例えば3〜4%、好適なアルミニ
ウム含量は1.5〜4%、例えば1.8〜3.8%であ
る。最適な応力破壊特性のため、チタン、アルミニウム
、ニオブ、タンタルおよびクロム含量は、%Ti+%A
1+%Nb+0.5(%Ta)+0.2(%Cr)=1
1.2〜12.4のように相関することが好ましい。ホ
ウ素含量は合金の優れた特性のために重要であり、0.
3%より多い量で存在しなければならないが、1.2%
を越えるべきでない。この範囲外では応力破壊寿命特性
が減少するようになる。好ましくは、ホウ素含量は0.
4〜1%、例えば0.5〜1%である。このホウ素含量
と相まつて、炭素はできるかぎり低く保つべきであり、
0.1%を越えてならず、好ましくは0.05%以下、
より好ましくは0.03%以下とする。というのはこの
炭素も応力破壊寿命特性を減少させるからである。タン
グステンおよびモリブデンは、存在すると強度に寄与す
る。
値より多くなると脆化を来たす。そして好適なチタン含
量は2.5〜4.5s例えば3〜4%、好適なアルミニ
ウム含量は1.5〜4%、例えば1.8〜3.8%であ
る。最適な応力破壊特性のため、チタン、アルミニウム
、ニオブ、タンタルおよびクロム含量は、%Ti+%A
1+%Nb+0.5(%Ta)+0.2(%Cr)=1
1.2〜12.4のように相関することが好ましい。ホ
ウ素含量は合金の優れた特性のために重要であり、0.
3%より多い量で存在しなければならないが、1.2%
を越えるべきでない。この範囲外では応力破壊寿命特性
が減少するようになる。好ましくは、ホウ素含量は0.
4〜1%、例えば0.5〜1%である。このホウ素含量
と相まつて、炭素はできるかぎり低く保つべきであり、
0.1%を越えてならず、好ましくは0.05%以下、
より好ましくは0.03%以下とする。というのはこの
炭素も応力破壊寿命特性を減少させるからである。タン
グステンおよびモリブデンは、存在すると強度に寄与す
る。
タングステンは1〜5%の量で存在しなければならず、
好ましくは1.5〜4%、例えば1.8〜3%とし、モ
リブデンは3.5より多くの量で存在してはならない。
モリブデン含量は少くとも0.2%であつて、2%以下
とすることが好ましい。ジルコニウムは合金の強度およ
び延性を改善し、所望により0.5%を越えない量で存
在させ得る。適当なジルコニウム範囲は0.01〜0.
3%であり、好ましくは0.02〜0.2%である。イ
ットリウムまたはランタンまたはその両者は延性改善の
ために合計で0.2%まで存在してもよい。しかしなが
ら、0.2%より多くては不適当な延性を持らす。全体
にわたり、最適の特性のためには、ホウ素含量は0.6
%より多いことが好ましく、好ましい合金は7〜10%
のコバルトとともに15〜17%のクロム、または13
〜17%のコバルトとともに19〜21%のクロム、2
.1〜2.8%のタングステン、1.4〜2.0%のタ
ンタル、3.2〜4.0%のチタン、2.2〜3.8%
のアルミニウム、0.5〜1.5%のニオブ、0.6〜
1.0%のホウ素、0.2〜2.0%のモリブデン、0
.03〜0.08%のジルコニウム、および0.03%
以下の炭素、残部ニッケルを含有するものである。
好ましくは1.5〜4%、例えば1.8〜3%とし、モ
リブデンは3.5より多くの量で存在してはならない。
モリブデン含量は少くとも0.2%であつて、2%以下
とすることが好ましい。ジルコニウムは合金の強度およ
び延性を改善し、所望により0.5%を越えない量で存
在させ得る。適当なジルコニウム範囲は0.01〜0.
