JP3145091B2 - 耐疲れき裂ニッケル基超合金 - Google Patents
耐疲れき裂ニッケル基超合金Info
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- 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
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- 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%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
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Description
【発明の詳細な説明】 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
範に使用されていることは良く知られている。上記合金
は、1000゜F以上の高温で高強度及びその他の所望の物
理的性質を維持する必要のあるジェットエンジン及びガ
スタービン内で広範に使用されている。
範に使用されていることは良く知られている。上記合金
は、1000゜F以上の高温で高強度及びその他の所望の物
理的性質を維持する必要のあるジェットエンジン及びガ
スタービン内で広範に使用されている。
これらの合金の強さは、多くの場合はγ′析出相又は
γ″析出相である強化析出相の存在と関係する。析出相
の相化学のより詳細な特性が、イー・エル・ホール、ワ
イ・エム・クー及びケイ・エム・チャンの「析出強化超
合金における相化学」（“Phase Chemistries in Preci
pitation−Strengthening Superalloy"by E.L.Hall,Y.
M.Kouh and K.M.Chang）［米国電子顕微鏡協会第41回年
会の梗概、1983年８月、248頁（Proceedings of 41st.A
nnual Meeting of Electron Microscopy Society of Am
erica,August 1983（p.248）］に示されている。
γ″析出相である強化析出相の存在と関係する。析出相
の相化学のより詳細な特性が、イー・エル・ホール、ワ
イ・エム・クー及びケイ・エム・チャンの「析出強化超
合金における相化学」（“Phase Chemistries in Preci
pitation−Strengthening Superalloy"by E.L.Hall,Y.
M.Kouh and K.M.Chang）［米国電子顕微鏡協会第41回年
会の梗概、1983年８月、248頁（Proceedings of 41st.A
nnual Meeting of Electron Microscopy Society of Am
erica,August 1983（p.248）］に示されている。
次の米国特許の各明細書が、様々なニッケル基合金組
成物を開示し、そのうちのいくつかが前記析出相を含有
する：米国特許第2,570,193号、同2,621,122号、同3,04
6,108号、同3,061,426号、同3,151,981号、同3,166,412
号、同3,322,534号、同3,343,950号、同3,575,734号、
同3,576,681号、同4,207,098号及び同4,336,312号。上
記特許明細書は、現在までに報告されている多くの合金
化の代表例であり、そこでは同一元素の多くが、合金系
に異なる物理的及び機械的特性を与える相が形成される
様に元素間で明らかに異なる機能的関係を達成するため
に混合されている。しかし、ニッケル基合金に関する多
量のデータが入手できるにも拘わらず、当業者は、その
様な合金を形成するために組合せて用いられる既知の元
素がある特定の濃度において発揮する物理的及び機械的
性質について、特に合金が以前に使用されたのと異なる
熱処理を用いて加工された場合に、その様な組合せが当
該技術分野での概略的に一般化された教示の範囲内に包
まれるにしろ、どの様な正確さにおいても予測すること
ができない。
成物を開示し、そのうちのいくつかが前記析出相を含有
する：米国特許第2,570,193号、同2,621,122号、同3,04
6,108号、同3,061,426号、同3,151,981号、同3,166,412
号、同3,322,534号、同3,343,950号、同3,575,734号、
同3,576,681号、同4,207,098号及び同4,336,312号。上
記特許明細書は、現在までに報告されている多くの合金
化の代表例であり、そこでは同一元素の多くが、合金系
に異なる物理的及び機械的特性を与える相が形成される
様に元素間で明らかに異なる機能的関係を達成するため
に混合されている。しかし、ニッケル基合金に関する多
量のデータが入手できるにも拘わらず、当業者は、その
様な合金を形成するために組合せて用いられる既知の元
素がある特定の濃度において発揮する物理的及び機械的
性質について、特に合金が以前に使用されたのと異なる
熱処理を用いて加工された場合に、その様な組合せが当
該技術分野での概略的に一般化された教示の範囲内に包
まれるにしろ、どの様な正確さにおいても予測すること
ができない。
1962年に、インターナショナル・ニッケル・カンパニ
イ（International Nickel Company）でのエィチ・エル
・アイゼルシュタイン（H.L.Eiselstein）によるインコ
ネル（IN）718合金の開発によって高温で使用される合
金における大きな発展がなされた。アイゼルシュタイン
の米国特許第3,046,108号は、この知見に基づいてお
り、そして未だに商業的に極めて広範に生産されそして
利用されている合金IN718の商業的製造の基礎となっ
た。この合金は、含まれる可成りの量のγ″析出相によ
って特徴づけられる。この合金及び析出相の研究が下記
論文中に含まれている。
イ（International Nickel Company）でのエィチ・エル
・アイゼルシュタイン（H.L.Eiselstein）によるインコ
ネル（IN）718合金の開発によって高温で使用される合
金における大きな発展がなされた。アイゼルシュタイン
の米国特許第3,046,108号は、この知見に基づいてお
り、そして未だに商業的に極めて広範に生産されそして
利用されている合金IN718の商業的製造の基礎となっ
た。この合金は、含まれる可成りの量のγ″析出相によ
って特徴づけられる。この合金及び析出相の研究が下記
論文中に含まれている。
「合金718:働き者の超合金」、ロバート・アール・ア
ービング、アイアン・エイジ、1981年６月10日［“ALLO
Y 718:The Work−horse of Superalloys",by Robert R.
Irving.Iron Age,June 10,1981］、 「ニオブ硬化ニッケル−クロム−鉄合金の冶金」、ア
イゼルシュタイン、ステンレス鋼の技術の進歩、62乃至
79頁［“Metallurgy of a Columbium−Hardened Nickel
−Chromium−Iron Alloy",by Eiselstein,Advances in
the Technology of Stainless Steels.pp.62−79］、 「『インコネル』合金718中の強化相の同定」、コト
バル、トランスアクションズ、オブ・ザ・メタラージカ
ル・ソサエティ・オブ・エイ・アイ・エム・イー、242
巻、1968年８月、1764乃至1765頁［“Identification o
f the Strengthening Phase in“Inconel"Alloy 718"by
Kotval,Transactions of the Metallurgical Society
of AIME,Vol.242,August 1968,pp.1764−65］、 「ニッケル基合金718の析出」、パウロニスら、トラ
ンスアクションズ・オブ・ジ・エイ・エス・エム、62
巻、1969年、611乃至622頁［“Precipitation of Nicke
l−Base Alloy 718",by Paulonis et al.,Transactions
of the ASM,Vol.62,1969,pp.611−622］、 「インコネルニッケル−クロム合金Ｘ−750及び718の
切欠破断延性に及ぼすガンマ・プライムの結晶粒界露出
の影響」、イー・エル・レイモンド、トランスアクショ
ンズ・オブ・ザ・メタラージカル・ソサエティ・オブ・
エイ・アイ・エム・イー、239巻、1967年９月、1415乃
至1422頁［“Effect of Grain Boundary Denudation of
Gamma Prime on Notch−Rupture Ductility of Incone
l Nickel−Chromium Alloys X−750 and 718",by E.L.R
aymond,Transactions of the Metallurgical Society o
f AIME,Vol.239,Sept.1967,pp.1415−1422］。
ービング、アイアン・エイジ、1981年６月10日［“ALLO
Y 718:The Work−horse of Superalloys",by Robert R.
