JPS63145737A - 耐疲れき裂ニッケル基超合金の形成法及び形成された製品 - 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 本願の発明の主題は、引用により本明細書書÷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
明の主題と若く関連している。

また、本願は、本願と同一の論渡人に壌渡され、１９８
４年１２月３日付で提出された米国特許明細書６７７．
４４９号の発明の主題と、費く関連している。この関連
出願の明細書等記載全文が、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、良ぐ知られ、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。

一ヒ記合金の高温における望ましい組合せの特性か、少
なくとも幾分かはγ′析出物と呼ばれている析出物の存
在によるものであることは周知である。γ′の相化学の
より詳細な特徴が、イー・エル拳ホール、ワイ拳エム・
コー及びケー拳エム・チャンのｒｔｌｉ出強化出合化超
合金化学」　（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）　　［”Ｐｈａｓ
ｅ　Ｃ１１ｅｓｌｓｔｒ１ｅｓ　ｉｎ　Ｐｒｃｃｉｐｉ
　ｔａｔ　！ｏｎ　−Ｓｔ　ｒｃｎｇｔｂｃｎｉｎｇ　
５ｕｐｃｒａｌ　ｊｏｙ″ｂｙ　Ｅ、１．．１Ｉａ１１
．Ｙ、Ｍ、Ｋｏｕｈ、ａｎｄ　Ｋ、Ｍ、Ｃｂａｎｇ　［
Ｐｒｏｃｅｅｄｌｎｇｓｏ１’　４１Ｓｔ、＾ｎｎｕａ
ｌ　Ｍｅｅｔｉｎｇｏｌ’　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍ％ｃ
ｒｏｓｃｏｐｙ　５ｏｃｉｅｔｙ　ｏｒ＾ａ＋ａｒｉｃ
ａ、Ａｕｇｕｓｔ　１９８３　　（Ｐ、２４８）］　３
に寄せられている。

次の米国特許明細書が、踵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，
０６１，４２６号、同３，１５１．９８１号、同３．１
６６．４１２号、同３゜３２２．５３４号、同３，３４
３．９５０号、同３．５７５．７３４号、１．ｉ１３．
　５７６．　６８１号、１、ｉ１４．　２０７．　０９
８号及び同４，３３６，３１２号各明細書。］；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
れるよう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、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、この様な合金全形成するために組
合せて使用される、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。

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合せ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づ【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（ｄ
ｉｓｋ　ａｌｌｏｙｓ　）　ヘの直接の転換は、フレー
ト合金が中間温度において不十分な強度を発揮するため
、す込みがない。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ディス
ク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＋ＩｊＪ　ｊ生については
１−１４　ｆｔ＋Ｉｉされていない。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１１″ｆ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する要求が絶
え間ない。

不発明の鍛ｉろ可能なニッケル基超合金の１１標は、３
つある：　（１）疲れき裂耐性の時間依存性を最小限に
する、（２）（ａ）室温及び高温における強度値及び（
ｂ）粉末加工合金のとかなり匹敵しうるクリープ特性を
確保する、及び（３）これまでに遭遇した加工の困難性
を減らすか、もしくは緩和する。

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１１１期き裂（ｉ【１ｅｉｐｉｃｎ
ｔ　ｃｒａｃｋｓ）を彼り易いこと、及び合金がガス・
タービンやジェット・エンジンの様な１＋ｙ造物て使用
されている間の応力下で、実際にき裂は伝播叉は成長し
？Ｕることである。き裂の伝播や拡大は、部分破壊や他
の欠陥に到る。き裂の形成及び伝播に起因する可動ｎＨ
部品の欠陥の重大性については、よく理解されている。