3%であり、好ましくは0.02〜0.2%である。イ
ットリウムまたはランタンまたはその両者は延性改善の
ために合計で0.2%まで存在してもよい。しかしなが
ら、0.2%より多くては不適当な延性を持らす。全体
にわたり、最適の特性のためには、ホウ素含量は0.6
%より多いことが好ましく、好ましい合金は7〜10%
のコバルトとともに15〜17%のクロム、または13
〜17%のコバルトとともに19〜21%のクロム、2
.1〜2.8%のタングステン、1.4〜2.0%のタ
ンタル、3.2〜4.0%のチタン、2.2〜3.8%
のアルミニウム、0.5〜1.5%のニオブ、0.6〜
1.0%のホウ素、0.2〜2.0%のモリブデン、0
.03〜0.08%のジルコニウム、および0.03%
以下の炭素、残部ニッケルを含有するものである。
さらに、最も好ましい合金においては、前述したチタン
、アルミニウム、ニオブ、タンタルおよびクロムの相関
関係を適用すべきてある。不純物として存在する元素に
ついて、ケイ素は耐食性に有害な結果を有し、1%より
低くおさえるべきであり、好ましくは0.5%より低く
する。
、アルミニウム、ニオブ、タンタルおよびクロムの相関
関係を適用すべきてある。不純物として存在する元素に
ついて、ケイ素は耐食性に有害な結果を有し、1%より
低くおさえるべきであり、好ましくは0.5%より低く
する。
他の不純物はこのタイプの合金と通常関係があり、その
特性に有害な影響を有さない付随的元素とともに、1%
までのマンガンおよび3%までの鉄を含有してもよい。
本発明合金の完全な応力破壊特性を発揮させるために、
合金を溶体化処理およびその後に時効することからなる
熱処理に供すべきである。
特性に有害な影響を有さない付随的元素とともに、1%
までのマンガンおよび3%までの鉄を含有してもよい。
本発明合金の完全な応力破壊特性を発揮させるために、
合金を溶体化処理およびその後に時効することからなる
熱処理に供すべきである。
溶体化処理は1100〜118(代)の温度範囲で1〜
1満間加熱することが望ましく、そして本合金はその後
800〜900′Cの温度範囲で8〜4満間加熱する時
効にかけるようにする。望ましくは、最終的な単段の時
効処理は、900〜100(代)の温度範囲で4〜24
時間加熱し、続いて700〜800℃の温度範囲で8〜
48時間加熱することからなる2段階時効処理するよう
にしてもよい。各熱処理段階後の冷却は適宜の速度で行
つてもよく、一般には空冷が適当である。熱処理した状
態において、本発明合金は、クロム含量の増加である程
度減少する最小の応力破壊寿命を有する。
1満間加熱することが望ましく、そして本合金はその後
800〜900′Cの温度範囲で8〜4満間加熱する時
効にかけるようにする。望ましくは、最終的な単段の時
効処理は、900〜100(代)の温度範囲で4〜24
時間加熱し、続いて700〜800℃の温度範囲で8〜
48時間加熱することからなる2段階時効処理するよう
にしてもよい。各熱処理段階後の冷却は適宜の速度で行
つてもよく、一般には空冷が適当である。熱処理した状
態において、本発明合金は、クロム含量の増加である程
度減少する最小の応力破壊寿命を有する。
このように15〜17%のクロム含量では本合金は55
0N/Wlltおよび760℃で少くとも26叫間の応
力破壊寿命を有し、19〜21%のクロム含量では55
0N/Tdおよび760℃で少くとも200時間の応力
破壊寿命を有する。しかしながら、最も好ましい合金の
場合、高めのクロム含量で最良の結果が得られることが
本発明の驚くべき特徴であることに注意すべきである。
本発明合金が耐食性とともに応力破壊特性を含む特性の
優れた組合せを有する事実は特に以下の実施例により説