Irving.Iron Age,June 10,1981］、 「ニオブ硬化ニッケル−クロム−鉄合金の冶金」、ア
イゼルシュタイン、ステンレス鋼の技術の進歩、62乃至
79頁［“Metallurgy of a Columbium−Hardened Nickel
−Chromium−Iron Alloy",by Eiselstein,Advances in
the Technology of Stainless Steels.pp.62−79］、 「『インコネル』合金718中の強化相の同定」、コト
バル、トランスアクションズ、オブ・ザ・メタラージカ
ル・ソサエティ・オブ・エイ・アイ・エム・イー、242
巻、1968年８月、1764乃至1765頁［“Identification o
f the Strengthening Phase in“Inconel"Alloy 718"by
Kotval,Transactions of the Metallurgical Society
of AIME,Vol.242,August 1968,pp.1764−65］、 「ニッケル基合金718の析出」、パウロニスら、トラ
ンスアクションズ・オブ・ジ・エイ・エス・エム、62
巻、1969年、611乃至622頁［“Precipitation of Nicke
l−Base Alloy 718",by Paulonis et al.,Transactions
of the ASM,Vol.62,1969,pp.611−622］、 「インコネルニッケル−クロム合金Ｘ−750及び718の
切欠破断延性に及ぼすガンマ・プライムの結晶粒界露出
の影響」、イー・エル・レイモンド、トランスアクショ
ンズ・オブ・ザ・メタラージカル・ソサエティ・オブ・
エイ・アイ・エム・イー、239巻、1967年９月、1415乃
至1422頁［“Effect of Grain Boundary Denudation of
Gamma Prime on Notch−Rupture Ductility of Incone
l Nickel−Chromium Alloys X−750 and 718",by E.L.R
aymond,Transactions of the Metallurgical Society o
f AIME,Vol.239,Sept.1967,pp.1415−1422］。
1958年11月にIN718合金についてのアイゼルシュタイ
ンの出願が提出された日から約25年間は、前記合金につ
いての改良が本質的には何らなされなかった。しかし、
最近になってγ″析出相によって強化された合金におい
て見られる改良点は異例のものであり、その知見により
得られた新規な合金群の説明が英国特許第2,148,323号
明細書に記載されている。
ンの出願が提出された日から約25年間は、前記合金につ
いての改良が本質的には何らなされなかった。しかし、
最近になってγ″析出相によって強化された合金におい
て見られる改良点は異例のものであり、その知見により
得られた新規な合金群の説明が英国特許第2,148,323号
明細書に記載されている。
超合金に対して最も要求度の高い性質群のいくつか
は、ジェットエンジンの構造に関して必要となる性質で
あることが知られている。必要となる性質群はエンジン
の異なる部品によって異なるが、必要となる性質群のう
ち、エンジン可動部分に必要とされる性質は静止部分に
必要とされる性質よりも通常は多い。
は、ジェットエンジンの構造に関して必要となる性質で
あることが知られている。必要となる性質群はエンジン
の異なる部品によって異なるが、必要となる性質群のう
ち、エンジン可動部分に必要とされる性質は静止部分に
必要とされる性質よりも通常は多い。
いくつかの性質群が鋳造合金材料では得られないた
め、時として粉末冶金法による部品の製造に頼らざるを
得なかった。しかし、ジェットエンジン用可動部分の製
造に際して粉末冶金法の利用に伴なう１つの限界は、粉
末の純度の限界にある。粉末がセラミックや酸化物の斑
点等の不純物を含有すると、可動部品でその斑点を生ず
る場所が、き裂の始まる可能性のある潜在的な弱点とな
るか、あるいは潜在的なき裂となる。
め、時として粉末冶金法による部品の製造に頼らざるを
得なかった。しかし、ジェットエンジン用可動部分の製
造に際して粉末冶金法の利用に伴なう１つの限界は、粉
末の純度の限界にある。粉末がセラミックや酸化物の斑
点等の不純物を含有すると、可動部品でその斑点を生ず
る場所が、き裂の始まる可能性のある潜在的な弱点とな
るか、あるいは潜在的なき裂となる。
不純粉末に伴なう問題やそれに類似した問題を避ける
ために、ディスク等のジェットエンジンの可動部分を、
鋳造可能で、そして鍛造可能な合金で成形することが、
時として所望される。
ために、ディスク等のジェットエンジンの可動部分を、
鋳造可能で、そして鍛造可能な合金で成形することが、
時として所望される。
多くの前記ニッケル基超合金について、益々大いに認
識されつつある問題は、それらが製造又は使用の際にき
裂又は初期き裂の生成を被ることや、合金がガスタービ
ンやジェットエンジン等の構造体において使用される間
に応力下でき裂が実際に開始し、伝播し、あるいは進展
し得ることである。き裂の伝播又は拡大は、部品の割れ
又はその他の破壊をもたらし得る。き裂の生成及び伝播
に起因する可動機械部品の破壊の重大性は、良く理解さ
れている。ジェットエンジンにおいて、それが特に危険
となる。
識されつつある問題は、それらが製造又は使用の際にき
裂又は初期き裂の生成を被ることや、合金がガスタービ
ンやジェットエンジン等の構造体において使用される間
に応力下でき裂が実際に開始し、伝播し、あるいは進展
し得ることである。き裂の伝播又は拡大は、部品の割れ
又はその他の破壊をもたらし得る。き裂の生成及び伝播
に起因する可動機械部品の破壊の重大性は、良く理解さ
れている。ジェットエンジンにおいて、それが特に危険
となる。
しかし、近年になって研究が行なわれるまで余り良く
理解されていなかったことに、超合金から成形された構
造体におけるき裂の生成及び伝播は、全てのき裂が同一
の機構により、同じ速度で、そして同一のパラメーター
及び基準に従って生成し、そして伝播するという一枚岩
の現象ではないことがある。それとは反対に、き裂の発
生と伝播、そしてき裂現象全般の複雑さ、並びに上記伝
播と応力が加わる態様との相互依存性が、近年重要な新
しい情報が集められている主題となっている。き裂を発
現・伝播させる応力が部材に加えられる期間、加えられ
る応力の強さ、部材に応力の加わる速度及び除去される
速度、そして加わるスケジュールが、米国航空宇宙局
（the National Aeronautics and Space Administratio
n）との契約で研究がなされる迄は当業界で良く理解さ
れていなかった。この研究は、1980年８月に米国航空宇
宙局から発行されたナサ（NASA）CR−165123と呼ぶ技術
報告書に報告され、ビー・エー・コーレス、ジェー・ア
ール・ウォーレン及びエフ・ケー・ホークの「航空機タ
ービンディスク合金の繰返し挙動の評価」、第２部、最
終報告［“Evaluation of the Cyclic Behavior of Air
craft Turbine Disk Alloys",Part II,Final Report,by
B.A.Cowles,J.R.Warren and F.K.Hauke］であり、そし
て米国航空宇宙局、ナサ・ルイス（Lewis）・リサーチ
・センター、契約NAS3−21379として作成された。
理解されていなかったことに、超合金から成形された構
造体におけるき裂の生成及び伝播は、全てのき裂が同一
の機構により、同じ速度で、そして同一のパラメーター
及び基準に従って生成し、そして伝播するという一枚岩
の現象ではないことがある。それとは反対に、き裂の発
生と伝播、そしてき裂現象全般の複雑さ、並びに上記伝
播と応力が加わる態様との相互依存性が、近年重要な新
しい情報が集められている主題となっている。き裂を発
現・伝播させる応力が部材に加えられる期間、加えられ
る応力の強さ、部材に応力の加わる速度及び除去される
速度、そして加わるスケジュールが、米国航空宇宙局
（the National Aeronautics and Space Administratio
n）との契約で研究がなされる迄は当業界で良く理解さ
れていなかった。この研究は、1980年８月に米国航空宇
宙局から発行されたナサ（NASA）CR−165123と呼ぶ技術
報告書に報告され、ビー・エー・コーレス、ジェー・ア
ール・ウォーレン及びエフ・ケー・ホークの「航空機タ
ービンディスク合金の繰返し挙動の評価」、第２部、最