ジェット・エンジンにおいては、特に危険であり、破滅
的でさえある。

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ことに、超合金により１１ヨ成され
た構造体中のき裂の形成及び伝播は、全てのき裂が同じ
メカニズムにより、同じ速度で、そして同じ規ｑ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
うことがある。反対に、き裂の発生、伝播及びき裂現象
一般の護雑さ、並びに」二足伝播と応力材！７．様式と
の［ＬＩ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
応力が部伺に′ｊ、えられる期間、与えられる応力の強
さ、部＋、（への及び部＋４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、Ｉｉ４
　！’を航空宇宙局（Ｎａｔｉｏｎａｌ　Ａｃｒｏｎａ
ｕｔ［ｃｓ　ａｎｄ　５ｐａｃｅ　Ａｄ［１ｌｉｎｉｓ
ｔｒａｉｉｏｎ　）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、１９００年８月、国立航空宇宙局発行の、ナサ
・シー・アール１６５１２３（ＮＡＳＡ　　ＣＲ−１６
５１２３）、ビー・ニー・カウルス、ジエー・アール・
ウオーレン及びエフ・ケー・ホークの、国立航空宇宙局
、ナサ・ルイス研究センター、契約エフ・ニー・！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（”
Ｅｖａｌｕａｔｌｏｎ　ｏ［’　ｔｈｃ　Ｃｙｃｌｉｃ
　ｌ３ｅｈａｖｉｏｒ　ｏ［’　Ａｉｒｃｒａｌ’ｔ’
Ｔｕｒｂｆｎｅ　Ｄｉｓｋ　Ａ１１ｏｙｓ　’　Ｐａｒ
ｔ　　ＩＩ、　ＦｉｎａｌＲｃｐｏｒｔ、ｂｙ　Ｂ、Ａ
、Ｃｏｖｌｅｓ、Ｊ、Ｒ，Ｗａｒｒｃｎ　ａｎｄ　Ｐ、
Ｘ、ＩＩａｕｋｃ、ａｎｄ　ｐｒｃｐａｒｃｄ４ｏｒ　
ｔｈｅ　Ｎａｔｉｏｎａｌ　Ａｅｒｏｎａｕｔｉｃｓａ
ｎｄ　５ｐａｃｅ　Ａｄｍｉｎｉｓｔｒａｔｉｏｎ、Ｎ
ＡＳＡ　Ｌａｖｌｓ　Ｉ？ｅｓｃａｒｅｈＣｅｎｔｅｒ
、Ｃｏｎｔｒａｃｔ　ＮＡＳ　３−２１３７９）として
報告されている。

このナサ（ＮＡＳＡ）の後援研究における主・冴な新規
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、一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１．ｆｒは、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
繰返しに数よって、実際に変化するという知見である。

更に意外なことは、以前の研究で用いられた高サイクル
（周波数）におけるよりもむしろ低サイクルの応力付与
が、実際にき裂伝播速度を増加させるという、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
ことを明らかにした。更に、疲れき裂伝播の時間依存性
は、サイクル数のみではなく、部材が所謂保持時間に回
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
金の使用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Ｇｆｆｌ信が産業界に存１１ミしていた。

最も望ましくない時間依存的なき裂成長挙動が、応力の
正弦曲線的変化に保持時間が重なるときに生じることが
見い出された°。この様な場合、試験片を正弦波パター
ンの応力下に付することができるが、試験片が最大応力
下にあるときは、応力が保持時間にわたり一定に保たれ
る。保持時間が完了したとき、応力の正弦波付与が再開
される。この保持時間パターンに従えば、応力が通常の
正弦曲線に従って最大値に到達するたびに、選定された
保持時間に互り応力が保たれる。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は、前記り照したＮＡＳＡの
研究において使用された。

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、き裂伝播速度の顕著に減少したニッケル基
超合金の部品を９７７、成し得ることが晃い出された。

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）と同様に付与される応力（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つの弔−のき裂成長推進ソバ
σＪａ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
返し及び静的の２つの成分から成り得る。前者の成分は
、繰返し応力強度の最大変化量（ΔＫ）、即ちＫａ＋ａ
ｘとＫｍｉｎとの差を表わす。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／ｄＮＣｖ：（ΔＫ）ｎで表現される。Ｎ
はサイクル数、ｎは２から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１ｊ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。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。

発明の詳細な説明 即ち、本発明の１つの目的は、き裂に対し一層耐性のあ
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、ニッケル二基超合金のき裂を彼る傾向を減
少させることにある。

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

更に他の目的は、ニッケルを入超合金がある範囲の周波
数で繰返し付与される応力下でき裂耐性をＨし得る様な
組成及び製造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。

本発明を概観すると、本発明の目的は、大よそ下記の含
量（重量％）の組成物を供給し、この組成物を融解して
融成物を形成し、この融成物を冷却して溶体の体積の約
４５％のγ′析出物含量を有する合金を形成し、該合金
を１１２５℃で１時間焼なましをしてから冷却すること
により得られる。

［１；己コ 成　　分　　　市電％にょるＬｆ５度 ＮＬ　　　　　　　　　　残　　　部 Ｃｒ　　　ｌ　５ Ｃｏ　　　１２ Ｍ２．５ Ｔｔ　　　　ｓ Ｚｒ　　　　Ｏ，０５ Ｂ　　　　０．０３ Ｃ０，０７５ 本発明の新規な組成物の成分は、好ましくは、下記の範
囲内にあるべきである。