明する。第1表に示す組成の合金を真空溶解し、テーパ
ーのついた盲試験棒に真空鋳造し、それから試験片を機
械加工した。
0N/Wlltおよび760℃で少くとも26叫間の応
力破壊寿命を有し、19〜21%のクロム含量では55
0N/Tdおよび760℃で少くとも200時間の応力
破壊寿命を有する。しかしながら、最も好ましい合金の
場合、高めのクロム含量で最良の結果が得られることが
本発明の驚くべき特徴であることに注意すべきである。
本発明合金が耐食性とともに応力破壊特性を含む特性の
優れた組合せを有する事実は特に以下の実施例により説
明する。第1表に示す組成の合金を真空溶解し、テーパ
ーのついた盲試験棒に真空鋳造し、それから試験片を機
械加工した。
試験片の機械加工に先だち、合金Aおよび合金1〜4に
関する盲棒は1121℃で2時間溶体化処理し、空冷し
、そして843℃で24時間時効し、空冷する熱処理を
、そして合金Bl5および6に関する盲棒は1160℃
で4時間溶体化処理し、空冷し、850℃で1峙間時効
し、そして空冷する熱処理を施した。熱処理した後の試
験片は、その後種々の応力破壊試験に供した。その結果
を第2表に示す。第1表および第2表中、合金1〜6は
本発明に係るもので、合金AおよびBは本発明範囲外の
比較合金である。第2表の結果から、低めのクロム含量
の合金1〜4は適用した試験条件の全ての範囲にわたり
合金Aよりも良好な応力破壊寿命および延び特性を有す
るものであつたことがわかる。
関する盲棒は1121℃で2時間溶体化処理し、空冷し
、そして843℃で24時間時効し、空冷する熱処理を
、そして合金Bl5および6に関する盲棒は1160℃
で4時間溶体化処理し、空冷し、850℃で1峙間時効
し、そして空冷する熱処理を施した。熱処理した後の試
験片は、その後種々の応力破壊試験に供した。その結果
を第2表に示す。第1表および第2表中、合金1〜6は
本発明に係るもので、合金AおよびBは本発明範囲外の
比較合金である。第2表の結果から、低めのクロム含量
の合金1〜4は適用した試験条件の全ての範囲にわたり
合金Aよりも良好な応力破壊寿命および延び特性を有す
るものであつたことがわかる。
同様に高めのクロム含量の合金5および6も適用した試
験条件で合金Bよりも良好な応力破壊寿命および延び特
性を有するものであつた。公称16%のクロムを含有す
る低めのクロム含量合金1〜4を考察すると、第2表の
結果から、応力破壊特性は、550N/d、760゜C
でホウ素含量の増加とともに増加し、330N/Il8
l6℃て約0.60%のホウ素のところでピークを有し
、228N/Il92rcで全てのホウ素範囲にわたり
概して良好であることがわかる。
験条件で合金Bよりも良好な応力破壊寿命および延び特
性を有するものであつた。公称16%のクロムを含有す
る低めのクロム含量合金1〜4を考察すると、第2表の
結果から、応力破壊特性は、550N/d、760゜C
でホウ素含量の増加とともに増加し、330N/Il8
l6℃て約0.60%のホウ素のところでピークを有し
、228N/Il92rcで全てのホウ素範囲にわたり
概して良好であることがわかる。
公称20%のクロムを含有する高めのクロム含量合金5
および6は0.80%までのホウ素含量の増加て改善さ
れた応力破壊特性を示した。このように最適の応力破壊
特性のためには、本発明合金は0.4、好ましくは0.
5から1.0%のホウ素を含有すべきである。さらに他
の試験を、合金7(本発明の好ましい合金)の特性を公
知の合金(合金C..IN−792の名称て利用される
)と比較することて行つた。
および6は0.80%までのホウ素含量の増加て改善さ
れた応力破壊特性を示した。このように最適の応力破壊
特性のためには、本発明合金は0.4、好ましくは0.