終報告［“Evaluation of the Cyclic Behavior of Air
craft Turbine Disk Alloys",Part II,Final Report,by
B.A.Cowles,J.R.Warren and F.K.Hauke］であり、そし
て米国航空宇宙局、ナサ・ルイス（Lewis）・リサーチ
・センター、契約NAS3−21379として作成された。
このナサ後援の研究の主要な新規発見は、疲れ現象に
基づく伝播の速度、換言すると疲れき裂伝播（FCP）の
速度は、加れられるどんな応力に対しても、また応力が
加わるどんな態様に対しても、一様ではないことであ
る。更に重要なのは、疲れき裂伝播は、実際に応力がき
裂を拡大する様に加えられている部材への応力付与の繰
返し数（周波数）によって実際に変動するという知見で
ある。更に意外なことは、以前の研究において用いられ
た高いサイクル（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の速度を増加させると
いう、ナサ後援研究から生まれた発見である。換言する
と、ナサの研究が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。また、疲れき裂伝播の時間
依存性はサイクル数だけではなく、部材が応力下に保っ
ておく時間、即ち所謂保持時間にも依存することが分っ
た。
基づく伝播の速度、換言すると疲れき裂伝播（FCP）の
速度は、加れられるどんな応力に対しても、また応力が
加わるどんな態様に対しても、一様ではないことであ
る。更に重要なのは、疲れき裂伝播は、実際に応力がき
裂を拡大する様に加えられている部材への応力付与の繰
返し数（周波数）によって実際に変動するという知見で
ある。更に意外なことは、以前の研究において用いられ
た高いサイクル（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の速度を増加させると
いう、ナサ後援研究から生まれた発見である。換言する
と、ナサの研究が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。また、疲れき裂伝播の時間
依存性はサイクル数だけではなく、部材が応力下に保っ
ておく時間、即ち所謂保持時間にも依存することが分っ
た。
応力サイクル数がより低い場合に、疲れき裂伝播が増
加という予期しない異常現象の発見の後、この新しく発
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
品に採用されるべきニッケル基超合金の使用能力の究極
の限界を示し、そして全ての設計努力がこの問題を巡っ
てなされる必要があるという確信が当業界に生じた。
加という予期しない異常現象の発見の後、この新しく発
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
品に採用されるべきニッケル基超合金の使用能力の究極
の限界を示し、そして全ての設計努力がこの問題を巡っ
てなされる必要があるという確信が当業界に生じた。
しかし、タービン及び航空機エンジン内の高応力下で
使用するニッケル基超合金製部品の構成にあたって、き
裂伝播速度を大幅に低下させることが可能であると判明
した。
使用するニッケル基超合金製部品の構成にあたって、き
裂伝播速度を大幅に低下させることが可能であると判明
した。
本発明の超合金組成物及びそれらの加工法の開発は、
疲れ特性に焦点を合わせ、そして特にき裂進展の時間依
存性にねらいを定めている。
疲れ特性に焦点を合わせ、そして特にき裂進展の時間依
存性にねらいを定めている。
高強度合金体におけるき裂の進展、即ちき裂伝播速度
が、かける応力（σ）及びき裂長さ（ａ）に依存するこ
とが知られている。これら２つのファクターは、破壊力
学により、１つの単一のき裂進展駆動力、 に比例する応力度Ｋを導くために結合される。疲れ条件
下で、疲れサイクルにおける前記応力度は繰返し応力度
の最大変化量（ΔＫ）、即ちKmaxとKminの差を表わす。
中位の温度では、き裂の進展は静的破壊靭性KICに到達
する迄は主に繰返し応力度（ΔＫ）によって決定され
る。き裂進展速度は、数式的にda/dN∝（ΔＫ）ｎで表
わされる。Ｎは繰返し数を表わし、そしてｎは２乃至４
の定数である。繰返し周波数及び波形が、き裂進展速度
を決定する重要なパラメーターである。所定の繰返し応
力度において、より遅い繰返し周波数がより速いき裂進
展速度をもたらす。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。この保持時間のパターンにしたがって、応力は指定
の保持時間にわたり保たれるが、各期間ごとに応力は通
常の正弦曲線に従って最大値に到達する。この応力負荷
の保持時間パターンは、き裂進展を研究するための独立
した基準となる。この種の保持時間パターンが、すでに
引用したナサの研究において用いられた。
が、かける応力（σ）及びき裂長さ（ａ）に依存するこ
とが知られている。これら２つのファクターは、破壊力
学により、１つの単一のき裂進展駆動力、 に比例する応力度Ｋを導くために結合される。疲れ条件
下で、疲れサイクルにおける前記応力度は繰返し応力度
の最大変化量（ΔＫ）、即ちKmaxとKminの差を表わす。
中位の温度では、き裂の進展は静的破壊靭性KICに到達
する迄は主に繰返し応力度（ΔＫ）によって決定され
る。き裂進展速度は、数式的にda/dN∝（ΔＫ）ｎで表
わされる。Ｎは繰返し数を表わし、そしてｎは２乃至４
の定数である。繰返し周波数及び波形が、き裂進展速度
を決定する重要なパラメーターである。所定の繰返し応
力度において、より遅い繰返し周波数がより速いき裂進
展速度をもたらす。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。この保持時間のパターンにしたがって、応力は指定
の保持時間にわたり保たれるが、各期間ごとに応力は通
常の正弦曲線に従って最大値に到達する。この応力負荷
の保持時間パターンは、き裂進展を研究するための独立
した基準となる。この種の保持時間パターンが、すでに
引用したナサの研究において用いられた。
設計目標はda/dNの値を可能な限り小さくし、そして
可能な限り時間依存的でなくすることである。
可能な限り時間依存的でなくすることである。
1986年９月15日付で提出された同時係属中の米国特許
出願第907,550号の明細書に、時間依存疲れき裂伝播が3
5体積パーセント以上の強化析出相を含むγ′強化ニッ
ケル基超合金の熱処理によって可成り減らされることが
指摘された。この同時係属中の出願において指摘された
様に、前記方法はγ′析出相の高温溶体化、（超ソルバ
ス）溶体化と、その後の冷却を250゜F／分以下に調節す
ることを含む。
出願第907,550号の明細書に、時間依存疲れき裂伝播が3
5体積パーセント以上の強化析出相を含むγ′強化ニッ
ケル基超合金の熱処理によって可成り減らされることが
指摘された。この同時係属中の出願において指摘された
様に、前記方法はγ′析出相の高温溶体化、（超ソルバ
ス）溶体化と、その後の冷却を250゜F／分以下に調節す
ることを含む。
しかし、同時係属中の米国特許出願第907,550号の方
法は、この方法が析出相含量の低い合金に適用された場
合、前記出願の明細書に教示されている有益な結果をも
たらさないことが分った。例えば、前記方法はワスパロ
イ（Waspalloy）又はIN718合金に適用された場合は疲れ
き裂伝播の減少をもたらさない。ワスパロイはγ′硬化
されており、そして35体積パーセント以下、好ましくは
約30体積パーセントのγ′析出相を含む。IN718は主と
してγ″硬化されており、そして35体積パーセント以
下、好ましくは約20体積パーセントのγ′析出相を含
む。
法は、この方法が析出相含量の低い合金に適用された場
合、前記出願の明細書に教示されている有益な結果をも
たらさないことが分った。例えば、前記方法はワスパロ
イ（Waspalloy）又はIN718合金に適用された場合は疲れ
き裂伝播の減少をもたらさない。ワスパロイはγ′硬化
されており、そして35体積パーセント以下、好ましくは
約30体積パーセントのγ′析出相を含む。IN718は主と
してγ″硬化されており、そして35体積パーセント以
下、好ましくは約20体積パーセントのγ′析出相を含
む。
本発明者は、前記のγ′又はγ″析出相含量の低い合
金について広範に研究し、かかる合金について析出相含
量の高い合金の疲れき裂伝播特性を制限する様々なスケ
ジュールに従い熱処理したが、有意の有益な効果は得ら
れなかった。これら熱処理の何れによっても、異なる又