［記］ 重量％による濃度 成分　　下限　　上限 ニッケル　　　　　　残　　部 クロム　　　　　１４　　　　１８ コバルト　　　　　１０　　　　　１４モリブデン　　
　　４６ タングステン　　　４６ アルミニウム　　　２３ チタン　　　　　　４６ ジルコニウム　　　０．０２　　　０．０８ホウ素　　
　　　　０．０１　　　０．０５炭素　　　　　　　０
．　　ＯＯ，１０チタンは、原子百分率に基づいて、１
．５原子パーセント以下の割合で、ニオブ（Ｎｂ　）又
はタンタル（Ｔａ　）により部分置換されていてもよい
。

発明の詳細な記載 超合金について最も要求の高い組合せの特性が、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
とか知られている。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
れる特性の組合せのなかで、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合せが、鋳造合金材料において達成
できないため、しばしば粉末冶金技術による部品の製造
に代りを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１＋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
いて二の斑点が生じる場所か、き裂か始まる潜在的な弱
点となる。

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、
鋳造及び鍛練加工可能な合金で形成することが、時には
好ましい。

本発明に従って、鋳造及び鍛練加工可能な超合金、並び
に向上したエンジン・ディスク用途に使用される卓越し
た特性の組合せを有する材料を製造するための、前記超
合金の加工方法が提供される。ディスク用途に使用され
る材料に従来より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
の合金は、望ましい耐き裂成長伝播性を発揮する。この
ようなき裂成長に対する抵抗能力は、構成部材のエル・
シー・エフ（ＬＣＦ）、すなわち低サイクル疲れ寿命に
とって本質的なものである。

以」−で概説した、この卓越した特性の組合せに加えて
、本発明の合金は良好な鍛造性を発揮し、この鍛造性は
、ジェット・エンジンのディスク等の部品形成に必要と
される種々の製造加工において優れた適応性を与える。

よって、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、時間依存性の低いもしくは最小の疲れき裂伝
播、並びに、疲れき裂に対する高い耐性を有するディス
ク合金の開発である。更に求められていた１１１項は、
特に引張、クリープ及び疲れといった特性の均衡である
。更に他の要件の組合せに加えて求められていたものは
、ディスク合金への製造の加工容易性であり、この要件
は主として合金の鍛造性にある。

これらの特性の組合せは、例えば引張特性について言え
ば、析出物の高い含量が高い引張強さを達成するのに好
都合であると認められたように、ある程度までは両立し
得ない。更に、析出物の、４度が高くなると合金の鍛造
されやすさを制限することも認められている。しかし、
本発明によって達成されたのは、高い析出物濃度を有す
るが、それにもかかわらず良好な鍛造性を保持する合金
ディスク材料である。これはそれだけで望ましい特性の
珍しい組合せである。

本発明及び本発明を実施する方法は、引続〈実施例及び
この実施例の考察によってより明確にされるであろう。

実施例１〜５ 実施例１がＨＷ−１、実施例５がＨＷ−５という様に標
識された５個の合金組成物の組が調製された。これらの
組成物は異なる合金含量を有し、この合金含量が下記表
１に示されている。

表！　析出相体積部分をＱｉｌｌ化する表をＩを調べて
気付くことは、ＨＷ−１からＨＷ−５にかけて変わる組
成成分が、アルミニウム及びチタン成分であることであ
る。表を調べて、アルミニウム濃度がＨＷ−１の１．７
０ｆｆ１％がらＨＷ−５の３．１０重量％まで変化して
いることが明らかである。同様に、チタン濃度はＨＷ−
１（実施例１）の３．ＯＯからＨＷ−５（実施例５）の
５゜５０まで変化している。

５つの実施例のＨＷ−１からＨＷ−５までの夫々の合金
は、従来からの鋳造及び押出加工によって調製された。

次いで、析出物のパーセントによる体積分率が計算され
、析出物のソルバス温度（ｓｏｌｖｕｓ　ｔｃ＋ｎｐｃ
ｒａｔｕｒｃ）がＡｌｌ１定された。データが記録され
、下記表■に示された。

表■ 表■から明らかな様に、押出温度も記録され、史に５つ
の各実施例のＨＷ−１からＨＷ−５までの５個の試料の
焼なまし温度も記録された。

夫々の合金は、次いで、溶体化焼なましく５ｏｌｕｔｉ
ｏｎ　ａｎｎｅａｌ　ｉｎｇ）及び時効を内包するスケ
ジュールによって連続的に加熱処理された。以下にその
詳細について述べる。