5から1.0%のホウ素を含有すべきである。さらに他
の試験を、合金7(本発明の好ましい合金)の特性を公
知の合金(合金C..IN−792の名称て利用される
)と比較することて行つた。
両合金の組成は第3表に示す通りてある。試験片は真空
溶解し、それから試験片が機械加工されるテーパーのつ
いた盲試験棒に真空鋳造した。これらの新たな試験に使
用した熱処理は、機械加工に先だち、1150℃で4時
間溶体化処理し、空冷し、続いて850℃で托時間時効
し、空冷することからなる簡単な2段階熱処理を施した
。熱処理した試験片はその後種々の標準応力破壊試験に
供した。
溶解し、それから試験片が機械加工されるテーパーのつ
いた盲試験棒に真空鋳造した。これらの新たな試験に使
用した熱処理は、機械加工に先だち、1150℃で4時
間溶体化処理し、空冷し、続いて850℃で托時間時効
し、空冷することからなる簡単な2段階熱処理を施した
。熱処理した試験片はその後種々の標準応力破壊試験に
供した。
その結果を第4表に示す。合金7の2つの異なる加熱が
これらの試験に使用されたことに注意すべきであり、そ
れは加熱を各個別の試験に適用した第4表において示さ
れている。
これらの試験に使用されたことに注意すべきであり、そ
れは加熱を各個別の試験に適用した第4表において示さ
れている。
これらの後者の試験結果は、一般に本発明の合金7が特
に低めの温度、例えば7600Cにおいて合金C(IN
−792)と少くとも同等てあり、多くの場合それより
も優れた強度、それは従来から常に極めて強度のある合
金と考えられていた強度を有することを立証するもので
ある。
に低めの温度、例えば7600Cにおいて合金C(IN
−792)と少くとも同等てあり、多くの場合それより
も優れた強度、それは従来から常に極めて強度のある合
金と考えられていた強度を有することを立証するもので
ある。
さらに、合金7の延性(延びの数値の比較に基づいて)
は、合金7の強度がより優れている760℃の場合を除
き、概して合金Cのそれと同等である。合金7のこれら
応力破壊試験特性と、IN−100の名称で市販されて
いる他の商業的合金の公表されているデータとの比較も
760℃における合金7の優秀さを、そして816℃、
927℃および980℃においても少くとも同等である
ことを示すものである。
は、合金7の強度がより優れている760℃の場合を除
き、概して合金Cのそれと同等である。合金7のこれら
応力破壊試験特性と、IN−100の名称で市販されて
いる他の商業的合金の公表されているデータとの比較も
760℃における合金7の優秀さを、そして816℃、
927℃および980℃においても少くとも同等である
ことを示すものである。
本発明合金の高強度に加えて、本合金の高い耐食性によ
つても特徴づけられるものである。
つても特徴づけられるものである。
この事実は合金7の標準サイズの円筒状試料を25%塩
化ナトリウム、75%硫酸ナトリウム溶液に浸漬するる
つぼ試験によつて立証される。塩浴中に900℃で30
叫間浸漬し、150時間後の最初の試験では、脱スケー
ル後の試料の重量損失は2Tn9/Cll程度の低い値
であつた。
化ナトリウム、75%硫酸ナトリウム溶液に浸漬するる
つぼ試験によつて立証される。塩浴中に900℃で30
叫間浸漬し、150時間後の最初の試験では、脱スケー
ル後の試料の重量損失は2Tn9/Cll程度の低い値
であつた。
同一温度で、塩が2柵間毎に満たされるより可酷な試験
でも、重量損失は16m9/dで極めて低い値であつた
。比較によると、比較合金C(IN−792)は850
℃における試験でわずか酩時間後に極めて望ましくない
程、すなわち重量損失が562m9/Cllとなる如く
浸食された。本発明合金は、ガスタービンエンジン部品
、例えばローターまたは静止ブレードおよびインテグラ
リイ ブレーデイド ディスク(Integrally
bladeddiscs)のような高温度使用に鋳造ま
たは加工形態において使用し得る。
でも、重量損失は16m9/dで極めて低い値であつた
。比較によると、比較合金C(IN−792)は850