は有利なミクロ構造は発現せず、又、疲れき裂伝播には
何ら有意の減少がもたらされないことを本発明者は見い
出した。
金について広範に研究し、かかる合金について析出相含
量の高い合金の疲れき裂伝播特性を制限する様々なスケ
ジュールに従い熱処理したが、有意の有益な効果は得ら
れなかった。これら熱処理の何れによっても、異なる又
は有利なミクロ構造は発現せず、又、疲れき裂伝播には
何ら有意の減少がもたらされないことを本発明者は見い
出した。
同様に1986年９月15日付で提出された第２の同時係属
中の米国特許出願第907,275号の明細書が、低濃度の強
化析出相を含有する超合金の加工法を開示している。こ
の同時係属中の出願の方法は、高級エンジンディスク用
途で優れた特性群又は特性の組合せを有する材料を生み
出す。ディスク用途で使用される材料に従来から必要と
された性質は、高い引張強さと高い応力破断強さを含
む。これらの性質は、同時係属中の米国特許出願第907,
275号の方法の実施によって達成され、そして、更にそ
の同時係属中の出願の方法によって製造される合金はき
裂進展伝播に抵抗する望ましい性質を示す。き裂進展に
抵抗するこのような能力は、部品の低サイクル疲れ寿
命、即ちLCFにとって非常に重要である。前述した様な
この優れた特性群に加えて、同時係属中の米国特許出願
第907,275号の方法によって加工される合金は良好な鍛
造性を示し、この鍛造性がジェッエンジン用ディスク等
の部品の成形に必要な様々な製造法の使用において大き
な融通性を可能にする。析出相含量の範囲がかなり低い
超合金は、一般に良好な鍛造性を示し、そして加工熱処
理に付すことができる。強さや破壊寿命等の機械的性質
について、ある種の加工熱処理により得られる結果に相
違のあることはある程度知られている。しかし、同時係
属中の米国特許出願第907,275号の明細書に教示される
以前には、時間依存疲れき裂伝播又はこの様な伝播の速
度に対する加工熱処理による影響について仮にあっても
何も知られていなかった。
中の米国特許出願第907,275号の明細書が、低濃度の強
化析出相を含有する超合金の加工法を開示している。こ
の同時係属中の出願の方法は、高級エンジンディスク用
途で優れた特性群又は特性の組合せを有する材料を生み
出す。ディスク用途で使用される材料に従来から必要と
された性質は、高い引張強さと高い応力破断強さを含
む。これらの性質は、同時係属中の米国特許出願第907,
275号の方法の実施によって達成され、そして、更にそ
の同時係属中の出願の方法によって製造される合金はき
裂進展伝播に抵抗する望ましい性質を示す。き裂進展に
抵抗するこのような能力は、部品の低サイクル疲れ寿
命、即ちLCFにとって非常に重要である。前述した様な
この優れた特性群に加えて、同時係属中の米国特許出願
第907,275号の方法によって加工される合金は良好な鍛
造性を示し、この鍛造性がジェッエンジン用ディスク等
の部品の成形に必要な様々な製造法の使用において大き
な融通性を可能にする。析出相含量の範囲がかなり低い
超合金は、一般に良好な鍛造性を示し、そして加工熱処
理に付すことができる。強さや破壊寿命等の機械的性質
について、ある種の加工熱処理により得られる結果に相
違のあることはある程度知られている。しかし、同時係
属中の米国特許出願第907,275号の明細書に教示される
以前には、時間依存疲れき裂伝播又はこの様な伝播の速
度に対する加工熱処理による影響について仮にあっても
何も知られていなかった。
タービン及びジェットエンジン用合金製品が開発され
るに連れて、エンジン又はタービンの異なる部分に使用
される部品に異なる特性群が必要となることが分ってき
た。ジェットエンジンに関して、航空機エンジンの性能
要求が高まるに連れて、一層高級な航空機エンジンの材
料要件が一層厳しくなっている。これらの異なる要件
は、例えば多くのブレード合金が鋳造の形で極めて良好
な高温特性を示すという事実によって証明される。しか
し、鋳造ブレード合金のディスク合金への直接の転用
は、ブレード合金が約700℃の中位の温度で不適当な強
さを示すために見込みがない。また、ブレード合金の鍛
造が極めて困難であることが分り、そしてブレードをデ
ィスク合金から作製する場合に鍛造が望ましいことも分
った。更に、ディスク合金のき裂進展抵抗について、評
価はされていない。
るに連れて、エンジン又はタービンの異なる部分に使用
される部品に異なる特性群が必要となることが分ってき
た。ジェットエンジンに関して、航空機エンジンの性能
要求が高まるに連れて、一層高級な航空機エンジンの材
料要件が一層厳しくなっている。これらの異なる要件
は、例えば多くのブレード合金が鋳造の形で極めて良好
な高温特性を示すという事実によって証明される。しか
し、鋳造ブレード合金のディスク合金への直接の転用
は、ブレード合金が約700℃の中位の温度で不適当な強
さを示すために見込みがない。また、ブレード合金の鍛
造が極めて困難であることが分り、そしてブレードをデ
ィスク合金から作製する場合に鍛造が望ましいことも分
った。更に、ディスク合金のき裂進展抵抗について、評
価はされていない。
従って、高いエンジン効率及び高い性能を得るため
に、航空機エンジン用の特殊な合金群としてディスク合
金を強さ及び温度能力について改良することに絶え間な
い要求がある。そこで今、これらの能力を低い疲れき裂
伝播速度及びこの速度の低い時間依存性と結合する必要
がある。
に、航空機エンジン用の特殊な合金群としてディスク合
金を強さ及び温度能力について改良することに絶え間な
い要求がある。そこで今、これらの能力を低い疲れき裂
伝播速度及びこの速度の低い時間依存性と結合する必要
がある。
同時係属中の米国特許出願第907,275号は、析出相濃
度の低い既知合金に加工熱処理をかけてなし得る改良を
扱っているが、同時係属中の出願には、この出願の加工
熱処理を適用することによって効果のあがるように特に
改変された合金について、あるいはこのように改変され
た合金へのこの様な加工の適用による新規な効果につい
て開示がない。
度の低い既知合金に加工熱処理をかけてなし得る改良を
扱っているが、同時係属中の出願には、この出願の加工
熱処理を適用することによって効果のあがるように特に
改変された合金について、あるいはこのように改変され
た合金へのこの様な加工の適用による新規な効果につい
て開示がない。
本発明は、新規でしかも優れた特性の組合せ及び特性
群を得るために、前記の同時係属中の出願に教示されて
いる加工熱処理による加工に向くように特に改変され、
そして適合させた合金を提供する。
群を得るために、前記の同時係属中の出願に教示されて
いる加工熱処理による加工に向くように特に改変され、
そして適合させた合金を提供する。
発明の概要 本発明の１つの目的は、き裂に対して一層抵抗力のあ
るニッケル基超合金の製品を提供することにある。
るニッケル基超合金の製品を提供することにある。
本発明のもう１つの目的は、その高温能力を高めるの
に特に適している新規な合金を提供することにある。
に特に適している新規な合金を提供することにある。
本発明の更にもう一つの目的は、破壊に対して一層抵
抗力があり、繰返し高応力下で使用する物品を提供する
ことにある。
抗力があり、繰返し高応力下で使用する物品を提供する
ことにある。
本発明の更にもう１つの目的は、強度のより高い新規
合金と組合せて疲れき裂の時間依存性を低減させる方法
を提供することにある。
合金と組合せて疲れき裂の時間依存性を低減させる方法
を提供することにある。
本発明の更にもう１つの目的は、新規の超合金の強度
及び破壊特性を高められる新規な組成物と方法の組を提
供することにある。
及び破壊特性を高められる新規な組成物と方法の組を提
供することにある。
本発明の更にもう１つの目的は、主として、合金の高
温能力を高める状態に加工するのに適した析出相強化剤
を含む合金を提供することにある。
温能力を高める状態に加工するのに適した析出相強化剤
を含む合金を提供することにある。
他の目的は、一部は明白であり、一部は以下の説明の
なかで指摘される。
なかで指摘される。
その広汎な観点の１つにおいて、本発明の目的は、重
量パーセントで本質的に下記の通りの組成を有する合金
を提供することにより達成される。
量パーセントで本質的に下記の通りの組成を有する合金
を提供することにより達成される。
本発明に係わる合金は、インコネル718のものと同様
の析出相によって強化される。しかし、前記組成物の合
金マトリックスは、インコネル718のニッケル−クロム
−鉄マトリックスよりも寧ろニッケル−クロム−コバル
トマトリックスである。
の析出相によって強化される。しかし、前記組成物の合
