JPS61147839A - 耐疲労性ニツケル基超合金鍛造体とその製法 - 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】 明　　の　　　　　景 ニッケル基超合金は、高性能を要求される環境でよく用
いられている。しかし、現在最良の高温特性を有する強
靭γ′相強化ニッケル基超合金を鍛造により加工しよう
とすると、重大な問題に直面する。これらの問題は、γ
′相のソルバス温度が高いことに関係している。γ′相
のソルバス温度は合金の初期溝ｌ！温度に極めて近接し
た値となっている。

この理由から、航空機エンジンの大形で必須の部品、た
とえばタービンディスクを製造するには、超合金粉末を
直接熱間静水圧プレス（ＨＩＰ：ｈ。

ｔ　１ｓＯ３ｔａｔｉｃ　ｐｒｅｓｓｉｎｏ）する方法
が広く使用されてきた。鍛造にまつわる問題を回避でき
るだけでなく、１−１１’Ｐ加工法に用いられるはイ正
味形状のプレス加工は、役人材料の必要量と機械加工費
の両方を減らすことで費用の節減をもたらす。しかし、
この型式の加工の特徴として、現行技術では完全に清浄
な粉末を製造することができないので、形成された部品
に内部欠陥、たとえば空隙やセラミック質が生じること
がある。その結果、この方法で製造した部品では、上記
のような欠陥が繰返し応力下での部品材料の応答に基本
的役割をはだすので、性能が損われる。粉末冶金を数値
するために多大な努力がはられれてきているが、（たと
えば粉末加工の清浄性の改善）、粉末加工によって作ら
れた部品中の欠陥の性質と形態ならびに欠陥が亀裂の開
始位冒として果たす役割については、よく解明されてい
ない。通常の溶融、鋳造およ、び鍛造の際に遭遇する合
金加工上の困難をともなわない、強靭合金組成を開発す
ることが、その代りの解決策となっており、特に使用温
度での疲労亀裂生長問題を解決する方策となっている。

本発明の超合金組成物の開発では、疲労特性に焦点をし
ぼり、特に亀裂生長の時間依存性を扱う。

強靭合金体での亀裂生長、すなわち亀裂の伝播速度は、
加えられた応力（σ）および亀裂長さくａ　）に依存す
ることが知られている。これらの２つの要素は破壊力学
によって組みあわされて単一の亀裂生長推進力となる。

すなわちσＪａに比例する応力強度にとなる。疲労条件
下では、疲労サイクルの応力強度は繰返し成分と静的成
分の２つの成分から構成される。前者は繰返し応力強度
の最大変化（ΔＫ）、すなわちＫ　ｗｒａｘとＫ　ｓｉ
ｎとの差を表わす。中間温度では、亀裂生長は、静的破
壊靭性ＫＩＣに達するまでは、繰返し応力強度（ΔＫ）
によって−次的に決定される。亀裂生長速度は数学的に
ｄａ／ｄ　Ｎα（ΔＫ）八　として表わされる。式中の
Ｎは疲労サイクルの回数であり、ｎは材料に従属する。

サイクル頻度と波形は、亀裂生長速度を決定する重要な
パラメータである。・ある一定の繰返し応力強度では、
サイクル頻度がゆっくりなほど亀裂生長速度は速い。こ
の望ましくない疲労亀裂の伝播の時間に依存した挙動は
、現在の強靭超合金のほとんどに生じる。この時間依存
性の現象だけでも複雑であるのに、温度がある一定の温
度以上に上昇すると、何ら繰返し成分を加えなくても（
すなわちΔに＝０）　、ある強度にの静的応力下で亀裂
が生長する。本発明の設計目的は、ｄａ／ｄ　Ｎの値を
できるだけ小さく、かつ時間依存性をなくすことにある
。ある温度範囲では、応力強度の成分は相互作用して、
亀裂生長が繰返しと静的応力強度の両方、すなわちΔに
とに両方の関数になる。

本発明の目的は、タービンディスクの材料として、大規
模な合金の熱鍛造を保証する組成を有する（たとえば鋳
造鍛練法（ｃａｓｔ　ａｎｄ　ｗｒｏｕｇｈｔ。

Ｃ＆Ｗ）によってタービンディスクを製造するための）
ニッケル基超合金を製造することにある。

同時に、空温および高温での合金の強度およびクリープ
性は、粉末加工された合金におおよそ匹敵するものでな
くてはならない。

通常の鍛造工程でのニッケル基超合金の熱間加工性は、
鍛造性および鍛造中の合金のミクロ組織の性質に依存す
る。鋳放しインゴットは通常愕枝状偏析を示す。時効硬
化性元素の含量の大きい合金の大形インゴットは常に顕
著な樹枝状偏析と大きな樹枝間隔を発現する。この樹枝
状偏析に続いて、高濃度の熱安定性炭化物および他の金
属間偏析が生じ、これらの生成物は合金の特性に重大な
影響を及ぼす。熱均質化処理によってこのような樹枝状
偏析を拡散させることができる。しかし、初期溶融の問
題によ、す、使用できる均質化温度の選択の幅が限定さ
れる。初期溶融がほんの少量でも生じると、鍛造性が失
われ、機械的性質が劣化することが明らかである。はと
んどの場合、最初のインゴット加工操作は、γ′ソルバ
ス温度よりかなり高い温度で開始されるが、それ以降の
ほとんどの作業はγ′ソルバス温度より低い温度で行わ
れる。その結果、完全に調質された組織が得られる。合
金のγ′ソルバス温度が高いと、鍛造作業の際に比較的
高い温度を用いざるを得ないため、その過程で焼なまし
がおこり、粗大なミクロ組織が形成されてしまう。この
ようなミクロ組織は延性が低く、急冷亀裂が生じやすい
。