℃における試験でわずか酩時間後に極めて望ましくない
程、すなわち重量損失が562m9/Cllとなる如く
浸食された。本発明合金は、ガスタービンエンジン部品
、例えばローターまたは静止ブレードおよびインテグラ
リイ ブレーデイド ディスク(Integrally
bladeddiscs)のような高温度使用に鋳造ま
たは加工形態において使用し得る。
本合金の諸特性を向上させるための上述の熱処理は、こ
のタイプの合金に適当であることが知られている他のよ
り複雑な処理により補い得る。
のタイプの合金に適当であることが知られている他のよ
り複雑な処理により補い得る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量で、14〜22%のクロム、5〜25%のコバ
ルト、1〜5%のタングステン、0.5%〜3%のタン
タル、2〜5%のチタン、1〜4.5%のアルミニウム
(ただしチタンおよびアルミニウムの合計は4.5〜9
%)、2%以下のニオブ、0.3より多く1.2%まで
のホウ素、3.5%以下のモリブデン、0.5%以下の
ジルコニウム、および0.1%以下の炭素を含有し、残
部が不純物を別にしてニッケルからなる、腐食雰囲気中
の昇温下において使用する鋳造部品の製造に適当なニッ
ケル基スーパーアロイ。 2 ホウ素含量が少くとも0.4%である特許請求の範
囲第1項記載の合金。 3 ホウ素含量が1%を越えない特許請求の範囲第1項
または第2項記載の合金。 4 ホウ素含量が少くとも0.5%である特許請求の範
囲第2項または第3項記載の合金。 5 炭素含量が0.05%を越えない特許請求の範囲第
1項乃至第4項のいずれかに記載の合金。 6 クロム含量が15〜21%である特許請求の範囲第
1項乃至第5項のいずれかに記載の合金。 7 クロム含量が17%を越えない特許請求の範囲第6
項記載の合金。 8 クロム含量が少くとも19%である特許請求の範囲
第6項記載の合金。 9 コバルト含量が5〜22%である特許請求の範囲第
1項乃至第8項のいずれかに記載の合金。 10 タンタル含量が0.8〜2.5%である特許請求
の範囲第1項乃至第9項のいずれかに記載の合金。 11 合金が少くとも0.5%のニオブを含有する特許
請求の範囲第1項乃至第10項のいずれかに記載の合金
。 12 チタン含量が2.5〜4.5%である特許請求の
範囲第1項乃至第11項のいずれかに記載の合金。 13 アルミニウム含量が1.5〜4%である特許請求
の範囲第1項乃至第12項のいずれかに記載の合金。 14 チタン、アルミニウム、ニオブ、タンタルおよび
クロム含量が、%Ti+%Al+%Nb+0.5(%T
a)+0.2(%Cr)=11.2〜12.4のように
相関される特許請求の範囲第1項乃至第13項のいずれ
かに記載の合金。 15 タングステン含量が1.5〜4%である特許請求
の範囲第1項乃至第14項のいずれかに記載の合金。 16 モリブデンが0.2〜2%の量で存在する特許請
求の範囲第1項乃至第15項のいずれかに記載の合金。 17 ジルコニウムが0.01〜0.3%の量で存在す
る特許請求の範囲第1項乃至第16項のいずれかに記載
の合金。18 15〜17%のクロム、7〜10%のコ
バルト、2.1〜2.8%のタングステン、1.4〜2
.0%のタンタル、3.2〜4%のチタン、2.2〜3
.8%のアルミニウム、0.5〜1.5%のニオブ、0
.6〜1.0%のホウ素、0.2〜2.0%のモリブデ
ン、0.03〜0.08%のジルコニウム、および0.
03%以下の炭素を含有する特許請求の範囲第1項記載
の合金。 19 19〜21%のクロム、13〜17%のコバルト
、2.1〜2.8%のタングステン、1.4〜2.0%
のタンタル、3.2〜4.0%のチタン、2.2〜3.
8%のアルミニウム、0.5〜1.5%のニオブ、0.
6〜1.0%のホウ素、0.2〜2.0%のモリブデン
、0.03〜0.08%のジルコニウム、および0.0
3%以下の炭素を含有する特許請求の範囲第1項記載の
合金。
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