金マトリックスは、インコネル718のニッケル−クロム
−鉄マトリックスよりも寧ろニッケル−クロム−コバル
トマトリックスである。
本明細書中で用いる残部ニッケルは、残部が主として
ニッケルであるが、他の元素の存在が本明細書中で教示
される前記合金の有益な性質を損ねたり、それに害を及
ぼさない限り、前記組成物が少量の鉄、マグネシウム及
びその他の元素等の他の元素を不純物として、あるいは
少量の添加剤として含んでもよいことを意味する。
ニッケルであるが、他の元素の存在が本明細書中で教示
される前記合金の有益な性質を損ねたり、それに害を及
ぼさない限り、前記組成物が少量の鉄、マグネシウム及
びその他の元素等の他の元素を不純物として、あるいは
少量の添加剤として含んでもよいことを意味する。
前述の合金が、同時係属中の米国特許出願第907,275
号の明細書に示されている加工熱処理を受けるよう特に
改変され適していると判明した。この選定組成物の開発
及び加工熱処理の適用の結果、同時係属中の米国特許出
願第907,275号明細書に記載された加工熱処理の利益を
受ける市販の合金を凌駕するような改良された高温強さ
及び温度能力の他にき裂進展に対する抵抗力を有する組
成物が得られる。
号の明細書に示されている加工熱処理を受けるよう特に
改変され適していると判明した。この選定組成物の開発
及び加工熱処理の適用の結果、同時係属中の米国特許出
願第907,275号明細書に記載された加工熱処理の利益を
受ける市販の合金を凌駕するような改良された高温強さ
及び温度能力の他にき裂進展に対する抵抗力を有する組
成物が得られる。
本発明の新規性は、主として、この合金が前記の同時
係属中の出願の加工熱処理と組合せられた場合に、独特
で新規な性質を生起するという点にある。同じ加工熱処
理を他の合金に適用しても、本発明の合金で発現する優
れた強さ及び他の性質の組を得ることができないという
理由で新規性が存在する。事実、本発明者が知る限りに
おいて、本発明の合金が加工熱処理を通して得る強さと
他の性質の組を達成する能力を有する他の合金は存在し
ない。
係属中の出願の加工熱処理と組合せられた場合に、独特
で新規な性質を生起するという点にある。同じ加工熱処
理を他の合金に適用しても、本発明の合金で発現する優
れた強さ及び他の性質の組を得ることができないという
理由で新規性が存在する。事実、本発明者が知る限りに
おいて、本発明の合金が加工熱処理を通して得る強さと
他の性質の組を達成する能力を有する他の合金は存在し
ない。
前記合金の粒状構造物が35μｍ未満の平均径を有する
小さな粒子である場合は、試料に対して再結晶化温度を
超える温度で溶体化処理をさらに加える。この溶体化処
理後この試料は時効をうけてよい。
小さな粒子である場合は、試料に対して再結晶化温度を
超える温度で溶体化処理をさらに加える。この溶体化処
理後この試料は時効をうけてよい。
前記試料は、前記熱処理によって再結晶等軸結晶粒構
造を得る必要があり、そして前記合金について本質的に
正常な強さを有すべきである。粒度は、好ましくは平均
径で約35μｍないしそれ以上であるべきである。
造を得る必要があり、そして前記合金について本質的に
正常な強さを有すべきである。粒度は、好ましくは平均
径で約35μｍないしそれ以上であるべきである。
前記合金試料は、さらにその粒子をひずませるために
機械加工に付される。
機械加工に付される。
機械加工は、鍛造、圧延等の冷間加工か、又は冷間加
工工程の組合せによることができる。
工工程の組合せによることができる。
さもなければ、１種又はそれ以上の加工工程が再結晶
温度より下の温度での加熱を伴なうことができる。加熱
は、前記合金試料の粒子の変形を促進しそして高める種
類及び程度のものであることが好ましい。
温度より下の温度での加熱を伴なうことができる。加熱
は、前記合金試料の粒子の変形を促進しそして高める種
類及び程度のものであることが好ましい。
再結晶又は結晶粒構造の微調整をもたらす何れの加熱
をも避けるべきであり、それを完全に回避できない場合
には、最小限に止めるべきである。
をも避けるべきであり、それを完全に回避できない場合
には、最小限に止めるべきである。
しかし、再結晶をもたらさず、しかも結晶粒の変形を
解消しない時効熱処理に試料をかけてもよい。前記合金
は時効処理を通して十分に硬化できて、その十分な強さ
を発現する。
解消しない時効熱処理に試料をかけてもよい。前記合金
は時効処理を通して十分に硬化できて、その十分な強さ
を発現する。
発明の説明 同時係属中の米国特許出願第907,275号の明細書に
は、析出相含量の比較的低いニッケル基超合金に、低い
疲れき裂伝播速度を含む望ましい特性群を与え得ること
が示されている。約35体積パーセント又はそれ以下の低
濃度の析出相を含有する超合金に加工熱処理を施すこと
ができて、合金の性質、特に合金に関する疲れき裂伝播
速度の改良が得られることが分り、前記の同時係属中の
出願中に開示されている。
は、析出相含量の比較的低いニッケル基超合金に、低い
疲れき裂伝播速度を含む望ましい特性群を与え得ること
が示されている。約35体積パーセント又はそれ以下の低
濃度の析出相を含有する超合金に加工熱処理を施すこと
ができて、合金の性質、特に合金に関する疲れき裂伝播
速度の改良が得られることが分り、前記の同時係属中の
出願中に開示されている。
しかし、この方法はIN718合金等の既知合金に適用さ
れると説明されている。加工熱処理により特に高められ
た性質を有することの判明した合金についての開示はな
い。本願は、本質的には同時係属中の米国特許出願第90
7,275号の明細書に教示されたのと同様の加工熱処理の
適用により効果の上がるように特に改変され適合した独
特の性質を有することの判明した合金を教示する。
れると説明されている。加工熱処理により特に高められ
た性質を有することの判明した合金についての開示はな
い。本願は、本質的には同時係属中の米国特許出願第90
7,275号の明細書に教示されたのと同様の加工熱処理の
適用により効果の上がるように特に改変され適合した独
特の性質を有することの判明した合金を教示する。
実施例１ 本実施例は米国特許出願第907,275号の実施例１と本
質的に同じであり、従来からの合金、特にIN718の加工
熱処理を扱う。
質的に同じであり、従来からの合金、特にIN718の加工
熱処理を扱う。
いくつかのIN718の溶解物を、通常の真空誘導溶融に
より調製した。溶融体を固化し、かくして形成されたイ
ンゴットを1200℃で24時間加熱することにより均質化し
た。これらのインゴットを、ニッケル基鍛錬超合金に関
する従来からの慣行に従って板材へと鍛造した。これら
の実施例で使用した特定のIN718合金の化学組成を、下
記表１に示した。
より調製した。溶融体を固化し、かくして形成されたイ
ンゴットを1200℃で24時間加熱することにより均質化し
た。これらのインゴットを、ニッケル基鍛錬超合金に関
する従来からの慣行に従って板材へと鍛造した。これら
の実施例で使用した特定のIN718合金の化学組成を、下
記表１に示した。
前記試料の金属組織学的研究により、IN718合金が950
℃より高い温度に付されたときに再結晶し始めることが
示された。
℃より高い温度に付されたときに再結晶し始めることが
示された。
鍛造した板材を、975℃、１時間の溶体化及び720℃、
８時間の二重時効を含む標準的な熱処理に付した。８時
間の時効の後、もう10時間時効させるために試料を620
℃で炉冷した。得られた鍛造板材の材料が、平均径で少
なくとも35μｍの再結晶等軸結晶粒構造を有することが
分った。この鋳造試料の強さを、室温から700℃まで測
定し、そして強さの点で標準的な参照材料と類似してい
ることが分った。
８時間の二重時効を含む標準的な熱処理に付した。８時
間の時効の後、もう10時間時効させるために試料を620
℃で炉冷した。得られた鍛造板材の材料が、平均径で少
なくとも35μｍの再結晶等軸結晶粒構造を有することが
分った。この鋳造試料の強さを、室温から700℃まで測
定し、そして強さの点で標準的な参照材料と類似してい
ることが分った。
ナサの研究で用いられたものと同様の３種類の異なる
疲れ波形を用いて、593℃で時間依存疲れき裂伝播を評
価した。１番目は３秒の正弦波形であり、２番目は180
秒の正弦波形であった。３番目は、３秒の正弦サイクル
の最大負荷での177秒の保持であった。最大負荷が最小
負荷より20倍高くなる様に、最小負荷対最大負荷の比を
Ｒ＝0.05に設定した。時間依存疲れき裂伝播の研究から
取ったデータを第１図にプロットした。その結果が示す
様に、疲れサイクルが３秒から180秒に変わった場合
に、き裂進展速度da/dNが６倍乃至８倍の係数で高まっ