ディスク合金としてとりわけ望ましい特性の組を得る試
みのなかで、検討は先ず、形成された組成物のいくつか
の特性についての析出物体積分率による影響についてな
された。この目的のため、５個の個別の組成物中のアル
ミニウム及びチタン４戊の変更が、前記表１に示された
実施例１乃至５についてなされた。かくして得られた組
成物の引張特性が、華氏１０００度において析出物体積
分率の関数として８１１１定された。降伏及び引張の両
方の強さが測定され、これら両方の強さが組成物中の析
出物体積分率が３０から５０体積％の範囲に巨って増加
するに連れ、一様に増加することが見い出された。形成
された試料について華氏１０００度に保持されたときの
引張及び降伏強さの測定で得られたデータが、第１図に
プロットされた。

第１図に示した試料に対応する試料の延性、’１ｐ１定
が行なわれ、得られたデータが第２図にプロットされた
。第２図のプロットから明らかな様に、析出物含量が５
０％に近ずくに連れて延性の急な下降がある。

引張特性及び伸びに関する同様の観察事項が、室温から
華氏１４００度までの範囲の別のｉＲ度で確かめられた
。

応力破断寿命と析出物の体積百分率の関係を調べるため
、華氏１４００度、７０ｋｓｔで応力破断寿命が測定さ
れた。析出物の体積分率が増加するに連れて、破断寿命
が増加することが見い出され、第３図にプロットされた
データから明らかな様に、大体の比例関係が観察された
。

実施例１乃至５の試料に対し疲れき裂成長速度が／ｌ−
１定され、ＨＷ−１からＨＷ−５までの各試料に対し第
４図にプロットされた。このデータにより、より良好な
き裂成長耐性が、より高い析出物体積分率の合金で見出
される傾向があることを示　　　′している。

機械的特性の観点から、良好なディスク、好ましいディ
スク、及び実際理想的なディスク合金は、好ましくは、
析出物の高い含量を有するが、これは信頼できる機械的
生産を許容する程度以上に延性が保持される範囲に限ら
れる。これらの実施例で行なわれた実験及び夫々の図面
でプロットされたデータ及び夫々の表に示された夫々の
数値がら、析出物の最適な含量は約４５９６であること
が確認された。このほかに見い出された事項及びディス
ク合金用途を考えた機械的性能試験による適格性にとっ
て大変重要なことは、はぼ４５％の析出物レベルとすれ
ば鋳造ディスク合金の鍛造に顕著な好結果がもたらされ
、航空機エンジン中での使用に適した構造物が得られる
ことである。

実施例　６ 前記実施例４のＨＷ−４に対応する析出物含量を存する
組成物が調製され、この組成物の加工バラメーターが検
討された。この組成物は異なる組の成分をａＭするが、
ＨＷ〜４に近接した析出物含量を４していた。この組成
物はＣＨ−６０とＩ票識され、下記の成分含量を釘して
いた。

成　　分　　　重量％による濃度 ＮＬ　　　　　　　　　　残　　部 Ｃｒ　　　１６ Ｃｏ　　　１２ 比　　　５ Ｍ２．５ Ｔｉ　　　　５．Ｏ ７ｒ　　　　Ｏ，０５ Ｂ　　　　Ｏ，０３ ＣＯ，０７５ 先ずこの合金のインゴットが真空誘導加熱融解により調
製された。インゴットは４インチの直径をａしていた。

これは２インチの厚みのパンケーキ状に鍛造された。最
終鍛造温度が１１００’Ｃに設定され、インゴットの高
さが５００６減らされた。

本実施例の０Ｈ−６０合金サンプルの降伏及び引張強さ
を調べた。試料は１０５０乃至１１７５℃の範囲の、異
なる温度で溶体化焼なましされ、次いで引張特性が華氏
１２００度でａＩ１１定された。

この調査の結果が第５図に示されている。図面から、合
金ＣＨ−６０が他の利用可能な超合金と比べて可成り高
い強度を有することが明らかである。

また第５図により、降伏及び引張の両方の強度が、溶体
化焼なまし；３度が１１５０℃を超えるとき急速に減少
する。

種々の温度における溶体化焼なましの後、合金の華氏１
２００度における延性が同様に調査され、第６図に示さ
れた。第６図からも明らかな様に、溶体化焼なまし温度
が１１５０℃以上に高められると、延性が急速に減少す
る。合金ＣＨ−６０の試料について金属組織学的検討が
なされ、これらの検討により大きな結晶粒度が明らかに
なり、事実結晶は１５０μｍ以上の平均径を宵していた
。

