JPS63114951A - 耐疲れき裂ニッケル基超合金の熱加工的形成法 - 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】 関連出願 本願は、本願と同一の譲受人に譲渡され、１９８４年１
２月３０付で提出された米国特許出！領第６７７．４４
９号の発明の主題と普く関連している。

本発明の主題は、引用により本明細書に取り入れられて
いる、３件の同時に提出されている特許出願群の発明の
主題と、普く関連している。

この全ての関連出願の明細書等記載前文が、引用により
本明細書に取り入れられている。

発明の背景 ニッケル基超合金が高性能を必要とする環境下で広く使
用されていることは、良く知られている。

上記合金は、華氏１０００度あるいはそれ以上の高温で
高強度及び他の望ましい物理的特性を維持する必要のあ
るジェット・エンジンやガス・タービン中で広く使用さ
れている。

これらの合金の強度は、多くの場合γ′析出物又はγ“
析出物である、強化析出物の存在に関係している。析出
物の相化学のより詳細な特徴事項が、イー・エル・ホー
ル、ワイ・エム・コー及びケー・エム・チャンの「析出
強化超合金の相化学」（米国電子顕微鏡研究学会第４１
回年次集会会報、１９８３年８月、２４８頁）［“Ｐｈ
ａｓｅ　Ｃｈｃｆｌｌｌｓｔｉａｓ　　Ｉｎ　Ｐｒｃｃ
ｌｐｉｔａｔｌＯｎ−８ｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ　５
ｕｐｃｒａｌｌｏｙ−ｂｙ　Ｅ、Ｌ、ｌ１ａｌｌ、Ｙ、
Ｍ、Ｋｏｕｈ、ａｎｄ　Ｋ、Ｍ、Ｃｈａｎｇ　［Ｐｒｏ
ｃｃｅｄｉｎｇｓ　ｏｒ　４１ｓｔ、Ａｎｎｕａｌ　Ｍ
ｅｅｔｉｎｇ　ｏｒＥｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｌｃｒ。

５ｃｏｐｙ　５ｏｃｉｅｔｙ　ｏｒＡｍｃｒｉｃａ、Ａ
ｕｇｕｓｔ　１９８３（ｐ、２４８）　）］に与えられ
ている。

次の米国特許明細書が、種々のニッケル基合金組成を開
示している；米国特許第２．５７０．１９３号、同２，
６２１，１２２号、同３，０４６゜１０８号、同３，０
６１，４２６号、同３，１５１．９８１号、同３，１６
６．４１２号、同３゜３２２．５３４号、同３，３４３
，９５０号、同３．５７５，７３４号、同３，５７６．
６８１号、同４，２０７．０９１３号及び同４．　３３
６．　３１２号各明細書。上記特許群は、現在までに多
くの合金化について報告されているものの代表例である
。ここでは、同一元素の多くが、合金系に別異の物理的
及び機械的特性を与える相が形成される様に明確に差異
のある機能的関係を元素間に達成するために混合されて
いる。それにもかかわらず、ニッケル基合金に関する多
量のデータが利用可能であるものの、当業者にとって、
この様な合金を形成するために既知の元素群を成る濃度
で組合せて発揮されることになる物理的及び機械的特性
を、たとえこの様な組合せが当該技術分野の概略的に一
般化された教えの範囲内に含まれるにしろ、特に、合金
が以前に使用されたのとは異なる熱処理を用いて加工さ
れる場合は、いかなる度合の確かさによっても予言する
のは未だ困難である。

超合金の最も要求の高い特性の組のいくつかが、ジェッ
ト・エンジン構造に関連して必要とされるものであるこ
とが知られている。必要とされる特性の組合せは、エン
ジンの異なる構成部分に応じて異なるものの、必要とさ
れる組合せのなかで、エンジンの可動部分において必要
とされる特性の組合せは、通常、静止部分において必要
とされる特性の組合せよりも重要である。