た。保持時間サイクルは、20の係数でき裂進展速度を加
速した。
疲れ波形を用いて、593℃で時間依存疲れき裂伝播を評
価した。１番目は３秒の正弦波形であり、２番目は180
秒の正弦波形であった。３番目は、３秒の正弦サイクル
の最大負荷での177秒の保持であった。最大負荷が最小
負荷より20倍高くなる様に、最小負荷対最大負荷の比を
Ｒ＝0.05に設定した。時間依存疲れき裂伝播の研究から
取ったデータを第１図にプロットした。その結果が示す
様に、疲れサイクルが３秒から180秒に変わった場合
に、き裂進展速度da/dNが６倍乃至８倍の係数で高まっ
た。保持時間サイクルは、20の係数でき裂進展速度を加
速した。
実施例２及び３ 本実施例は、同時係属中の米国特許出願第907,275号
の方法を当該出願に教示されている市販の合金IN718へ
適用することに関する。
の方法を当該出願に教示されている市販の合金IN718へ
適用することに関する。
実施例１での説明と同様に、合金IN718の板材を調製
した。この板材を、前記実施例で説明した様に真空誘導
溶融、次いで均質化、そして鍛造によって調製した。
した。この板材を、前記実施例で説明した様に真空誘導
溶融、次いで均質化、そして鍛造によって調製した。
実施例２について、かくして調製した合金板材を20％
冷間圧延（CR）した。この20％冷間圧延試料について、
疲れき裂伝播速度のデータを取り、結果を第２図にプロ
ットした。
冷間圧延（CR）した。この20％冷間圧延試料について、
疲れき裂伝播速度のデータを取り、結果を第２図にプロ
ットした。
実施例３について、前述した様に調製した合金板材を
40％の厚み減少率で冷間圧延した。この試料について、
疲れき裂伝播速度のデータを取り、そのデータを第３図
にプロットした。
40％の厚み減少率で冷間圧延した。この試料について、
疲れき裂伝播速度のデータを取り、そのデータを第３図
にプロットした。
第２図と第３図の吟味と考察から、疲れき裂伝播の時
間依存性に可成りの改良が見られることが分る。換言す
ると、３種類の異なるサイクル、特に３秒サイクル対18
0秒サイクル対最大負荷での177秒の保持期間を伴なう３
秒サイクルで試験を行った場合の時間との相関について
上記試料は一層独立していることが分った。
間依存性に可成りの改良が見られることが分る。換言す
ると、３種類の異なるサイクル、特に３秒サイクル対18
0秒サイクル対最大負荷での177秒の保持期間を伴なう３
秒サイクルで試験を行った場合の時間との相関について
上記試料は一層独立していることが分った。
この実施例の方法を、既知合金、特にIN718合金に適
用したものとして説明した。同時係属中の米国特許出願
第907,275号の明細書には、加工熱処理によってその性
質を高めるのに特に適した合金を発見したとは開示され
ていない。本願は、本質的に同時係属中の米国特許出願
第907,275号の明細書に教示されたのと同様な加工熱処
理の適用により効果のあがるように特に改変され適合し
た独特の性質を有することの判明した合金を開示する。
用したものとして説明した。同時係属中の米国特許出願
第907,275号の明細書には、加工熱処理によってその性
質を高めるのに特に適した合金を発見したとは開示され
ていない。本願は、本質的に同時係属中の米国特許出願
第907,275号の明細書に教示されたのと同様な加工熱処
理の適用により効果のあがるように特に改変され適合し
た独特の性質を有することの判明した合金を開示する。
実施例４ 異なる合金の試料を、試験用に調製した。試料調製の
方法を、下記に示した。調製した組成物は、表２に示し
た組成を有していた。
方法を、下記に示した。調製した組成物は、表２に示し
た組成を有していた。
前記組成は、表２に示した百分率を得るために成分を
加えた公称の組成として記載した。組成物を、通常の真
空誘導溶融によって調製した。この溶融体を固化し、そ
してかくして形成されたインゴットを1200℃で24時間加
熱することにより均質化した。これらのインゴットを、
ニッケル基鍛錬超合金に対して通常に実施されるやり方
に従って板材へと鍛造した。
加えた公称の組成として記載した。組成物を、通常の真
空誘導溶融によって調製した。この溶融体を固化し、そ
してかくして形成されたインゴットを1200℃で24時間加
熱することにより均質化した。これらのインゴットを、
ニッケル基鍛錬超合金に対して通常に実施されるやり方
に従って板材へと鍛造した。
かかる試料をさらに同時係属中の米国特許出願第907,
275号の明細書に記載されている加工熱処理に付した。
加工熱処理を単純化するために、前記鍛造板を程度の異
なる冷間圧延に付した。冷間圧延による15％の厚み減少
率を、Ｄと表示した。冷間圧延による25％の厚み減少率
をＥと表示し、そして冷間圧延による35％の厚み減少率
をＦと表示した。
275号の明細書に記載されている加工熱処理に付した。
加工熱処理を単純化するために、前記鍛造板を程度の異
なる冷間圧延に付した。冷間圧延による15％の厚み減少
率を、Ｄと表示した。冷間圧延による25％の厚み減少率
をＥと表示し、そして冷間圧延による35％の厚み減少率
をＦと表示した。
圧延の直後に続いて試料に適用した処理は、725℃で
８時間の時効処理、650℃への炉冷及びこの温度での10
時間の加熱である。
８時間の時効処理、650℃への炉冷及びこの温度での10
時間の加熱である。
３種類の程度の異なる減少率を与えるために圧延した
試料を疲れき裂進展速度について試験した。疲れき裂進
展速度を、３種類の疲れ波形を用いて華氏1100度で測定
した。第１の波形は３秒の正弦サイクルであり、第２の
波形は180秒の正弦サイクルであり、第３の波形は３秒
サイクルで最大負荷での177秒の保持サイクルであっ
た。この疲れき裂進展速度の測定は、同時係属中の米国
特許出願第907,275号及び前記実施例１で行なわれたも
のと本質的に同じである。
試料を疲れき裂進展速度について試験した。疲れき裂進
展速度を、３種類の疲れ波形を用いて華氏1100度で測定
した。第１の波形は３秒の正弦サイクルであり、第２の
波形は180秒の正弦サイクルであり、第３の波形は３秒
サイクルで最大負荷での177秒の保持サイクルであっ
た。この疲れき裂進展速度の測定は、同時係属中の米国
特許出願第907,275号及び前記実施例１で行なわれたも
のと本質的に同じである。
15％の冷間圧延減少率を与えられた試料Ｄ及び25％の
冷間圧延減少率を与えられた試料Ｅの疲れき裂進展速度
の測定結果を、第４図及び第５図にプロットした。第４
図及び第５図から、第１図にプロットされた実施例１の
被験試料に関するよりも、適用した試験サイクルの差異
に基づく試験結果のばらつきが可成り少ないことが明ら
かである。これらのばらつきの減少は、前記実施例２及
び３のIN718合金試料の冷間圧延減少により得られる試
験結果にもとづく第２図及び第３図に見られるばらつき
と同様であった。
冷間圧延減少率を与えられた試料Ｅの疲れき裂進展速度
の測定結果を、第４図及び第５図にプロットした。第４
図及び第５図から、第１図にプロットされた実施例１の
被験試料に関するよりも、適用した試験サイクルの差異
に基づく試験結果のばらつきが可成り少ないことが明ら
かである。これらのばらつきの減少は、前記実施例２及
び３のIN718合金試料の冷間圧延減少により得られる試
験結果にもとづく第２図及び第３図に見られるばらつき
と同様であった。
実施例５ 下記表３に重量部により示した組成を含む溶解物を調
製した。
製した。
この組成物は、前記実施例４の組成物にはないチタン
とタンタルを含んでいる。この組成物は、英国特許第2,
144,323号明細書に教示されている組成物の範囲内にあ
る。
とタンタルを含んでいる。この組成物は、英国特許第2,
144,323号明細書に教示されている組成物の範囲内にあ
る。
この溶解物を、前記実施例１で説明した調製手順及び
熱加工処理によって加工した。再結晶した合金の結晶粒
は、好ましくは平均径で少なくとも35μｍであるべきで
ある。
熱加工処理によって加工した。再結晶した合金の結晶粒
は、好ましくは平均径で少なくとも35μｍであるべきで
ある。
この材料の試料をさらに前記実施例２で説明したよう
な加工熱処理に付した。ここでも、冷間圧延により15％
の厚み減少率を与えた試料をＤと表示した。冷間圧延に
よる25％の厚み減少率の試料をＥと表示し、冷間圧延に
よる35％の厚み減少率の試料をＦと表示した。
な加工熱処理に付した。ここでも、冷間圧延により15％
の厚み減少率を与えた試料をＤと表示した。冷間圧延に
よる25％の厚み減少率の試料をＥと表示し、冷間圧延に
よる35％の厚み減少率の試料をＦと表示した。