強度及び延性の損失は、試料の大きな結晶粒径に帰せら
れる。

実施例　７ 実施例６で行なわれた検討に基いて、焼なまし温度の追
加の試験が行なわれた。ＣＨ−６０合金の試料が調製さ
れ、１０５０℃、１１００℃及び１１２５℃で焼なまし
された。１１２５℃における焼なましが、約２０μｍの
平均径を有する結晶粒の微細な等軸組織を生み出す。他
の焼なまし試料から、１０５０℃及び１１００℃で焼な
ましされた試料で異なる程度の部分再結晶が観察された
。

史に、典型的な金属組織学的“ネックレス°組織が、１
１００℃で焼なましされた試料で発現した。

１０５０℃で焼なまされた試料で大部分の変形した結晶
粒が維持されていることが観察された。

実施例６及び７の全ての試料において、試料が焼なまし
の後室冷却され、この室冷却の後、全ての試料が７６０
℃で１６時間時効処理を受けた。

異なる温度で焼なましされ時効されたＣＨ−６０合金の
引張特性が調べられた。これらの調査の結果が、華氏１
２００度及び華氏１４００度でのＡｌＩ３定について表
■に示された。表■のデータは、異なる温度における焼
なましからよく似た強度が発現されることを示している
。

表■　異なる温度で焼なましされ時効 次いで、応力破断寿命が、華氏１４００度、７５ｋｓＬ
で測定された。これらの調査の結果が表■に示されてい
る。

表■　異なる温度で焼なましされ時効された表■に報告
されている結果から明らかな様に、約１１２５℃で焼な
ましされた試料が温度特性において最良の飼料として傑
出している。特に応力破断寿命試験から明らかな様に、
１１２５℃で焼なましされた試料の応力破断寿命は、１
０５０℃及び１１００℃で焼なましされた試料より１桁
大きい。

これらの試料についての疲れき裂耐性が、華氏１２００
度で３つの繰返し波形を用いて評価された。使用された
繰返し波形及び周期の順序は、前述の本発明の背景説明
で引用されたナサ（ＮＡ’ＳＡ）の研究の場合と同じで
ある。３つの繰返し波形は、次のとおりである。第１に
、正弦曲線的パターンの、３秒の周期の応力の負荷並び
に応力の除去。

次に、正弦曲線的パターンの、１００秒の周期の応力の
負荷及び除去。第３のサイクルは、３秒の周期の応力の
負荷及び１７７秒の周期の正弦曲線上の最大荷重応力で
の試料の保持。

行なわれた調査及び得られた結果が、第７図乃至第１５
図に３つの組として示された。第７図は３秒周期で得ら
れた結果を示している。第８図は１００秒周期で得られ
た結果を示し、第９図は３秒プラス１７７秒の保持周期
で得られた結果を示している。第７図、第８図及び第９
図において、プロットされたデータは前記調製された試
料であり、比較試料は超合金として産業界で良く知られ
ているシネ９５メタル（Ｒｅｎｃ’　９５　Ｉｇｅｔａ
＋）である。

第７図、第８図及び第９図で示された結果は、１０５０
℃で焼なましされた試料のものである。

第１０図、第１１図及び第１２図で示されたものは、１
１００℃で焼なましされた試料のものである。第１３図
、第１４図及び第１５図で示された結果は、１１２５℃
で焼なましされた試料のもの−である。

第７図乃至′：ｊＸ１５図の組でプロットされた結果か
ら明らかなＦ：＆に、き裂成長耐性の改溌は真に顕著で
あり、また、改良はゆっくりした繰返しの場合に特に顕
著である。

更に図面から明らかなように、１０５０℃で焼なましさ
れた試料は、保持時間試験において僅かに良好な耐疲れ
き裂伝播性を与える。

以上により、本発明において教示された新規な合金組成
によって、新規で注１−１すべき組合せの特性が獲得さ
れることが明らかである。

史に、本明細書中に、合金に向けられる秤々異なる用途
に合わせて合金組成物の特性を最適化し得る工程や製造
法が教示されている。

【図面の簡単な説明】

第１図は、強度を縦軸、析出物の体積％を横軸として、
華氏１０００度における５個の別異の試料の引張及び降
伏強さがプロットされたグラフである。 第２図は、％で示された伸びを縦軸、析出物の体積？６
を横軸として、華氏１０００度で試験された試料の延性
がプロットされた同様のグラフである。 第３図は、５個の試料について７０ｋｓｉ、華氏１４０
０度における破断寿命（時間）が縦軸に、）１〒出物の
体積？６が横軸にプロットされたグラフである。 第４図は、前述の５個の試料について華氏１２００度で
２０サイクル／分の繰返し条件でΔ−１定したき裂伝播
速度（インチ／サイクル）を縦軸に、負荷応力（ｋｓｉ
　Ｊインチ）を横軸にプロットしたグラフである。 第５図は、焼なましｉＨ度の異なる合金試料（ＣＨ−６
０）について、１２００”Ｆで測定した強度（ｋｓｉ　
）を縦軸に、焼なまし温度（”Ｃ）を溝軸にプロットし
たグラフである。 第６図は、焼なまし温度の異なる合金試料（ＣＨ−６０
）について、華氏１２００度で測定した伸び（％）を縦
軸に、焼なまし温度（’Ｃ）を横軸にプロットしたグラ
フである。 第７図乃至第１５図は、夫々、焼きなまし温度の異なる
合金について、異なる周期で応力を負荷して測定した疲
れき裂伝播速洩を＠１軸に、き！；Ｊにｃさくインチ）
の平ノＪ°根あたりの試料への負荷応力（ｋｓｉ　）を
横軸にプロットしたグラフである。

Claims (12)

【特許請求の範囲】
1. （１）下記の重量百分率による概略の組成を有する合金
   により構成されるニッケル基超合金。 ［記］ ￥成分￥　　￥下限￥　　￥上限￥ ニッケル　　残　部 クロム　　　１４　　　　１８ コバルト　　１０　　　　１４ モリブデン　　４　　　　　６ タングステン　４　　　　　６ アルミニウム　２　　　　　３ チタン　　　　４　　　　　６ ジルコニウム　０．０２　　０．０８ ホウ素　　　　０．０１　　０．０５ 炭素　　　　　０．０　　　０．１０
2. （２）約４５体積パーセントのγ′析出物を含有する特
   許請求の範囲第１項記載のニッケル基超合金。
3. （３）比較的高い百分率のγ′析出物含量を有するが、
   鍛造性を保持している特許請求の範囲第１項記載のニッ
   ケル基超合金。
4. （４）超ソルバス焼なましされ、及び徐冷されている特
   許請求の範囲第１項記載のニッケル基超合金。
5. （５）平均結晶粒径が約３０μｍ以下である特許請求の
   範囲第１項記載のニッケル基超合金。
6. （６）下記の成分を含む様に融成物を調製し、前記融成
   物を鋳造してインゴットを形成し、前記インゴットを超
   ソルバス焼なましして、前記焼なまし後インゴットを華
   氏２５０度／分以下の速度で徐冷することを含む、高い
   γ′析出物含量を有するが良好な鍛造性を保持している
   ニッケル基超合金の製造法。 ［記］ 重量パーセントによる濃度 ￥成分￥　　￥下限￥　　￥上限￥ ニッケル　　　　　　残　部 クロム　　　１４　　　　１８ コバルト　　１０　　　　１４ モリブデン　　４　　　　　６ タングステン　４　　　　　６ アルミニウム　２　　　　　３ チタン　　　　４　　　　　６ ジルコニウム　０．０２　　０．０８ ホウ素　　　　０．０１　　０．０５ 炭素　　　　　０．０　　　０．１０
7. （７）合金が徐冷に引続いて時効される特許請求の範囲
   第６項記載のニッケル基超合金の製造法。
8. （８）超ソルバス焼なましが約１１２５℃でなされる特
   許請求の範囲第６項記載のニッケル基超合金の製造法。
9. （９）形成される析出物が約４５体積パーセントである
   特許請求の範囲第６項記載のニッケル基超合金の製造法
   。
10. （１０）鋳造合金が最終形状まで鍛造される特許請求の
    範囲第６項記載のニッケル基超合金の製造法。
11. （１１）合金が室冷却され、次いで時効される特許請求
    の範囲第６項記載のニッケル基超合金の製造法。
12. （１２）焼なましが１０５０℃で行なわれ、保持時間試
    験において僅かにより良好な耐疲れき裂伝播速度性を発
    揮する特許請求の範囲第６項記載のニッケル基超合金の
    製造法。