したがって、耐疲労亀裂性ｔ、：ｉれた超合金組成物を
開発するためには、合金化学とそのミクロ組織を特別に
選択しなくてはならない。以下に示すように、本発明の
合金の化学的組成は、（１）析出相の体積分率および化
学、（２）合金母材の選択、および（３）微量添加合金
元素の選択を制御する独創的な金属学的考察条件を適用
して選択したものである。得られる合金に疲労亀裂生長
に対する優れた抵抗性を保証するために、適切なミクロ
組織を発現させるにはどのような熱処理を上記考察条件
と組合せて用いるべきかを決めることも必要であった。

本明細書では、本発明を説明するのにいくつかの関係と
用語を用いる。析出硬化元素、たとえばアルミニウム、
チタン、タンタルおよびニオブのニッケル基超合金に基
づく重ロバーセントから原子パーセントへの近似的換算
は、下式で示される。

アルミニウム（重量％）ｘ２．１−アルミニウム（原子
％） チタン（重量％）Ｘｌ、２＝チタン（原子％）ニオブ（
重量％）　ｘ　Ｏ，６６＝ニオブ（原子％）タンタル（
重ω％）　ｘ　Ｏ，３３＝タンタル（原子％） ニッケルに関して用語「実質的に残量」は、合金の残量
中にニッケルに加え、性質上および／または量的に合金
のよい面を損わない微量の不純物および付随的な元素を
包含するものとして用いる。

γ′の相化学の諸特徴については、［析出強化超合金の
相化学Ｊ、Ｅ、Ｌ、ホール（Ｈａｌｌ　）、Ｙ、Ｍ、ク
ー（）（ｏｕｈ）、およびに、Ｍ、チャン（ｃｈａｎｇ
）、（第４１回アメリカ電子顕微鏡学会年次例会会報Ｐ
ｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ　ｏｆ　４１　ｓｔ　　Ａｎｎｕ
ａｌＭｅｅｔｉｎｇ　ｏｆ　Ｅ　１ｅｃｔｒｏｎ　Ｍ　
１ｃｒｏｓｃｏｐｙ　３ｏｃｉｅｔｙｏｆ　Ａｍｅｒｉ
ｃａ、　１９８３年８月、２４８ベージ）に詳しく説明
されている。

以下の米国特許に種々のニッケル基合金組成物が開示さ
れている。米国特許第２．５７０．１９３号、２．６２
１．１２２号、３，０４６．１０８号、３，０６１，４
２６号、３，１５１．９８１号、３，１６６．４１２号
、３，３２２．５３４号、３，３４３，９５０＠、３，
５７５．７３４号、３，５７６．６８１号、４，２０７
．０９８号、および４，３３６．３１２号。これらの特
許は、今日までに報告された多くの合金形成例の代表的
なもので、これらの特許では多数の同一元素を組合せて
これら元素間に明瞭に異なった機能的関係を確立し、こ
うして合金系に異なった物理的および機械的性質を与え
る色々な相を形成している。しかしながら、ニッケル基
合金については太りのデータが入手可能であるにもかか
わらず、ある濃度の既知元素を組合せて用いてこの種の
合金を形成する場合、このような既知元素の組合せが広
義の一般的な教示の範囲内に入っていても、このような
組合せから得られる物理的性質および機械的性質を、当
業者がある程度の正確さで予想することはいまだに不可
能であり、これまで使用されてきたのとは異なった熱処
理を用いて合金を加工する場合は特にそうである。

本発明の鍛造可能なニッケル基超合金の目的は３つある
。（１）耐疲労亀裂性の時間依存性を減少させること、
（２＞（ａ）室温および高温での強度の値と（ｂ　）粉
末加工された合金に十分匹敵するクリープ性とを確保す
ること、および（３）これまで遭遇した種々の加工困難
を軽減するかなくすことである。

Ｊゝ 本発明は、鍛造後適切に熱処理した場合に、きわめて良
好な引張特性および破断強度特性と相まって、本質的に
時間非依存性の耐疲労亀裂性を示す、ＦｌｒＭなγ′相
強化ニッケル基超合金組成に関する。この合金を用いれ
ば、たとえば通常のＣ＆Ｗ加工を用い、鍛造および熱処
理作業での困難を伴なわずに、部品を大規模に製作する
ことができる。

これらの合金組成は少くともニッケル、クロム、コバル
ト、モリブデン、タングステン、アルミニウム、チタン
、ニオブ、ジルコニウムおよび硼素を含み、γ′析出相
が約４２−約４８体積％の範囲の伊存在する（本発明の
合金はγ″相を含まない）。鍛造合金は主に等軸の結晶
粒構造を有し、結晶粒度は約ＡＳＴＭ３−５であり、そ
の亀裂生長速度は、最大疲労応力強度が加えられる断続
期間の有無にかかわらず、疲労応力強度を加える頻度と
は実質的に独立である。この耐疲労亀裂性の挙動が、１
．２００°Ｆで実現された。この挙動が、高温（すなわ
ち約７５０°Ｆから約１，５００下）の範囲で現われる
と予想される。

本発明の合金の組成範囲を第１表に示す。

Ｎｉ−　　　　　　　　　　　　　　　　　　　残　　
量０ｒ　　　　　　　　　　約１４　　−約１８６　　
　　　　　　　約１０　　−約１４出　　　　　　　　
約３．０　−約５．ＯＷ　　　　　　　　約３．０　−
約５．０Ａｌ　　　　　　　　　約２．０　−約３．０
Ｔ：　　　　　　　　約２．０　−約３．０陽　　　　
　　　　約２．０　−約３．０ＴａＯ１〇　　−約３．
０ （ＴＩ＋　Ｎｂ　）　／　２　＋　Ｔａ　／　４　　約
３．５　−約５．０Ｚｒ　　　　　　　　　約０．０２
−約０．０８Ｂ　　　　　　　　　約０．０１−約０．
０５０　　　　　　　　　約０．１０未満 通常実施されているように、適当な微量のスカベンジャ
ー元素、たとえばマグネシウム、セリウム、ハフニウム
その他の希土類金属を、溶解ヒート中に添加することが
推奨される。とはいえ、これらの元素の残留濃度をなる
べく低く（たとえばそれぞれ約５０１）０１未満）保た
なくてはならない。

いずれの場合も合金組成は約４２−４８体積％の強化γ
′析出相を発現するように選択する。この程度の体積分
率のγ′析出物によりインゴットに必要な鍛造性が得ら
れることを確かめた。γ′析出相の体積パーセントが約
４５％であるのが好ましい。合金強度と相安定性は、析
出物の化学を制御することによって最適になる。硬化性
元素の全含量（すなわちｆｉＪ　＋　Ｔ＋＋陽＋Ｔａ　
）に占める−＋１の原子パーセントは約２０−２５％と
すべきである。クロム含有分は、合金に必要な耐環境性
を与える。

これらの新規な合金組成物のインゴットを製造するには
、標準的な超合金溶融法［真空誘導溶解（ｖａｃｕｕｍ
　１ｎｄｕｃｔｉｏｎ　１ｅｌｔｉｎ（１＝　Ｖ　Ｉ　
Ｍ　）十真空アーク再溶解（ｖａｃｕｕｍ　ａｒｃ　ｒ
ｅ−ｍｅｌｔｉｎＯ＝　Ｖ　Ａ　Ｒ）またはＶＩＭ＋エ
レクトロスラグ再溶解（ｅｉｌｅｃｔｒｏ　ｓｌａｇｒ
ｅ−ｍｅｌｔｉｎｏ　＝　Ｅ　Ｓ　Ｒ）　］を用いるこ
とができる。次に用いる熱加工および機械加工は、選択
した超合金組成物に特有な相転移温度についての包括的
情報をいかに入手するかにかかつている。

超合金の相転移温度を決定するのに用いることのできる
多くの異なった方法のうちで、最も普通に使用される方
法が２つある。第１の方法は、示差熱分析（ｄｉＨｅｒ
ｅｎｔｉａｌ　ｔｈｅｒｍａｌ　ａｎａｌｙｓｉｓ　＝
　［）　ＴＡ）で、「示差熱分析を用いた相転移温度の
決定（Ｕ　ｓｉｎｇ　　Ｄ　１ｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ　
Ｔｈｅｒｍａｌ　　Ａ　ｎａｌｙｓｉｓｔｏ　　Ｄｅｔ
ｅｒｍｉｎｅ　　Ｐｈａｓｅ　　Ｃｈａｎｇｅ　Ｔｅｍ
ｐｅｒａｔｕｒｅＳ）Ｊ、Ｊ、Ｓ、フイツペン（Ｆ　１
ｐｌ）ｈｅｎ）およびＲ，Ｂ、　スパークス（Ｓｐａｒ
ｋｓ　）　［メタル・プログレス（Ｍｅｔａｌ　　Ｐｒ
ｏｇｒｅｓｓ　１１９７９年４月、第５６ページ］に記
載されている。第２の方法では、冷間圧延（圧延率的３
０％）した後予想される相転移温度前後の種々の温度で
熱処理した一連の試料の金属組織学的検査が必要とされ
る。試料を鍛造する前にこれらの方法のいずれかで試料
を測定する。本発明、の合金組成物γ′析出ソルバスは
、通常１０５０−１１００℃の範囲にある。

初期溶解温度は、インゴットの寸法およびインゴット鋳
造物の冷却速度に直接関連しているものの、本発明の合
金化学組織については約１２５０℃を超えた値となる。

本発明によって初期溶解とγ′ソルバスとの間に広い「
加工」温度範囲が確立されるので、加工パラメータと化
学的および操作上の変更の許容範囲とを設定するのに必
要な融通性が得られ、支障のない鍛造作業を実現するこ
とができる。

硬化性元素の含量が粉末冶金（ｐｏｗｄｅｒ　ｌＩｅｔ
ａｌｌｕｒｇｙ＝Ｐ／Ｍ）高強度超合金で用いる含量よ
り少ないので、本発明の合金組成物は、同じ鋳造条件下
で上記超合金より樹枝状偏析の発現が顕著でないと予想
される。これらの組成物の均質化温度は約１１７５℃か
ら１２００℃の範囲で、時間は鋳造インゴットの樹枝状
偏析の激しさに依存する。

インゴットからビレットへの加工工程は、合金を最終鍛
造にかける前にできるだけ良好なミクロ組織を得る上で
、最も重要な中間工程である。初期のインゴット加工操
作は、約１０５０℃−約１１００℃のγ′ソルバス温度
より十分高い約１１５０℃−約１１７５℃の範囲の温度
で行う。もとのインゴット構造物を完全に加工してビレ
ットにし、鋳造ミクロ組織が最終鍛造成形品にもちこま
れるのを防ぐには、繰返し加工が必要である。最終鍛造
を、γ′ソルバスより約５℃−約２５℃高い温度で開始
するのが好ましい。最終鍛造作業の大半は、γ′ソルバ
スより低い温度で行う。しかし、温度はまだ十分高く、
過剰な温間加工ひずみと、その結果として最終成形品に
未結晶化ミクロ組織が生じるのを回避できる。

鍛造成形品に、特定の熱処理スケジュールを施し、本発
明の硬化を十分に達成する。溶体化焼なまし温度は、再
結晶温度より５−１５℃高くなるよう選択する。再結晶
温度は鍛造試料を用いて上述した分析技術のいずれかを
行うことによりあらかじめ決定しておく。本発明の合金
組成物の再結晶温度は一般に約１０５０℃−約１１００
℃の範囲である。次に、焼なまし温度からの冷却を制御
することは、所望の耐疲労亀裂性を達成する上で最も肝
要な加工工程である。用いる制御冷却速度の制御は、約
８０−約１５０℃／分とする必要がある。焼なまし鍛造
物にさらに熱反応が起るのを防ぐには、焼なまし鍛造物
を約５００℃以下の温度まで冷却する必要がある。溶体
化焼なまし後、合金を約り００℃〜約８００℃の温度で
時効処理する。溶体化焼なましは、約１時間〜約４時間
行い、時効は約８時間〜約２４時間行う。焼なましおよ
び時効の時間の測定は、それぞれの場合に有効作業温度
に達した時点から開始する。

所定の合金組成について特定した熱処理スケジュールに
より、はず完全に結晶粒度ＡＳＴＭ３−５（すなわち約
５ｏμｎ＋）の等軸粒子から構成される結晶粒構造を生
成しなくてはならない。

本発明の一般的教示を実施することにより製造される合
金鍛造体は、主に（すなわち８０体積％のように少ない
）等軸の結晶を含有するものでも、有用な用途があるが
、実質的にすべての結晶粒含有物が等軸であるのが好ま
しい。溶体化焼なましを正しい温度（すなわち再結晶温
度より約５−１５℃高い温度）で行い、残りの合金化学
と加工パラメータを用いさえすれば、後者の状態が得ら
れる。

発明の詳細な説明 本発明の合金の製造は、第１図に記載した工程の一般的
順序に従った。ひとまずある提案の合金組成をたてたら
、成分材料を集めてその合金用の所望の元素含量（すな
わち合金化学）を得る。実験室での実験では、これらの
材料を誘導溶解し、ンチ）に鋳込んでインゴットを得る
。各インゴットの下端から、薄片を除去し、鍛造前の検
査に供した。得られたインゴットに真空で均質化処理（
１２００℃で２４時間）を施した。機械加工、により各
インゴットの外径から約１／８インチの材料を除去し、
インゴットの欠陥を染色検査した。

検出された欠陥をすべて手動研磨で除去した。鍛造作業
は２工程からなり、第１工程ではインゴットをビレット
に加工し、次の工程でビレットの最終鍛造を行った。そ
の後、溶体化焼なまし、冷却および時効を最終成形品に
順に施した。それから鍛造成形品を試験した。

まず、本発明のニッケル基超合金の熱間加工性（すなわ
ち通常の鍛造による）を向上させるため、現行の知識に
従って努力した。その結果（１）硬化γ′相のソルバス
温度を下げるには、γ′強化含量を下げなくてはならな
いこと、そして（２）粗炭化物が生じるという望ましく
ない事態を避けるには、炭素レベルを商用銘柄の炭素含
陽と比べてきわめて低く維持しなくてはならないことが
わかった。これらの教示にしたがって、第■表（含量は
重量％）に示した一連のＣ＆Ｗニッケル基超基金合金造
した。これらの合金すべての炭素含はは極めて低いレベ
ルに設定し、主要な合金化含量をθ、Ｃｒおよび冷とＷ
のいずれかとした。後者の元素はＮｉ−とともにオース
テナイト母材を構成した。

Ｈｆ、ＺｒおよびＢの微開合金化添加物を導入して、結
晶粒界特性およびクリープ延性を改良した。析出硬化γ
′相形成元素＃、”ｎおよびＮｂの使用量は、粉末冶金
による加工を想定したニッケル基超合金に用いる量より
少なくした。時効後のγ′相の体積分率を測定したとこ
ろ約４０％であった。

第■表 Ｎｉ　Ｃｏ　Ｃｒ　ｈ＞　Ｗ　ＮＴｔ　Ｎｂ　　Ｈｆ　
Ｚｒ　　Ｂ　　Ｃ残量　７．０　１１，０　−　　３．
２　２．８　２．１　２．４　−　　．０５　．０１　
．０１残固　１０．０　１３，５　−　　４．８　２．
８　２．１　２．４　．１６　−　　．０１　．０１残
ｆｆｌ　　１７．Ｏ１５，０５，０−３，２２．８−−
，０５。０２　．０１残量　１８．５　１２．４　３．
２　−　　３．２　２．８　１，０　．１６　．０６　
．０２　．０１７重煩％６合金は、鋳造がうまくいき、
鍛造中にこの試料の表面に小さな亀裂が発現しただけだ
った。１０重量％６合金では、鋳造こそうまくいったも
のの、鍛造作業中に重大な亀裂が生じた。

１７重量％６合金の鋳造品には多大な欠陥が生じたので
、このインゴットは鍛造しなかった。１８゜５重量％ら
合金は成功裡に鋳造され、７重量％ら合金の場合と同様
、鍛造中に試料の表面に小さな亀裂しか生じなかった。

鍛造に用いた条件を第■表に示す。

第　　■　　表 初期鍛造　　　最終鍛造 θ含有量　　温　　度　鍛造温度　高さ減少（重量％）
　　（Ｆ）　　　　（Ｆ）　　　　（％）７．０　　　
　２０５０　　　２０５０　　　５０．６１０．０　　
　　２０５０　　　２０５０　　　４８，５１８．５　
　　　２０８０　　　２０２５　　　４２．６特性評価
を７重量％６鍛造体（引張特性および破断強度）および
１８．５重量％ら鍛造体（引張特性）について、それぞ
れに熱処理を施した後に行った。７重量％も鍛造体は、
１０５０℃で１時間溶体化焼なましを行い、冷却し、７
６０℃で１６時間時効処理した。１８．５重量％ら鍛造
体は、１１１０℃で１時間溶体化焼なましを行い、冷却
し、７６０℃で１６時間時効処理した。

第■表および第７表に、試験で示された特性を記載しで
ある。

１　重量％６　　　　室温”　　　　　１４７　　　　
２１０　　　２７７重量％Ｃｏ　　　１０００　　　１
４３　　　１％　　　２０７　重量％Ｃｏ　　　　　１
２００　　　　１４２　　　　１９１　　　　１９１８
．５重量％ら　　　　室温　　　　１５７　　　　２０
６　　　　２５１８．５重量％Ｃｏ　　　　　１２００
　　　　１４７　　　　１９１　　　　２５Ｘ約６８−
７２下 第７表（破断特性） 試験温度　試験荷重　寿　命　伸び 殿ＩＪＬ−−ユ”Ｆ）　−ｍ−（ｋ担−）　　　（ＲＩ
ＭＩムユｊローフ重量％　　１２００　　　１２５　　
　３６　　３，３７重Ｒ％　　１３００　　　１００　
　　１１　　２．９これまで説明した初期の努力は、合
金組成の確定および使用すべき熱処理操作の確立の両方
について目標に達しなかった。

ニッケル基超合金の熱間加工性を向上させる次の試みと
して、低い体積分率（約４０±３％）のγ′強化析出相
と極めて低い炭素含量を用いるだけでなく、まず第１目
標として合金体の耐疲労亀裂性を向上させることに焦点
をあてて再検討を行った。高温での耐疲労亀裂性はガス
タービンディスクの用途にもっとも臨界的な材料特性の
１つであるが、このアプローチはまったく異例なもので
ある。新しい力点を（１）γ′析出相の化学の調整、（
２）合金母材の化学、（３）微量合金化元素の使用、（
４）熱処理操作の再定義に置いた。

γ′析出相については、＃、７Ｉ、ＮｂおよびＴａを含
む析出硬化元素の過飽和は、時効温度で１０原子％に設
定した。析出物の化学に関しては、析出元素添加物の総
量にしめるＮｂ　＋　Ｔａの原子パーセントは約１５原
子％より大で約３０原子％未満に固定し、Ｎ原子％：Ｔ
、原子％の比は、約１．０〜約２゜０とした。高温特性
および耐酸化性を向上させるため、Ｃｒ、Ｃｏ、ｔ’に
＋、Ｗ、Ｒｅなとの置換合金化元素の含量は、σ相のよ
うな有害な相を生じない範囲でなるべく多くした。Ｂと
Ｚｒは両方とも、クリープ性を向上する微量合金化元素
である。

こうして得られた組成物の一例を第Ｖ１表に示す。

Ｎ、　　　　　　　　　残量 Ｃｒ　　　　　　　　　　１４　、Ｏ Ｃｏ　　　　　　　　　　８．０ 賜　　　　　　　　　　３．５ Ｗ３．５ Ｍ２．５ Ｔ、　　　　　　　　　　２．５ Ｎｂ　　　　　　　　　　２．５ Ｚｒ　　　　　　　　　　Ｏ，０５ ＢＯ００１ Ｃ０００１ ２５ポンドのインゴットをアルゴン雰囲気中で誘導溶解
した。インゴットを鍛造し、以下のように熱処理した。

１１００℃／１時間＋７６０℃／１６時間。１１００℃
での焼なましの後、鍛造体を塩浴（５００℃）で急冷、
すなわち約１５０℃／分の速度で冷却した。塩浴急冷は
、引張強さを制御するのに用いる代表的な方法である。

この合金の応力破断特性を第■表に示し、種々の温度で
測定した引張特性を■に示す。

第　　■　　表 初期設定　　　　　寿命（時間）　伸び（％）１４００
下／８０ｋｓｉ　　　　　９７　　　　　３．１降伏強
さくｋｓｉ　）　　　１６２　　１５８　　　１５５引
張強さくｋｓｉ　）　　　２０６　　１９８　　　１９
６伸び（％）　　　　　　２７　　　２２　　　　２１
面積減少（％）　　　　３０　　　３０　　　　３０第
２−５図のグラフは、データの点を個別に示すものでは
なく、各曲線は、その曲線の実際のデータの点に対する
′ ｄａ／　　ｄＮ＝Ａ　（ΔＫ）Ａ の関係で示される、コンピュータで作成した直線を、対
数一対数目盛にプロットしたコピーである。

各作図について実際のデータの点は、データにばらつき
があるので、実際のデータに基づいて作図した直線より
かなり広い帯（図示せず）内に現われる。実際のデータ
の点は各直線の両側にくる。

３つの波形に対応するデータのスキャッターバンドが密
集していたり、実際に重なりあっていたりする場合はく
従って、この場合には複数の直線がつまった間隔にある
か、接触するか、交差している）、試験中の合金の耐疲
労亀裂性が実質的に時間依存性であることを立証してい
る、と考えられる。

第２図は、第■表の合金の疲労亀裂生長速度（ｄａ／ｄ
Ｎ）を、２０回／分の頻度（すなわちサイクル時間３秒
）で応力を加え、１０００°Ｆで測定した応力強度（Δ
Ｋ）の関数として示す。第ＶＩ表の合金組成について得
られた試験データを曲線ａとして示し、レネ（Ｒｅｎｅ
）９５の標品（粉末冶金にて製造）について得られた試
験データを曲線すとして示す。疲れサイクル比ＲはＫ　
１ｎ対Ｋ　ｍａｘの比である。第２−５図の各図では、
Ｒの値は０．０５である。これらの曲線から明らかなよ
うに、第■表の合金組成物は、市販の強靭Ｐ／Ｍ超合金
Ｒｅｎｅ９５に較べ、３倍から４倍すぐれている。

疲労亀裂伝播の時間依存性を徹底的に調べるため、サイ
クル頻度２０回／分（ｃｐｎ）で加えた正弦波形の応力
のほかに、繰返し応力を２つの別のモードで加えた。す
なわち、サイクル頻度が０゜３３回／分の正弦波形と、
２０回／分の正弦波形のサイクルとサイクルとの間に最
大荷重にて１７７秒の保持時間を用いた。従って、後者
の波形はそれぞれ同じサイクル時間、すなわち１８０秒
を有していた。

この試験では、応力を加える頻度が２０回／分から０．
３３回／分に減少するか、２０回／分プラス保持時間１
７７秒になると、亀裂生長速度が増すことがわかった。

この事実は、第３図に図示してあり、第３図では疲労亀
裂生長速度が、第７１表の合金組成物の１１００°Ｆで
の３つの異なる応力印加モードにおける応力強度の関数
として示しである。空気中で試験を行った際の第３図の
曲線ｄ、ｅおよび１間の広がりが、試験を真空で行った
際には、実質的に消滅する（すなわち曲線が有意に重な
る）のが観察された。この観察結果が契機となって、多
数の組成物をつくり試験し、すなわち組成物のクロム含
量を増して耐環境性（すなわち耐酸化性）を増加し、こ
れらの合金の時間依存性の疲労亀裂生長が改良されるか
どうか調べた。

疲労亀裂が発現したので、これらの合金は鍛造が困難で
、延性もクリープ強さも減少していた。予想に反して、
クロム含量を増しても、ニッケル基超合金組成物の時間
依存性疲労亀裂の生長を十分に抑制できない。

発現する合金のミクロ組織の金属組織学的性質に対する
熱処理の効果が、これらの研究の一部として特に注目を
ひいた。γ′ソルバスより高い焼なまし温度では、大き
な結晶粒度（すなわち１００μｍより大）の発現が促進
され、γ′ソルバスよりはるかに低い焼なまし温度では
、鍛造による結晶粒組織が保持された。鍛造履歴と再結
晶度によって異なる再結晶粒組織が発現する。鍛造合金
の焼なましをγ′ソルバス温度よりほんの少し低い温度
で行うと、合金強度が署しく上昇した。再結晶により結
晶粒度を調整することと、残留歪を保持することとが、
この強度の上昇に貢献する主゛要な要因である。γ′ソ
ルバス温度への合金化元素の影響は研究されており、Ｒ
，Ｆ、デツカ−（Ｄｅｃｋｅｒ　）　　ｒニッケル基超
合金の強化機構（３ｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ　　Ｍｅ
ｃｈａｎｉｓｍ　ｉｎ　Ｎ　１ｃｋｅｌ−３ａｓｅ　５
ｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ　　）　Ｊ　、精強化機構に関す
るシンポジウム紀要（ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ　ｏｆ　
５ｔｅｅｌ　　３ｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ　　Ｍｅｃ
ｈａｎｉｓｎ＋　　３ｙｍｐｏｓｉｕｍ）　、スイス国
チューリッヒ、１９６９年５月５−６日、第１４７ペー
ジに、固溶体強化剤のほとんどが析出硬化性元素の溶解
度を減少させると報告されている。

この挙動にもとづいて、固溶体強化剤（すなわちＣｒ、
　Ｃｏ、　Ｆｅ１ｔ’ｔｓ、Ｗ、Ｖ）の添加量を増やせ
ば、γ′ソルバス温度が上昇するとの仮説がたてられて
いる。これとは対照的に、本発明に到達した研究では、
らおよびＣｒの含量が増加すると、実際にはγ′ソルバ
ス温度が低下する傾向があり、この効果は乙の場合に一
層顕著であることが確かめられた。他方、耐火金属元素
である出およびＷを加えるとγ′ソルバスは上昇する。

本発明の合金のＣｒおよびも含量を最適化することによ
り、これらの合金の析出ソルバス温度が低下し、高温特
性が向上した。こうした知見にひき続き、不純物含量を
減少し、鍛造作業に要求される条件での寛容度を増し、
用いる特定の熱処理スケジュールを選択する研究も行っ
た。

最後に、これらの研究で求められた組成と加工の両面の
特徴を組み合わせることにより、第１表に記載した合金
組成を、以下の一般的指針に沿った加工に関する定式と
共に確立した。

（１）最終（すなわちビレットの）鍛造作業は、γ′析
出ソルバスより５−２５℃高い温度で開始し、 （２）鍛造作業には、特定の熱処理スケジュールを用い
、溶体生焼なまし温度を再結晶化温度より５−１５℃高
くし、焼なまし温度からの冷却を約８０−　’１５０℃
／分の範囲の速度で行い、そして （３）溶体生焼なましの後、合金を約６００．℃−約８
００℃の範囲の温度で、約８−約２４時間時効に供する
必要がある。

第１表の組成の範囲内の組成を有する２つの合金を第■
表に示す。

第　　■　　表 ＬＫ　　　　　　　艶崖ユＪ」じ虹Ｌ Ａ　Ｎｉ　１６Ｃｒ　１２Ｃｏ　５Ｍｏ　５Ｗ　２．５
ＡＩ２．５Ｔ＋　２．５Ｎｂ　２．５Ｔａ　０．０５　
Ｚｒ−０．０１Ｂ−０．０７５Ｇ Ｂ　Ｎｉ−−１６Ｃｒ　１２Ｃｏ−５ｔ’に＋　５Ｗ　
−２．５／Ｖ３．０Ｔｉ　３．０Ａｌｂ　Ｏ，０５Ｚｒ
　０６０１　Ｂ−０．０７５Ｇ 各組成について、５０ポンドのヒートを真空誘導溶解（
ＶＩＭ）Ｌ、アルゴン雰囲気中で直径４インチの胴金型
に鋳込んだ。インボッ１〜を真空中１２００℃で２４時
間均質化し、次いでホットダイプレスを用いて厚さ２イ
ンチのディスク形状物に加工した。最終鍛造工程は１１
００℃で実施し、高さを５０％減少させた。熱処理スケ
ジュールは以下のように選択した。

１１００℃、１時間、炉冷（約１．００℃／分）＋７６
０℃、１６時間、炉冷（１００℃／分）耐疲労亀裂性は
、１２００下にて３つの異なる波形を用いて測定した。

使用した波形は、３秒（すなわチ２０ｃｐｍ　）　、１
８０秒（すなわちｏ。

３３ｃｐｍ）および３秒＋１７７秒（２Ｏｃｐｍ＋最大
荷重で１７７秒保持）である。これらの３種の波形を用
いた２種の合金の亀裂生゛長速度のデータをそれぞれ曲
線ｊ、におよびｌで示し、第４図および第５図にプロッ
トした。これらの合金の各波形でのｄａ／　ｄＮの変化
は、実験精度の範囲内で無視できると考えられ、図示し
た線ｊ１におよび１が接近しており、３種の異なる波形
を用いて得たデータのスキャッターバンドの少くとも一
部が実際に重なりあっていることは、両方の合金がとも
に試験条件では、時間非依存性の耐疲労亀裂性を示すこ
とを証明している。

荷重下での温度能力は、１４００”Ｆで７５　ｋｓｉの
初期荷重を用い、応力破断試験を行って測定した。第Ｘ
表に結果をまとめて示す。Ｐ／ＭによるＲｅｎｅ９５が
３０時間以下の破断寿命でしかないのとは対照的に、両
方の合金とも３００時間以上の破断寿命を示す。

第ＸＩ表には、２点の高温で測定したこれらの同じ合金
の引張特性を示しである。新規な合金ＡおよびＢとＰ／
ＭによるＲｅｎｅ９５との間には、降伏強さに約２０ｋ
ｓｉの差があるが、極限引張強さは同等である。

第Ｘ表 合　金　　　　　寿命（時間）　　　伸び（％）　　　
面積減少（％）Ａ　　　　　　　　　３３９　　　　　
　８．４　　　　　　　１１８　　　　　　　　３４５
　　　　　　６．０　　　　　　　１８Ｐ／Ｍ　　Ｒｅ
ｎｅ９５　　　　　２４　　　　　　９．６　　　　　
　　１３第ＸＩ表 １２００°Ｆ　　１２００”Ｆ　　１４００”Ｆ　　１
４００”Ｆ降伏強さ　　引張強さ　　降伏強さ　　引張
強さ合金　　（ｋｓｉ　）　　（ｋｓｉ　　　（ｋｓｉ
　）　　（ｋｓｉ　）Ａ　　　　　　　　１４２　　　
　２０１　　　　　１３７　　　　１７０Ｂ　　　　　
　　　１３８　　　　１９５　　　　１３９　　　　１
６８Ｐ／Ｍ　　Ｒｅｎｅ９５　　１６５　　　　２０２
　　　　１５９　　　　１６２時効処理を変えることに
より合金強度をどの程度改良できるかを調べた実験から
意外な結果が得られた。合金ＡおよびＢの加工で、時効
温度と時効処理時間を変化させて得た結果を第Ｘ■表に
示す（他の加工条件は前述のとおり）。

第ＸＩＦ表 １２００＠ｌ”　　１２００下 時効処理　　　　　　降伏強さ　　　引張強さ合金　　
　　　　　　（ｋｓｉ　）　　　（ｋｓｉ　）Ａ　　　
　　　　　　７６０℃／１６ｈｒ　　　　　　１４２　
　　　　２０１７７５℃／８ｈｒ　　　　　　　１５３
　　　　　２０８７７５℃／８ｈｒ ＋７００℃／１０ｈｒ　　　　　１５３　　　　　２０
３８　　　　　　　　７６０℃／１６ｈｒ　　　　　　
１３８　　　　　１９５７７５℃／８ｈｒ　　　　　　
　１５０　　　　　２０９７７５℃／８ハｒ ＋７００℃／１０ｈｒ　　　　　１６７　　　　　２３
０Ｐ／Ｍ　　Ｒｅｎｅ９５　　　　７６０’Ｃ／１６ｈ
ｒ　　　　　　１６５　　　　　２０２２段階時効を用
いて降伏強さと引張強さを最適化する場合には、時効処
理の第２段階を時効処理の第１段階より約５０℃から約
１５０℃低い温度で行う必要がある。

第ＸＩＩ［表に、合金Ａについての、１２００°Ｆ、で
の引張特性に対する溶体化熱処理の効果を示す追加の試
験データを示す。試験試料を１０７５℃（１９６７下）
で高さ減少率４８．７％に丁鍛造し、７６０℃で１６時
間時効処理した。

第　　Ｘ■　　表 溶体化　　　　降伏強さ　引張強さ　伸び処　　理　　
　　　　　（ｋｓｉ　　）　　　　（ｋｓｉ　　）　　
　　（％）鍛造のま）２０１　　　２５５　　　１４１
０５０℃／　Ｉｈｒ　　　　　１５９　　　２２５　　
　１８１０７５℃／　Ｉｈｒ　　　　　１６６　　　２
３５　　　１９１１００℃／１ｈｒ　　　　　１５３　
　　２０９　　　１０従って、本発明によれば、（ａ　
）γ′相の体積分率と化学、合金母材の組成および微量
合金化元素の含量を適切に制御するように合金組成を選
択することと、（ｂ　）有利なミクロ組織を確実に発現
させ保持する特定の機械加工および熱加工を使用するこ
ととを組合せることによって、粉末冶金により製造した
ニッケル基超合金成形品に比較して、耐疲労亀裂生長性
に優れ、強度特性が同等である鍛造ニッケル基超合金成
形品をＩＩ！Ｊｍすることが可能になった。

【図面の簡単な説明】

第１図は鍛造成形品を製造するのに用いる加工工程の順
序を示すフローシート、そして第２県飄図は、異なる合
金組成物について、高温で繰返し応力を一連の頻度（う
ち１回は最大応力強度での保持時間を含む）で加えた際
の、種々の応力強度（ΔＫ）で得られる疲労亀裂生長速
度（ｄａ／ｄＮ）を示すグラフ（ｌｏｇ　−ｌｏｇでプ
ロット）である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、ニッケル、クロム、コバルト、モリブデン、タング
   ステン、アルミニウム、チタン、ニオブ、ジルコニウム
   および硼素を含有し、γ′析出相が約４２−約４８体積
   ％の量存在するニッケル基超合金からつくられ、この超
   合金の結晶粒組織が主に等軸で、結晶粒度がＡＳＴＭ約
   ３−５であり、この超合金の疲労亀裂生長速度が、超合
   金に対し高温で繰返し加えられる疲労応力強度の波形お
   よび頻度とは実質的に独立であることを特徴とする所定
   の形状のニッケル基超合金鍛造体。 ２、合金組成が実質的に、重量パーセントで約１４％−
   約１８％のクロム、約１０％−約１４％のコバルト、約
   ３％−約５％のモリブデン、約３％−約５％のタングス
   テン、約２％−約３％のアルミニウム、約２％−約３％
   のチタン、約２％−約３％のニオブ、約３％以下のタン
   タル、約０．０２％−約０．０８％のジルコニウム、約
   ０．０１％−約０．０５％の硼素および実質的に残量の
   ニッケルよりなる特許請求の範囲第１項記載のニッケル
   基超合金鍛造体。 ３、チタンとニオブの総含量の１／２とタンタル含量の
   １／４との和が約３．５％−約５％の範囲にある特許請
   求の範囲第２項記載のニッケル基超合金鍛造体。 ４、組成がＮｉ−１６Ｃｒ−１２Ｃｏ−５Ｍｏ−５Ｗ−
   ２．５Ａｌ−２．５Ｔｉ−２．５Ｎｂ−２．５Ｔａ−０
   ．０５Ｚｒ−０．０１Ｂ−０．０７５Ｃである特許請求
   の範囲第２項記載のニッケル基超合金鍛造体。 ５、組成がＮｉ−１６Ｃｒ−１２Ｃｏ−５Ｍｏ−５Ｗ−
   ２．５Ａｌ−３．０Ｔｉ−３．０Ｎｂ−０．０５Ｚｒ−
   ０．０１Ｂ−０．０７５Ｃである特許請求の範囲第２項
   記載のニッケル基超合金鍛造体。 ６、ニオブ含量（原子％）とタンタル含量（原子％）の
   合計がニオブ、タンタル、アルミニウムおよびチタンの
   総含量（原子％）の約１５−約３０％の範囲にあり、ア
   ルミニウム含量（原子％）対チタン含量（原子％）の比
   が約１．０から約２．０の範囲にある特許請求の範囲第
   １項記載のニッケル基超合金鍛造体。 ７、結晶粒組織がほゞすべて等軸でＡＳＴＭ３−５の結
   晶粒度をもつ特許請求の範囲第１項記載のニッケル基超
   合金鍛造体。 ８、降伏強さが１２００°Ｆで１５０ｋｓｉより大きく
   、引張強さが１２００°Ｆで２００ｋｓｉより大きい特
   許請求の範囲第１項記載のニッケル基超合金鍛造体。 ９、応力破断寿命が初期荷重７５ｋｓｉのとき１４００
   °Ｆで３００時間より長い特許請求の範囲第１項記載の
   ニッケル基超合金鍛造体。 １０、ニオブおよびタンタルで代表される硬化性元素の
   合計含量の割合（原子％）が２０−２５％の範囲にある
   特許請求の範囲第１項記載のニッケル基超合金鍛造体。 １１、結晶粒組織が実質的にすべて等軸で結晶粒度がＡ
   ＳＴＭ約３−５で、高温での疲労亀裂生長速度が繰返し
   加えられる疲労応力強度の波形および頻度とはほとんど
   独立であるニッケル基超合金鍛造体の下記の工程を含む
   製法： （ａ）下記のように限定した範囲の組成と実質的に残量
   のニッケルを有する初期合金塊を調製し、 ￥元素￥　　　　　　　　　　　￥組成（重量％）￥ Ｃｒ　　　　　　　　　　　　　約１４−約１８ Ｃｏ　　　　　　　　　　　　　約１０−約１４ Ｍｏ　　　　　　　　　　　　　約３．０−約５．０ Ｗ　　　　　　　　　　　　　　約３．０−約５．０ Ａｌ　　　　　　　　　　　　　約２．０−約３．０ Ｔｉ　　　　　　　　　　　　　約２．０−約３．０ Ｎｂ　　　　　　　　　　　　　約２．０−約３．０ Ｔａ　　　　　　　　　　　　　約３．０以下 （Ｔｉ＋Ｎｂ）／２＋Ｔａ／４　約３．５−約５．０ Ｚｒ　　　　　　　　　　　　　約０．０２−約０．０
   ８ Ｂ　　　　　　　　　　　　　　約０．０１−約０．０
   ５ Ｃ　　　　　　　　　　　　　　約０．１０未満 （ｂ）上記初期合金塊を鍛造して所定の形状の合金体と
   し、ただし上記鍛造をγ′析出ソルバス温度より約５℃
   −約２５℃高い範囲の温度で開始し、 （ｃ）上記合金体を鍛造合金の再結晶温度より約５℃−
   約１５℃高い範囲の温度で約１−約４時間の範囲内の期
   間溶体化焼鈍し、 （ｄ）上記合金体を約８０−約１５０℃／分の範囲の速
   度で、その温度未満では熱反応が起らない温度まで冷却
   し、そして （ｅ）上記合金体を約６００−約８００℃の範囲の１点
   以上の温度で約８−約２４時間の範囲内の期間時効処理
   する。 １２、上記初期合金塊を鋳造によりインゴットとして製
   造する特許請求の範囲第１１項記載の方法。 １３、鍛造作業の間に、鋳造物をビレットに加工し、ビ
   レットの鍛造作業の少くとも一部をγ′析出ソルバス温
   度より低い温度で行う特許請求の範囲第１２項記載の方
   法。 １４、初期合金塊を粉末冶金により製造する特許請求の
   範囲第１１項記載の方法。 １５、時効を２段階に分けて行い、第２段階の時効温度
   を第１段階の時効温度より低くする特許請求の範囲第１
   １項記載の方法。 １６、γ′析出ソルバス温度が約１０５０−約１１００
   ℃の範囲である特許請求の範囲第１１項記載の方法。