これらの加工熱処理した合金の試料を、実施例１及び
２で説明した疲れき裂伝播試験に付し、そして試験の結
果を、試料Ｅ及びＦについて第６図及び第７図にプロッ
トした。第６図及び第７図にプロットした結果の考察か
ら明らかになったことは、疲れき裂伝播の時間依存が極
めて少なく、従ってプロットのデータ点、特に35％冷間
圧延された試料83Fに関する第７図のデータでは、ばら
つきが極めて少なかった。
２で説明した疲れき裂伝播試験に付し、そして試験の結
果を、試料Ｅ及びＦについて第６図及び第７図にプロッ
トした。第６図及び第７図にプロットした結果の考察か
ら明らかになったことは、疲れき裂伝播の時間依存が極
めて少なく、従ってプロットのデータ点、特に35％冷間
圧延された試料83Fに関する第７図のデータでは、ばら
つきが極めて少なかった。
実施例６ 実施例４の合金CH84及び実施例５の合金CH83の高温引
張特性を測定し、そして結果を表４に示した。表４には
また、前記実施例２及び３で説明したのと本質的には同
様の圧延前熱処理、続いて減少率20及び40％の圧延及び
圧延後熱処理を与えたインコネル718の試料を測定して
得たデータも示した。各試料の引張特性を、表４に示し
た。
張特性を測定し、そして結果を表４に示した。表４には
また、前記実施例２及び３で説明したのと本質的には同
様の圧延前熱処理、続いて減少率20及び40％の圧延及び
圧延後熱処理を与えたインコネル718の試料を測定して
得たデータも示した。各試料の引張特性を、表４に示し
た。
表４を参照して、合金IN718、CH84及びCH83の強度を
比較した。
比較した。
最初に試験2,5及び７の結果に基づいて比較した。こ
の比較の理由は、冷間圧延の厚み減少率がこれらの３つ
の試験で比肩し得るからである。試験２は、合金CH83の
25％減少の試験に関する。試験５は合金84の25％減少後
の試験、そして試験７は合金IN718の20％減少後の試験
に関する。
の比較の理由は、冷間圧延の厚み減少率がこれらの３つ
の試験で比肩し得るからである。試験２は、合金CH83の
25％減少の試験に関する。試験５は合金84の25％減少後
の試験、そして試験７は合金IN718の20％減少後の試験
に関する。
704℃において、試験７の合金IN718について見られた
降伏強さは、試験５のCH84E合金よりも約12ksi分だけ高
かった。しかし、704℃での合金83Eの降伏強さは、試験
７の合金718よりも意外なほどとても高く、実に約30ksi
に高かった。
降伏強さは、試験５のCH84E合金よりも約12ksi分だけ高
かった。しかし、704℃での合金83Eの降伏強さは、試験
７の合金718よりも意外なほどとても高く、実に約30ksi
に高かった。
降伏強さにおける30ksiの増強の重要性は、この値が
従来からのステンレス鋼の出しきる降伏強さにほぼ匹敵
することで評価される。
従来からのステンレス鋼の出しきる降伏強さにほぼ匹敵
することで評価される。
同一の合金の704℃での引張強さは同じパターンに従
う。すなわちCH84Eの合金はIN718よりも可成り低い（約
10ksi）引張強さを示し、そして試験２のCH83Eの合金は
比較の対象となる試験７のIN718合金試料よりも意外な
程高い引張強さを示す。
う。すなわちCH84Eの合金はIN718よりも可成り低い（約
10ksi）引張強さを示し、そして試験２のCH83Eの合金は
比較の対象となる試験７のIN718合金試料よりも意外な
程高い引張強さを示す。
CH83合金がIN718合金よりも可成り高い強さを示し、
それと同時に十分に適切な延性を示すことは、基本的に
はすべての試験について言える。
それと同時に十分に適切な延性を示すことは、基本的に
はすべての試験について言える。
表４に示した結果から、強化元素（hardening）とし
てタンタルを含有する合金CH83が約704℃までで優れた
引張強さを示すことは明らかである。CH83合金の優れた
引張特性と対照的に、タンタルを含有しないCH84合金は
CH83合金よりもずっと低い引張特性を有し、しかもずっ
と弱い。また、表４の結果から、タンタルを含有しない
CH84合金は、ほぼ等しい濃度の強化元素を含むにも拘わ
らずインコネル718よりも弱い。強化元素の添加が一般
的に知られており、そしてアイゼルシュタインの米国特
許第3,046,108号明細書からアルミニウム、チタン及び
ニオブであることが知られている。
てタンタルを含有する合金CH83が約704℃までで優れた
引張強さを示すことは明らかである。CH83合金の優れた
引張特性と対照的に、タンタルを含有しないCH84合金は
CH83合金よりもずっと低い引張特性を有し、しかもずっ
と弱い。また、表４の結果から、タンタルを含有しない
CH84合金は、ほぼ等しい濃度の強化元素を含むにも拘わ
らずインコネル718よりも弱い。強化元素の添加が一般
的に知られており、そしてアイゼルシュタインの米国特
許第3,046,108号明細書からアルミニウム、チタン及び
ニオブであることが知られている。
前記合金について、そのほかの試験結果も得た。特
に、応力破断の結果を従来からの応力破断測定法によっ
て得、そして結果を第８図にプロットした。
に、応力破断の結果を従来からの応力破断測定法によっ
て得、そして結果を第８図にプロットした。
新規な合金CH83及びCH84は、インコネル718にくらべ
て温度能力において明らかな優位性を示した。タンタル
を添加した合金CH83は、インコネル718合金の温度能力
にくらべて約100゜Fの温度能力の改善を示す。
て温度能力において明らかな優位性を示した。タンタル
を添加した合金CH83は、インコネル718合金の温度能力
にくらべて約100゜Fの温度能力の改善を示す。
更に第８図を参照すると、IN718合金の破断寿命は、2
0％冷間圧延した合金よりも40％冷間圧延した合金にお
いて僅かに高まることが分る。40％冷間圧延の場合のデ
ータ点下向三角形は、20％冷間圧延の場合のデータ点上
向三角形より上にある。CH84合金に関する＋、×及び＊
のデータ点は、IN718合金のデータ点を示す三角形より
も可成り上である。CH83合金に関する四角形、菱形及び
八角形のデータ点は、CH84のデータ点よりも可成り上で
あり、そしてIN718の合金の三角形のデータ点よりもは
るかに上である。これらやその他の破断寿命のデータか
ら、CH83合金がIN718合金よりも100゜Fに相当する温度
優位性を有することが確認できる。
0％冷間圧延した合金よりも40％冷間圧延した合金にお
いて僅かに高まることが分る。40％冷間圧延の場合のデ
ータ点下向三角形は、20％冷間圧延の場合のデータ点上
向三角形より上にある。CH84合金に関する＋、×及び＊
のデータ点は、IN718合金のデータ点を示す三角形より
も可成り上である。CH83合金に関する四角形、菱形及び
八角形のデータ点は、CH84のデータ点よりも可成り上で
あり、そしてIN718の合金の三角形のデータ点よりもは
るかに上である。これらやその他の破断寿命のデータか
ら、CH83合金がIN718合金よりも100゜Fに相当する温度
優位性を有することが確認できる。
第１図乃至第７図は、異なる合金組成物に関して、高温
で、一連の周波数で繰返し応力を付与しながら得た疲れ
き裂進展速度（da/dN）を応力度（ΔＫ）に対してlog−
logプロットで表わしたグラフである。 第８図は、異なる加工熱処理を与えた合金についての10
0時間破断寿命を示す、温度と応力との関係を表わすグ
ラフである。
で、一連の周波数で繰返し応力を付与しながら得た疲れ
き裂進展速度（da/dN）を応力度（ΔＫ）に対してlog−
logプロットで表わしたグラフである。 第８図は、異なる加工熱処理を与えた合金についての10
0時間破断寿命を示す、温度と応力との関係を表わすグ
ラフである。
Claims (5)
- 【請求項１】下記の成分を必須成分とする組成物から成
形された物品から成る構造物品であって、前記組成物は
再結晶され、かつ、時効されており、そして最小平均径
35ミクロンの結晶粒を含み、前記物品の結晶粒は該物品
の形状を少なくとも15％変化させるための機械加工によ
って変形されている、高強度で疲れき裂伝播速度の低い
構造物品。 - 【請求項２】形状の変化が少なくとも20％である請求項
１記載の物品。 - 【請求項３】形状の変化が少なくとも25％である請求項
１記載の物品。 - 【請求項４】形状の変化が少なくとも35％である請求項
１記載の物品。 - 【請求項５】下記の成分を必須成分とする組成物から成
形された物品から成る構造物品であって、前記組成物は
再結晶され、かつ、時効されており、そして最小平均径
35ミクロンの結晶粒を含み、前記物品の結晶粒は該物品