いくつかの特性の組が、鋳造合金材料において達成でき
ないため、しばしば手段を粉末冶金技術による部品の製
造に求めなければならない。しかし、ジェット・エンジ
ンの可動部分の製造に粉末冶金技術を使用することに伴
なう限界の１つは、粉末純度の限界である。もしも、粉
末がセラミックあるいは酸化物の微小斑点等の不純物を
含有すると、可動部分においてこの斑点を生じる場所が
き裂の始る潜在的な弱点もしくは潜在的なき裂となる。

不純粉末における問題及びこれと類似の問題を回避する
ため、ディスク等のジェット・エンジンの可動部分を、
鋳造及び鍛錬加工可能な合金で形成するのが、しばしば
好ましい。

多くの前記ニッケル基超合金について益々重要度が高い
と認識されている問題点は、これらの合金が製造時ある
いは使用時にき裂や初期き裂（Ｉｎｃｉｐｌｃｎｔ　ｃ
ｒａｃｋｓ）を被り易いこと、及びき裂は合金がガス・
タービンやジェットφエンジンの様な構造物で使用され
ている間の応力下で、実際に開始又は伝播又は成長し得
ることである。き裂の伝播や拡大は、部分破断や他の欠
陥に到る。き裂の形成及び伝播に起因する可動機械部分
の欠陥のｍ人件については、よく理解されている。ジェ
ット・エンジンにおいては、特に危険である。

しかし、昨今の研究が行なわれるまで不十分な理解しか
得られていなかったのは、超合金により形成された構造
体中のき裂の形成及び伝播が、全てのき裂の同じメカニ
ズムにより、同じ速度で、そして同じパラメーター及び
規準に従って形成され、伝播するという一枚岩の現象で
はないということである。反対に、き裂の発生、伝播及
びき裂現象一般の複雑さ、並びに上記伝播と応力付与様
式との相互依存性が、近年重要な新しい情報が集積され
ている研究課題となっている。き裂を発現・伝播させる
応力が部材に与えられる期間、与えられる応力の強さ、
部材への及び部材からの応力の付与及び除去速度、及び
この付与のスケジュールについては、国立航空宇宙層（
Ｎａｔｉｏｎａｌ　ＡＣｒｏｎａｕｔｉｅｓ　ａｎｄ　
５ｐａｃｅ　Ａｄｍｉｎｌｓｔｒａｔｉｏｎ　）との契
約により研究が行なわれるまでは、産業界においてよく
理解されていなかった。この研究は、１９８０年８月、
国立航空宇宙局発行の、ナサ・シー・アール１６５１２
３ （ＮＡＳＡ　ＣＲ−１８５１２３）、ビー・ニー・カウ
ルス、ジ工−・アール・ウォーレン呼びエフ・ケー・ホ
ークの、国立航空宇宙層、ナサ・ルイス研究センター、
契約エフ・ニー・ニス３−２１３７９に対し用意された
「航空機タービン・ディスク合金の繰返し挙動の評価」
、第■部、最終報告（’Ｅｖａｌｕａｔｉｏｎｏｒ　ｔ
ｔ＋ｅ　Ｃｙｃｌｉｃ　Ｂｅｈａｖｌｏｒ　ｏ［’　Ａ
ｌｒｃｒａ（’ｔ　ＴｕｒｂｉｎｅＤｉｓｋ　Ａ１１ｏ
ｙｓ　”　ＰａｒｔＩＩ　、Ｐｉｎａｌ　Ｒｅｐｏｒｔ
、ｂｙ　Ｂ、Ａ、Ｃｏｖｌｅｓ、Ｊ、ｌ？、Ｗａｒｒｅ
ｎ　ａｎｄ　Ｐ、に、ＩＩａｕｋｅ、ａｎｄ　ｐｒｅｐ
ａｒｅｄ　Ｉ’。

ｒ　ｔｈｅ　Ｎａｔｉｏｎａｌ　Ａｅｒｏｎａｕｔｉｃ
ｓ　ａｎｄ　５ｐａｃｅ　Ａｄａ＋Ｉｎ１ｓｔｒａｔｌ
ｏｎ、ＮＡＳＡ　Ｌａｖ５ｓ　Ｒｅ５ｅａｒｃｈ　Ｃｅ
ｎｔｅｒ、ＣｏｎｔｒａｃｔＮＡＳ　３−２１３７９）
として確認される技術報告書に報告されている。

このナサ（ＮＡＳＡ）の後援研究における主要な新規の
発見は、疲れ現象に基づく伝播速度、換言すれば疲れき
裂伝播の速度は、どんな付与応力に対しても、またどん
な応力付与様式に対しても、−様ではないということで
ある。更に重要なのは、疲れき裂伝播が、応力がき裂を
拡大する様に与えられている部材への応力付与の繰返し
数（周波数）によって実際に変化するという知見である
。更に驚きに価するのは、以前の研究で用いられたより
高いサイクル（周波数）におけるよりもむしろより低い
サイクルでの応力付与が、実際にき裂伝播の速度を増加
させたとする、前記ＮＡＳＡの後援研究における発見で
ある。換言すれば、ＮＡＳＡ゛の研究は、疲れき裂伝播
において時間依存性が存在することを明確にした。更（
ご、疲れき裂伝播の時間依存性は、サイクル数のみでな
く、部材が所謂保持時間（ｈｏｌｄ　−ｔｌ＋ｎｃ）に
亘り応力下で保持される時間に依存していることが見い
出された。

より低い応力サイクル数で増進された疲れき裂伝播につ
いての、この異常でしかも、予期しない現象の発見に伴
ない、この新規に発見された現象がタービン及び航空機
エンジンの耐応力部材に採用されるべきニッケル基超合
金能力の究極的な限界を示していること、並びにこの問
題を中心に全ての設計努力がなされるべきである、との
確信が産業界に存在する。

しかし、タービンや航空機エンジン内の高応力下で使用
するために、き裂伝播速度を顕著に減少したニッケル基
超合金の部品を構成できることが見い出された。

本発明における超合金組成及びその加工法の開発は、疲
れ特性に焦点を合せ、特にき裂成長の時間依存性にねら
いを定めている。

高強度合金体におけるき裂成長、即ちき裂伝播速度が、
き裂長さくａ）と同様に付与応力（σ）にも依存してい
ることが知られている。これらの２つのファクターは、
破壊力学により、１つの単一のき裂成長推進力、即ちσ
Ｊａに比例する応力強度Ｋを導くために結合される。疲
れ状況下では、疲れサイクルにおける応力強度は、繰返
し応力強度（ΔＫ）の最大変化量、即ち、ＫｍａｘとＫ
。Ｉｏとの差を表わしている。穏和な温度では、静的破
壊靭性に１ｏに到達するまでは、き裂成長は、繰返し応
力強度（ΔＫ）により主として決められる。

き裂成長速度は、数理上ｄａ／ｄＮｏ：（ΔＫ）ｎで表
現される。Ｎはサイクル数、ｎは２と４の間の定数であ
る。サイクル周波数並びに波形は、き裂成長速度を決め
るために重要なパラメーターである。所定の繰返し応力
強度に対し、より遅いサイクル周波数がより速いき裂成
長速度を与え得る。

この疲れき裂伝播の望ましくない時間依存的挙動が、殆
どの現存する高強度超合金で起り得る。この保持時間パ
ターンに従って、応力が通常の正弦波曲線に従って最大
に到達するたびに、選定された保持時間分の応力が保持
される。この応力付与の保持時間パターンは、き裂成長
研究の独立した基準である。この類型の保持時間パター
ンが、前記ＮＡＳＡの研究で使用された。

設計目標は、ｄａ／ｄＮ値をできるだけ小さくすること
、及び時間依存性からできるだけ脱却させることである
。

同時係属中の出願において、時間依存的症れき裂伝播が
、３５体積％よりも多い強化析出物を有するγ′強化ニ
ッケル基超合金を熱処理することによって、かなり減少
すると指摘されている。この同時係属中の出願において
指摘されている様に、この方法はγ′析出物の高温溶体
化（超ソルバス溶体化）と、引続く華氏２５０度／分以
下の調節された冷却を含む。

しかし、前記同時係属中の出願の方法は、該方法が析出
物の含量の低い合金に適用しても、上記出願に教示され
ている有益な成果がもたらされないことが見い出された
。例えば、この方法はワスバロイ（Ｗａｓｐａｌｌｏｙ
　）やアイ・エヌ７１８合金（ｌＮ７１８　ａｌｌｏｙ
）に適用しても、疲れき裂伝播の減少を生起させない。

ワスパロイはγ′により硬化されており、３５体積パー
セント未満、好ましくは約３０体積パーセントのγ′析
出物を有している。アイ・エフ７１８は主としてγ″に
より硬化されており、３５体積パーセント未満、好まし
くは約２０体積パーセントのγ′析出物を有している。

本発明者は、前記のγ″又はγ”析出物含量のより低い
合金について広範な研究を行ない、並びにこれらの合金
を、より高い析出物含量を有する合金の疲れき裂伝播を
制限する種々のスケジュールに従って熱処理したが、意
味のある有益な成果は得られなかった。本発明者は、こ
れらの熱処理がどれも別異のすなわち有利な顕微鏡組織
を発現させず、あるいは何ら疲れき裂伝播の有意な減少
をもたさないことを見い出した。

本発明に従って、進歩したエンジン・ディスク用途に使
用される卓越した組合せの特性を有する材料を生産する
ための、より低い濃度の強化析出物を含有する超合金の
加工法が提供される。ディスク用途に使用される材料に
従来から必要とされている特性には、高い引張強さ及び
高い応力破断強さが含まれる。加えて、本発明の方法に
よって調製される合金は、望ましい耐き裂成長伝播特性
を有している。上記耐き裂成長能力は、構成部材の低サ
イクル疲れ寿命又はＬＣＦにとって必須の事項である。

以上で概説されたこの卓越した特性の組の加えて、本発
明の方法により加工される合金は、良好な鍛造性を発揮
し、この鍛造性が、ジェット・エンジンのためのディス
ク等の部品の形成に必要とされる種々の生産加工法を使
用する際の、より大きな融通性を可能にする。

より低い範囲の析出物含量を有する超合金は、一般に良
好な鍛造性を有し、また加工熱処理を施すことができる
。強度及び破断寿命等の機械的特性に関する特定の加工
熱処理の差異は、ある程度知られている。しかし、時間
依存的症れき裂伝播あるいはこの伝播の速度に及ぼす加
工熱処理の影響は、もしあるとしてこれまで何も知られ
ていない。

タービンやジェット・エンジンに使用される合金製品の
開発の最中に、エンジンやタービンの別異の部分に使用
される部品に対し別異の組の特性が必要であることが明
らかになった。ジェット・エンジンに関し、航空機エン
ジンの性能要件が増加するに連れて、より進歩した航空
機エンジンに対する材料要件が益々厳しくなっている。

この異なる要件については、例えば多くのブレード合金
（ｂｌａｄｅ　ａｌｌｏｙｓ）が鋳造品の形状で大変良
好な高温特性を発揮するという事実により明らかである
。

しかし、鋳造ブレード合金のディスク合金への直接の転
換は、ブレード合金が約７００℃の中間温度で不十分な
強度を発揮するため、まず見込みがない。更に、ブレー
ド合金は鍛造しにくいことが見い出され、一方で、ディ
スク合金からのブレードの作製には鍛造が望ましいこと
が見い出された。

その上、ディスク合金のき裂成長耐性については評価さ
れていなかった。

従って、エンジン効率の増大及びより優れた性能を達成
するため、航空機エンジンに使用される特殊な群の合金
としてのディスク合金の強度及び温度能力の改善に対し
、絶え間ない要求がなされている。そこで今、これらの
性能が低い疲れき裂伝播速度に、この速度の時間依存性
を低くして結合したものでなければならない。

本発明に到る作業を遂行する際に求められていた事項は
、低いもしくは最小の時間依存性を示す疲れき裂伝播、
並びに、疲れき裂に対する高い耐性を結果としてもたら
す、ディスク合金に対する加工処理の開発である。

即ち、本発明の１つの目的は、き裂に対し一層耐性をを
するニッケル基超合金製品を提供することにある。

他の目的は、ニッケル基超合金のき裂を被る傾向を減少
させる方法を提供することにある。

更に他の目的は、繰返し高応力下で使用される、疲れき
裂伝播に対し一層の耐性のある物品を提供することにあ
る。

更に他の目的は、より低い体積濃度の強化固相を有する
合金における疲れき裂の時間依存性を減少させる方法を
提供することにある。

本発明の更に他の目的は、従来の超合金が、高い疲れき
裂伝播に向かう固有の傾向を減らす様に従来の超合金を
加工し得る方法を提供することにある。

更に他の目的は、単一の手段を用いて、ニッケル基超合
金を疲れき裂伝播に向かう傾向のより低いものに変える
方法を提供することにある。

更に他の目的は、γ°又はγ″析出物強化材を有する合
金を疲れき裂伝播の減少した状態に加工するのに特に適
した方法を提供することにある。

更に他の目的は、より低い析出物含量の析出物担持合金
を処理して、特性の組合せ、特に疲れき裂伝播に関する
特性の組合せを改善するための方法を提供することにあ
る。

このほかの目的は、一部分明白であり、また−部分引続
く説明により指摘される。

概観すれば、本発明の目的は、３５体積％未満の硬化析
出物濃度を有する合金試料を選択することにより達成さ
れる。この合金試料は、次いで従来の鍛造もしくは他の
機械的成形法によって予備的な形状（ｐｒｅｌｉｆｆｌ
ｉｎａｒｙ　５ｈａｐｅ　）が与えられる。

試料は、次いで再結晶温度よりも高い温度で溶体化処理
を受ける。試料は、溶体化処理に引続いて時効されるこ
ともできる。

試料は、熱処理により再結晶化された等軸結晶粒組織を
獲得しなければならない。且つ、試料は、その合金にと
って本質的に正常な強度を有しなければならない。結晶
粒度は、好ましくは、はぼ３５ミクロンの平均径あるい
はこれより大きくなければならない。

合金試料は、次いで結晶粒を変形させるために機械加工
を受ける。

機械加工は、鍛造によるか圧延によるような冷間加工又
は冷間加工工程の組合せにより行なうことができる。

選択的に、加工の１もしくはそれ以上の工程は、再結晶
温度未満の温度での加熱を伴なうこともできる。加熱は
、好ましくは、合金試料の結晶粒の変形を促進し、変形
の程度を増大させる範囲で類型の加熱である。

結晶粒組織の再結晶あるいは調質をもたらすいかなる加
熱も、避けなければならない。もし、完全に避けること
ができないならば、その時は最小限に止めるべきである
。

しかし、再結晶に到らない、また結晶粒の変形を消滅さ
せることのない（（ｌ効熱処理を試料に施すこともでき
る。

発明の詳細な記載 相対的により低い析出物含量のニッケル基超合金に加工
熱処理を施すことにより、低い疲れき裂伝播速度を含む
望ましい特性の組を付与できることをここに見い出した
。析出物のより低い濃度とは、３５体積％未満の濃度を
意味する。

引続く説明において、本発明を概説して、時間依存的症
れき裂伝播に対する機械的変形の有益な効果、並びにき
裂成長耐性を獲得するのに必要な条件が示される。この
方法は、金属工業界で良く知られているニッケル基超合
金、特にインコネル−７１８（Ｉｎｃｏｎｅｌ−７１８
）の検討により主として説明される。しかし、より低い
体積％濃度の析出物を角゛するニッケル基超合金を含め
て殆ど全ての高温合金に対し、機械加工可能な合金が先
ず第一に本発明の実施により利益を享受し得る範囲で、
同じ原理が適用され、同じ方法が採用され得ることが理
解されるであろう。

４０体積２６あるいはこれより多くの高析出物含量を有
するニッケル基超合金が、限定された加工性を有するこ
とが知られており、この限定された加工性ゆえに、体積
％で測ってより高い水準の析出物を有する超合金に関し
て、本発明を適用できず、また有効に利用できない。

実施例１ 従来からの真空誘導加熱融解により、いくつかのインコ
ネル−７１８（ＩＮ−７１８）のヒートが調製された。

この融成物が固化され、この様に形成されたインゴット
が、１２００℃で２４時間加熱することにより均質化さ
れた。このインゴットが、従来からのニッケル基鍛練加
工超合金に対する慣行に従って、板に鍛造された。これ
らの実施例で使用されたこの特定のｌＮ−７１８合金の
化学組成が、下記表１に示された。

表　　Ｉ インコネル−７１８の化学組成 試料の金属組織学的調査により、ｌＮ−７１８合金が９
５０℃より高い温度に曝されると再結晶し始めることが
示された。

前記鍛造板は、９７５℃で１時間の溶体化、及び７２０
°Ｃで８時間の２重時効を含む標準熱処理を受けた。８
時間時効後、試料は追加の１０時間の時効のため６２０
℃に炉冷された。かくして得られた鍛造板の材料が、再
結晶化等軸結晶粒組織を有することが見い出された。鍛
造試料の強度が、室温から７００℃まで測定され、強度
において標準参照材料と類似していることが見い出され
た。

時間依存的症れき裂伝播が、前記ＮＡＳＡの研究で用い
られたのと類似の３つの異なる疲れ波形を用いて５９３
℃で評価された。第１は３秒の正弦波形、第２は１８０
秒の正弦波形であった。第３は、３秒の正弦波形サイク
ルの最大荷重での１７７秒の保持であった。最大対最小
の荷重比がＲ−Ｏ，ＯＳ、即ち最大付加荷重が最小付加
荷重の２０Ｘ、２０倍高くなる様に設定された。時間依
存的症れき裂伝播の調査からデータが採取され、このデ
ータが第１図及び第２図にプロットされた。

第１図及び第２図に結果が示された試験は、本質的に重
複した試験である。結果が示し、且つプロットから観察
されることは、疲れサイクルが３秒から１８０秒に変更
されると、き層成長速度ｄａ／ｄＮが６乃至８倍の係数
で増加することである。

保持時間サイクルは、２０の係数でき裂成長速度を加速
する。

実施例２及び３ 実施例１で記載された様に真空誘導加熱融解、均質化及
び従来からの鍛錬加工超合金に対する慣行に従った鍛造
により調製された２枚の板が、夫々実施例２について１
０７．５℃、実施例３について１０２５℃に加熱された
。各セットの板は、次いで再加熱を伴わない、４回のロ
ール・ミル通過により、厚みの５０％の減少率で圧延さ
れた。元の寸法は、３．５インチ×１．５インチ×１．
５インチであり、従って板の質量が小さいため、４回の
ロール通過の間にかなりの温度降下があった。

各試料について金属組織学的検討がなされ、伸長された
結晶粒組織が把握された。この伸長された結晶粒組織は
、ローリング完了温度が９５０℃の再結晶温度よりかな
り低いことを示していた。

金属組織学的検討から詳細に観察されたことは、変形さ
れた結晶粒組織が結晶粒界に沿って本質的にいかなる微
細な再結晶化結晶粒も含んでいないことであった。

４回通過を通して圧延された板が、溶体化を伴なわずに
直接２重時効に付された。この材料が溶体化され圧延さ
れた板よりも改善された強度を示すことが観察された。

この事実が、再結晶温度よりも低温で導入されたかなり
の量の残留応力におそらく起因するであろうと、考えら
れた。実施例２及び３の材料の高温引張特性が表■に示
されている。

表２ 疲れき裂成長速度の測定がなされ、実施例１に関して記
載されたのと同様のデータが集められた。

試験が行なわれ、実施例２及び３の試料に関して結果が
得られ、このデータが第３図及び第４図に夫々プロット
された。即ち、第３図において実施例２に関して得られ
たデータがプロットされ、第４図において実施例３に関
して得られたデータがプロットされている。第３図及び
第４図にプロットされたデータと、第１図及び′：Ａ２
図にプロットされたデータとの比較から、３秒正弦波形
サイクルにおけるサイクル依存的き裂成長伝播速度、ｄ
ａ／ｄＮが大きく変化することはないことが観察される
。しかし、対照的に、１８０秒正弦波形サイクル及び１
７７秒の最大荷重における保持を伴なう３秒正弦波形サ
イクルにおける時間依存的疲れき裂伝播が、溶体化を伴
なわずに残留応力が保持される結果となる上述の手段に
よってかなり改屏されている。

更に、第１図及び第２図にプロットされたデータと第３
図及び第４図にプロットされたデータとの比較から、疲
れき裂伝播速度、ｄａ／　ｄＮの時間依存性が効果的に
抑制されていることが明らかである。実施例３の１０２
５℃から圧延された板において、１７７秒の保持を伴な
う３秒正弦波形サイクルである保持時間サイクルの疲れ
き裂伝播速度、ｄ　ａ　／　ｄ　Ｎが、３秒正弦波形サ
イクルにおけるよりもむしろ低いことが見い出された。

本発明方法を通して獲得される効果における改善のメカ
ニズムは、十分に理解されていない。しかし、時間依存
的疲れき裂伝播の改善についてのメカニズムが、特定の
都合の良い条件下での機械的変形の保持に関連している
ものと確信される。

都合の良い条件とは、機械的変形の効果を無効にするで
あろう再結晶加熱もしくは他の条件の無いことである。

実施例４及び５ 時間依存的疲れき裂伝播の減少の効果を更に示すため、
実施例１で調製されたのと同様の合金板、より明確には
、真空誘導加熱融解、引続く均質化及び従来からの鍛録
加工超合金の慣行による板の鍛造により調製される合金
板が、最功に調製された。実施例４に関して、合金板が
２０％の率で冷間圧延された。この合金に関する疲れき
裂伝播のデータが採られ、結果が第５図にプロットされ
た。

実施例５に関して、前記の様に調製された合金板が厚み
において４０％の減少率まで冷間圧延された。この試料
に関して疲れき裂伝播速度のデータが採られ、このデー
タが第６図にプロットされた。

第５図及び第６図の検討及び考察から、得られた結果が
第３図及び第４図に関して得られた結果と類似しており
、また、疲れき裂伝播の時間依存性にかなりの改善がみ
られることがわかる。換言すれば、試料が３つの異なる
サイクル、即ち３秒すイクル対１８０秒サイクル対最大
荷重での１７７秒保持期間を伴なう３秒サイクルでの試
験の時間関係から一層独立していることが見い出された
。

以上の記載の要旨は、ケー・エム・チャン、金属学研究
室、共同研究及び開発、ゼネラル・エレクトリック−カ
ンパニー、スケネクタディ、二ニー・ヨークの「加工熱
処理を通してのインコネル＝７１８合金のき裂成長耐性
の改善」 （”ＩＩＩｌｐｒｏｖｉｎｇ　Ｃｒａｃｋ　Ｇｒｏｗｔ
ｈ　Ｒｅ５ｉｓｔａｎｃｅ　ｉｎ　ｌＮ７１８Ａｌｌｏ
ｙ　Ｔｂｒｏｕｇｈ　Ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｊｃａ
ｌ　Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ”ｂｙ　Ｋ−Ｍ　Ｃｈａｎｇ
、Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ　Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ、Ｃｏ
ｒｐｏｒａｔｅＲｅｓｅａｒｃｈ　ａｎｄ　Ｄｅｖｅｌ
ｏｐｍｅｎｔ、Ｇｅｎｅｒａｌ　ＥｌｅｃｔｒｉｃＣｏ
ＩＩｌｐａｎｙ、５ｃｈｃｎｅｃｔａｄｙ、Ｎｃｗ　Ｙ
ｏｒｋ）と題する、１９８５年８月付のレポートＮｏ、
８５シー拳アール・ディー　１８７　（ｒｅｐｏｒｔ　
Ｎｏ、８５ＣＲＤ１８７）として確認されるレポートに
もまた見い出される。このレポートは、本願と共に提供
された先行技術開示書（ｐｒｉｏｒ　ａｒｔ　Ｓｔａｔ
ｅｍｅｎｔ　）に包含されている。このレポートの記載
全文が、引用により本明細書に取り入れられている。

以上の説明から、本発明の実施を試みる当該技術分野の
熟達者にとりて、いくつかの規範が与えられ得る。先行
する記載から明らかな様に、主な目標は、本発明の実施
の出発点のための望ましい規範として、本発明の方法を
開始する時点で適用される合金及び試料が比較的大きな
結晶粒を有するべきだということである。例えば、殆ど
の合金に関して、好ましい出発結晶粒度は、はぼ３５ミ
クロンの平均径あるいはこれより大きい。

引続く製造工程の主たる目標は、本発明の製造法が適用
される試料の相対的に大きな結晶粒の変形を達成するこ
とである。前記変形は、個々の結晶粒が本質的に残らず
変形力を受は変形する様に冷間加工により達成すること
ができる。

結晶粒が変形されるべき試料を加熱する場合、この加熱
は結晶粒の変形を可能にし且つ促進する程度及び範囲に
すべきである。加熱は、加熱の結果として結晶粒の調質
あるいは結晶粒の変質を誘起するものであってはならな
い。むしろ、求められていることは結晶粒の変形であり
、加熱は試料の結晶粒の変形を促進する性質、継続時間
及び類型のものでなければならない。

更に、変形の部分として、本発明の実施に際して結晶粒
の変形の効果を維持することが求められる。この目的の
ため、本発明の実施の初期の工程で付与された変形の利
得を変形した結晶粒が保持し得る様、結晶粒を再結晶並
びに調質させる傾向のある、いかなる熱処理あるいはそ
の他の処理も避けなければならない。

以上の説明は、時効の類いの熱処理を除外することを意
図してはない。時効は、物品を相対的により低い温度で
、特性、特に合金の強度を改善するための時間分保持し
て、確実に実施されなければならない。避けるべきで且
つ時効熱処理と混同すべきでないのは、再結晶を誘発し
、従って前述の本発明の実施の一部として試料の結晶粒
に与えられた変形の有益な効果を消滅させあるいは無効
にする加熱である。

更にまた、本発明の規範を示す上において、多くの異な
った程度の変形が、試料に与えられ得る。

本発明を実行する口約の効果的な変形であるためには、
最小でほぼ１５％の変形が特定される。

【図面の簡単な説明】

第１図乃至第６図は、合金組成物に関し、種々の応力強
度（ΔＫ）に対して得られた疲れき裂成長速度（ｄａ／
ｄＮ）を（ｌｏｇ−１ｏｇプロット）で表わしたグラフ
である。 面、第１図乃至第６図において、Ｏは３秒の疲れサイク
ル、口は１′８０秒の疲れサイクル、△は３＋１７７秒
（最大応力強度での保持時間）の繰返し応力付加の下で
、夫々得られたデータをプロットしたものである。

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. （１）ガンマ強化析出物を３５％未満の体積濃度で有す
   るニッケル基超合金を選択し、 結晶粒を再結晶させ、これら結晶粒を約３５ミクロンの
   最小平均径にするために前記合金を加熱し、及び 前記合金を機械加工して、合金の結晶粒を、その形状を
   少なくとも１５％変化させるように変形させることを含
   むニッケル基超合金の疲れき裂伝ぱ速度を減少させる方
   法。
2. （２）変形に引続いて、合金の強度を改善するため時効
   熱処理が行なわれる特許請求の範囲第１項記載のニッケ
   ル基超合金の疲れき裂伝ぱ速度を減少させる方法。
3. （３）合金の加工が再結晶温度よりも低い温度で行なわ
   れる特許請求の範囲第１項記載のニッケル基超合金の疲
   れき裂伝ぱ速度を減少させる方法。
4. （４）合金が再結晶熱処理の前に、最終的な形状の近く
   まで機械加工される特許請求の範囲第１項記載のニッケ
   ル基超合金の疲れき裂伝ぱ速度を減少させる方法。
5. （５）合金が再結晶熱処理の後、最終形状に加工される
   特許請求の範囲第１項記載のニッケル基超合金の疲れき
   裂伝ぱ速度を減少させる方法。
6. （６）合金がγ′もしくはγ″強化析出物又はこれらの
   組合せを含有する特許請求の範囲第１項記載のニッケル
   基超合金の疲れき裂伝ぱ速度を減少させる方法。
7. （７）合金がインコネル−７１８である特許請求の範囲
   第１項記載のニッケル基超合金の疲れき裂伝ぱ速度を減
   少させる方法。