の形状を少なくとも15％変化させるための機械加工によ
って変形されている、高強度で疲れき裂伝播速度の低い
構造物品。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US215,189 | 1988-07-05 | ||
| US07/215,189 US5087305A (en) | 1988-07-05 | 1988-07-05 | Fatigue crack resistant nickel base superalloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0261018A JPH0261018A (ja) | 1990-03-01 |
| JP3145091B2 true JP3145091B2 (ja) | 2001-03-12 |
Family
ID=22802028
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17207089A Expired - Fee Related JP3145091B2 (ja) | 1988-07-05 | 1989-07-05 | 耐疲れき裂ニッケル基超合金 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5087305A (ja) |
| JP (1) | JP3145091B2 (ja) |
| DE (1) | DE3921626C2 (ja) |
| FR (1) | FR2633942B1 (ja) |
| GB (1) | GB2220676B (ja) |
| IT (1) | IT1230981B (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011062231A1 (ja) | 2009-11-19 | 2011-05-26 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 耐熱超合金 |
| JP2014108815A (ja) * | 2012-12-03 | 2014-06-12 | Kawakami Sangyo Co Ltd | 包装体 |
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| US5374323A (en) * | 1991-08-26 | 1994-12-20 | Aluminum Company Of America | Nickel base alloy forged parts |
| US5360496A (en) * | 1991-08-26 | 1994-11-01 | Aluminum Company Of America | Nickel base alloy forged parts |
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| US7985304B2 (en) * | 2007-04-19 | 2011-07-26 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
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| US8992699B2 (en) * | 2009-05-29 | 2015-03-31 | General Electric Company | Nickel-base superalloys and components formed thereof |
| JP6315319B2 (ja) * | 2013-04-19 | 2018-04-25 | 日立金属株式会社 | Ｆｅ−Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法 |
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| US10563293B2 (en) | 2015-12-07 | 2020-02-18 | Ati Properties Llc | Methods for processing nickel-base alloys |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE1250642B (ja) * | 1958-11-13 | 1967-09-21 | ||
| DE1233609B (de) * | 1961-01-24 | 1967-02-02 | Rolls Royce | Verfahren zur Waermebehandlung einer aushaertbaren Nickel-Chrom-Legierung |
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| GB2148323B (en) * | 1983-07-29 | 1987-04-23 | Gen Electric | Nickel-base superalloy systems |
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| US4816084A (en) * | 1986-09-15 | 1989-03-28 | General Electric Company | Method of forming fatigue crack resistant nickel base superalloys |
| US4793868A (en) * | 1986-09-15 | 1988-12-27 | General Electric Company | Thermomechanical method of forming fatigue crack resistant nickel base superalloys and product formed |
-
1988
- 1988-07-05 US US07/215,189 patent/US5087305A/en not_active Expired - Lifetime
-
1989
- 1989-06-28 GB GB8914835A patent/GB2220676B/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-06-30 DE DE3921626A patent/DE3921626C2/de not_active Expired - Fee Related
- 1989-07-04 FR FR898908943A patent/FR2633942B1/fr not_active Expired - Lifetime
- 1989-07-04 IT IT8921082A patent/IT1230981B/it active
- 1989-07-05 JP JP17207089A patent/JP3145091B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| WO2011062231A1 (ja) | 2009-11-19 | 2011-05-26 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 耐熱超合金 |
| JP2014108815A (ja) * | 2012-12-03 | 2014-06-12 | Kawakami Sangyo Co Ltd | 包装体 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3921626C2 (de) | 2003-08-14 |
| FR2633942A1 (fr) | 1990-01-12 |
| IT8921082A0 (it) | 1989-07-04 |
| DE3921626A1 (de) | 1989-11-09 |
| IT1230981B (it) | 1991-11-08 |
| FR2633942B1 (fr) | 1992-02-21 |
| US5087305A (en) | 1992-02-11 |
| GB2220676B (en) | 1992-08-26 |
| GB2220676A (en) | 1990-01-17 |
| JPH0261018A (ja) | 1990-03-01 |
| GB8914835D0 (en) | 1989-08-16 |
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |