JP7247378B2 - ニッケル・コバルト合金粉末およびその製造方法 - Google Patents

ニッケル・コバルト合金粉末およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、ニッケル・コバルト合金粉末の化学組成、およびより高い使用温度での強度や耐酸化性といった高温特性の向上と良好な加工性とを同時に実現するためのその改良に関する。
ニッケルおよびニッケル・コバルト合金であるａｌｌｏｙ ７１８、Ｗａｓｐａｌｏｙ、Ｕｄｉｍｅｔ ７２０、ａｌｌｏｙ ９３９、ａｌｌｏｙ ７３８ＬＣは、（固溶強化および析出硬化による）優れた機械的強度と、（材料に応じて）約９００℃までの高温でのＣｒ酸化物層による耐酸化性や耐食性とを兼ね備えているため、広く使用されている。これらの合金は、鋳造や鍛造、あるいは鋳造のみによる加工や、そこでの凝固条件に合わせて開発され、継続的に最適化されてきた。
ニッケルおよびニッケル・コバルト合金における優勢な析出硬化効果は、名目上の化学量論Ｎｉ３Ａｌおよび格子構造Ｌ１２を有するγ’相（ガンマ’相）に基づくものであり、この相は、ミスフィットが小さいために優先的な場所を必要とせず、結晶粒内に均一に析出する。様々な置換の可能性により、材料中に相応する合金の含有量で含まれるＮｉおよびＡｌ原子をＣｏ、Ｔｉ、ＴａおよびＮｂに置換することができる。Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂなどの含有量が増加すると、ソルバス温度やγ’相の体積割合が増加し、さらに通常は析出速度が高まるため、ａｌｌｏｙ ９３９や７３８ＬＣなどの高γ’（ガンマ’）含有合金では、急冷してもγ’相の析出が避けられない。
ジェネレーティブ・マニュファクチャリングプロセスでは、偏析効果やγ’相の析出による追加応力によって加工中にクラックが発生する危険性があるため、合金の化学組成だけでなく、γ’相の析出速度も重要である。このため、一般にγ’を含むニッケルおよびニッケル・コバルト合金の溶接は困難である。
Ｂ、Ｚｒ、ＳｉおよびＭｎなどの偏析性の高い元素は、ニッケルおよびニッケル・コバルト合金の溶接性を低下させる。ＢおよびＺｒは、高温特性を向上させるために使用される。ＳｉおよびＭｎは、溶融物の脱酸に使用される。さらに、Ｓ、Ｏ、Ｎ、ＰおよびＰｂなどのマイナーな元素は、ジェネレーティブ・マニュファクチャリングプロセスにおける加工能力を低下させる。
独国特許出願公開第１０２０１５０１６７２９号明細書には、５０％超のニッケルを含む合金から金属製の半製品を製造する方法であって、
－ 電極をＶＩＭにより製造するプロセスステップと、
－ 電極を、炉内で、応力低減および過時効のために、４００～１２５０℃の温度範囲で１０～３３６時間にわたる熱処理に供するプロセスステップと、
－ 電極を、空気中または炉内で、寸法に応じて、特に直径に応じて、室温～１２５０℃未満、特に９００℃未満の温度に冷却するプロセスステップと、
－ 次いで、冷却された電極を、ＶＡＲにより３．０～１０ｋｇ／ｍｉｎの再溶解速度で再溶解させて、ＶＡＲインゴットを製造するプロセスステップと、
－ ＶＡＲインゴットを、炉内で、４００～１２５０℃の温度範囲で１０～３３６時間にわたって熱処理するプロセスステップと、
－ ＶＡＲインゴットを、空気中または炉内で、寸法に応じて、特に直径に応じて、室温～１２５０℃未満、特に９００℃未満の温度に冷却するプロセスステップと、
－ ＶＡＲインゴットを再度、３．０～１０ｋｇ／ｍｉｎの再溶解速度で再溶解するプロセスステップと、
－ 再溶解されたＶＡＲインゴットを、４００～１２５０℃の温度範囲で１０～３３６時間にわたる熱処理に供するプロセスステップと、
－ 次いで、ＶＡＲインゴットを、熱間および／または冷間成形により目的の製品形状および寸法に成形するプロセスステップと
を含む方法が開示されている。
欧州特許出願公開第２９４９７６８号明細書には、偏析性の高い元素を減少させることでほぼクラックフリーの部材を製造するための、γ’体積割合が６０～７０％である合金ａｌｌｏｙ ７３８ＬＣの適合組成が開示されている。そのために以下の式が用いられる：Ｃ／Ｂ＝１０～３２、Ｃ／Ｈｆ＞２、Ｃ／Ｚｒ＞８、Ｃ／Ｓｉ＞１。
カナダ国特許出願公開第２７０４８７４号明細書には、ニッケル基合金およびそれから形成された部材が開示されており、例として、クリープおよびクリープクラック成長挙動を含む改善された高温寿命を特徴とする「ガスタービン用途に向けて粉末冶金的に製造された部材」が挙げられており、該合金は、（重量％単位で）Ｃｏ １６．０～３０．０％、Ｃｒ １１．５～１５．０％、Ｔａ ４．０～６．０％、Ａｌ ２．０～４．０％、Ｔｉ １．５～６．０％、Ｗ ５．０％以下、Ｍｏ １．０～７．０％、Ｎｂ ３．５％以下、Ｈｆ １．０％以下、Ｃ ０．０２～０．２０％、Ｂ ０．０１～０．０５％、Ｚｒ ０．０２～０．１０％、Ｎｉ 残部からなり、ここで、Ｔｉ：Ａｌ比は、０．５～２．０である。
カナダ国特許出願公開第１２５３３６３号明細書には、γ’体積割合が４２％～４８％であるニッケル基合金が開示されており、該合金は、（重量％単位で）Ｃｏ １０．０～１４．０％、Ｃｒ １４．０～１８．０％、Ｔａ ３．０％以下、Ａｌ ２．０～３．０％、Ｔｉ ２．０～３．０％、Ｗ ３．０～５．０％、Ｍｏ ３．０～５．０％、Ｎｂ ２．０～３．０％、Ｈｆ ５０ｐｐｍ以下、Ｃ ０．１％以下、Ｂ ０．０１～０．０５％、Ｚｒ ０．０２～０．０８％、Ｓ ５０ｐｐｍ以下、Ｍｇ ５０ｐｐｍ以下、Ｎｉ 残部からなる。
米国特許出願公開第２００８／０１６６２５８号明細書には、線材から耐熱性のあるスプリングを製造するためのニッケル基合金が開示されており、該合金は、（重量％単位で）Ｃｏ ５．０～１８．０％、Ｃｒ １３．０～２５．０％、Ａｌ ０．１～３．０％、Ｔｉ ０．５～４．０％、Ｗ ０．１５～２．５％、Ｍｏ １．５～７．０％、Ｎｂ ０．３～６．０％、Ｃｕ ０．０３～２．０％、Ｆｅ ５．０％以下、Ｃ ０．１％以下、Ｐ ０．０１％以下、Ｂ ０．００１～０．０２％、Ｚｒ ０．０１～０．３％、Ｓ ０．０１％以下、Ｎ ０．１％以下、Ｍｎ １．５％以下、Ｓｉ １．０％以下、Ｍｇ ０．０５％以下、Ｃａ ０．０５％以下、Ｏ ０．１％以下、Ｈ ０．０５％以下、Ｎｉ 残部からなる。
カナダ国特許発明第２８７４３０４号明細書には、クリープ破断強度と再熱割れ耐性が改善されたニッケル基合金が開示されており、該合金は、（重量％単位で）Ｃｏ ５．０～２５．０％、Ｃｒ １５．０～２８．０％、Ｔａ ８．０％以下、Ａｌ ０．２～２．０％、Ｔｉ ０．２～３．０％、Ｗ １５．０％以下、Ｍｏ ３．０～１５．０％、Ｎｂ ３．０％以下、Ｆｅ １５．０％以下、Ｒｅ ８．０％以下、Ｃ ０．００１～０．１５％、Ｈｆ １．０％以下、Ｂ ０．０００５～０．０１％、Ｚｒ ２．０％以下、Ｙ ０．５％以下、Ｌａ ０．５％以下、Ｃｅ ０．５％以下、Ｎｄ ０．５％以下、Ｓ ０．０１％以下、Ｎ ０．０３％以下、Ｍｎ ０．０１～３．０％、Ｓｉ ０．０１～２．０％、Ｍｇ ０．０５％以下、Ｃａ ０．０５％以下、Ｎｉ 残部からなる。
英国特許出願公開第８１３９４８号明細書には、（重量％単位で）Ｃｏ ５５．０％以下、Ｃｒ４．０～３０．０％、Ａｌ ０．３～８．０％、Ｔｉ０．５～８．０％、Ｗ ５．０％以下、Ｍｏ ２０．０％以下、Ｎｂ ５．０％以下、Ｆｅ ４０．０％以下、Ｃ ０．０１～０．５％、Ｂ ０．０１～０．８％、Ｚｒ ０．５％以下、Ｎｉ 残部からなるニッケル基焼結合金が開示されている。
独国特許出願公開第２１０８９７８号明細書および独国特許出願公開第２１０８９７３号明細書には、アルゴンビームで金属溶融物をアトマイズし、形成された液滴を底部の大量の水溜めで急冷することによる超合金の製造方法が開示されている。アトマイズ工程の後、粉末をアセトンで数回洗浄し、次いで乾燥させ、８０メッシュのふるいで分級した後、高温でハンマー鍛造を施す。
国際公開第２０１４／１２４６２６号には、航空機のエンジンに使用されるＮｉＣｏ合金が開示されている。該合金は、以下の組成を有する（重量％単位）：Ｎｉ ３０．０～６５．０％、Ｆｅ １０．０％以下、Ｃｏ １２．０～３５．０％、Ｃｒ １３．０～２３．０％、Ｍｏ １．０～６．０％、Ｗ ４．０％以下、Ｎｂ＋Ｔａ ４．０～６．０％、Ａｌ ３．０％以下、Ｍｎ １．０％以下、Ｔｉ ２．０％、Ｓｉ １．０％以下、Ｃ ０．１％以下、Ｐ ０．０３％以下、Ｍｇ ０．０１％以下、０．０２％以下、Ｚｒ ０．１％以下。この合金はａｌｌｏｙ ７８０とも呼ばれ、７５０℃までの高温強度や耐酸化性に優れ、成形性や溶接性にも優れている。ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０の良好な成形性や溶接性は、特に、比較的大きなミスフィット（Ｕｄｉｍｅｔ ７２０および他の高γ’含有合金の０．０４％～最大で＋０．３４％に対して、０．４８％）に基づいている（R. A. Ricks, A. J. Porter, R. C. Ecob, Acta Metall., 31, 43-53 (1983)。
本発明は、ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０をベースとするコンポーネントのジェネレーティブ・マニュファクチャリングのための粉末を提供するとともに、より高い使用温度での強度や耐酸化性といった高温特性の向上と、ジェネレーティブ・マニュファクチャリングプロセス（クラックフリーの部材の製造）やその高品質で経済的な製造のための良好な加工性とを同時に実現するための該粉末の改良を提供するという課題に基づくものである。ここで、粉末の粒度分布、粒子形状および流動性に関する特別な要件を満たすだけでなく、合金元素の最適な組み合わせを調整して、最終部材の要件や加工性に合わせた合金の改良を行うことも重要である。
この課題は、粉末用のニッケル・コバルト合金であって、含有量（重量％単位）が以下のとおりに定められている合金によって解決される：
Ｃ ＞０～最大で０．１％
Ｓ 最大で０．０１５％
Ｃｒ １３～２３％
Ｎｉ 残部（＞３０％）
Ｍｎ 最大で１．０％
Ｓｉ 最大で１．０％
Ｍｏ １～６％
Ｔｉ ＞０～３％
Ｎｂ＋Ｔａ ３～８％
Ｃｕ 最大で０．５％
Ｆｅ ＞０～最大で１０％
Ａｌ ＞０～＜４．０％
Ｖ ４％以下
Ｚｒ ＞０～最大で０．１％
Ｃｏ ＞１２～＜３５％
Ｗ ４％以下
Ｈｆ ３．０％以下
Ｏ 最大で０．１％
Ｎ ＞０～最大で０．１％
Ｍｇ ＞０～最大で０．０１％
Ｂ ＞０～最大で０．０２％
Ｐ ＞０～最大で０．０３％
Ａｒ ０～最大で０．０８％
Ｓｅ 最大で０．０００５％
Ｂｉ 最大で０．００００５％
Ｐｂ 最大で０．００２％
有利には、以下の元素を以下のように調整することができる（データは重量％単位）：
Ｃ 最大で０．０５％
Ｓ 最大で０．０１０％
Ｃｒ １６～２２％
Ｍｎ 最大で０．６％
Ｓｉ 最大で０．４％
Ｍｏ ２～６％
Ｆｅ ＞０～５％
Ｔｉ ０．０００５～２．０％、特に＜１％未満
Ａｌ １．６～３．５％
Ｃｏ １５～２７％
Ｎｉ 残部（＞３０）
以下に、ａｌｌｏｙ ７８０をベースとするニッケル・コバルト合金粉末の例を示す（データは重量％単位）：
Ｎｉ ３０～６５％
Ｆｅ ＞０～最大で５％
Ｃｏ ＞１５～＜２７％
Ｃｒ １６～２２％
Ｍｏ ２～６％
Ｗ ４％以下
Ｈｆ ２．５％以下
Ｎｂ＋Ｔａ ５～７．５％
Ａｌ １．６～３．５％
Ｍｎ 最大で０．６％
Ｔｉ ０．０００５～２．０％、特に＜１．０％
Ｓｉ ０．０００５～０．４％
Ｃ ＞０～最大で０．０５％
Ｐ ＞０～最大で０．０２５％
Ｎ ＞０～最大で０．１％
Ｍｇ ＞０～最大で０．００８％
Ｂ ＞０～最大で０．０２％
Ａｒ 最大で０．０５％
Ｚｒ ＞０～最大で０．１％
以下の関係を満たす必要がある：
Ｍｏ＋Ｗ≧２．５
０．０００５＜Ｂ＋Ｚｒ＋Ｐ＜０．１５
Ｓ＋Ｓｅ＋Ｂｉ＋Ｐｂ＜０．１
９００℃＜γ’ソルバス＜１１３０℃
析出アニールされた状態で２０％＜γ’体積割合＜４５％
表１に、先行技術としての従来のベンチマーク合金を示す。該合金は、ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０の化学組成を本発明により適合および改良することにより、ジェネレーティブ・マニュファクチャリングプロセスでの使用においてより優れた高温特性および／または加工性に代替することができる。ここで、γ’体積含有量は、高温強度に重要な役割を果たすことから、特に留意される。加えて、高温域でのさらなる細分化が必要である（グループＮｏ．２および３、ならびに４および５）。ここでは、部材の用途に応じて、クリープ破断強度または荷重変動強度の領域での組織の設計が有用である。これは、デルタ相の安定性によって実現される。デルタ相は粒界に析出してこれを固定し、クラックの伝播を大幅に遅らせる。
Figure 0007247378000001
合金の生産性および使用性を保証するためには、酸素の含有量は０．１００％以下でなければならない。酸素の含有量が低すぎるとコストが高くなる。そのため、酸素の含有量は≧０．００００１％とする。酸素の含有量の制限としては、以下のようなものが考えられる：
－ ０．００００１～０．１
－ ０．００００２～０．１
－ ０．００００５～０．１
－ ０．００００８～０．１
－ ０．０００１～０．１
－ ０．０００２～０．１
－ ０．０００５～０．１
－ ０．０００８～０．１
－ ０．００１～０．１
－ ０．００２～０．１
－ ０．００５～０．１
－ ０．００８～０．１
－ ０．０１０～０．１
－ ０．００００１～０．１０
－ ０．００００１～０．０８
－ ０．００００１～０．０５
－ ０．００００１～０．０３
－ ０．００００１～０．０２
合金の生産性および使用性を保証するためには、窒素は０．１００％以下でなければならない。窒素の含有量が多すぎると、合金の特性に悪影響を及ぼす窒化物が形成されてしまう。窒素の含有量が少なすぎるとコストが高くなる。そのため、窒素の含有量は≧０．００００１％とする。窒素の含有量の制限としては、以下のようなものが考えられる：
－ ０．００００１～０．１
－ ０．００００２～０．１
－ ０．００００５～０．１
－ ０．００００８～０．１
－ ０．０００１～０．１
－ ０．０００２～０．１
－ ０．０００５～０．１
－ ０．０００８～０．１
－ ０．００１～０．１
－ ０．００２～０．１
－ ０．００５～０．１
－ ０．００８～０．１
－ ０．０１０～０．１
－ ０．００００１～０．１０
－ ０．００００１～０．０８
－ ０．００００１～０．０５
－ ０．００００１～０．０３
－ ０．００００１～０．０２
粉末も、製造されたコンポーネント（３Ｄ印刷済みのサンプル）もどちらも、窒化物の粒度のみならず炭化物および／または炭窒化物の粒度も、非常に小さい（約＜８μｍ）。場合によっては、上記の粒子が存在しないか、または熱処理後にのみ見えるようになることがある。従来どおりに製造された合金ではＮ含有析出物がクラック発生の原因となるため、Ｎ含有析出物の粒度が小さいことは、高温特性に良い影響を与える。
合金の生産性および使用性を保証するためには、アルゴンの含有量は０．０８％以下でなければならない。アルゴンはγマトリックスに溶解することができず、アルゴン含有物がクラック発生の原因となり得るため、部材の機械的特性に悪影響を及ぼすおそれがある。アルゴンの含有量が少なすぎるとコストが高くなる。そのため、アルゴンの含有量は≧０．００００００１％（≧１ｐｐｂ）とする。アルゴンの含有量については、粉末製造時だけでなく部材製造時のアルゴンの含有量も含めて、以下のような制限が考えられる：
－ ０．００００００１～０．０５
－ ０．００００００２～０．０５
－ ０．００００００１～０．００５
－ ０．００００００１～０．００２
－ ０．００００００１～０．００１
必要に応じて最大で３．０％のＨｆを添加することで、γ’相の硬化に良い影響を与えることができる。また、Ｈｆを添加することで、凝固過程でのクラックの発生を防ぐことができる。
より高い温度で高い機械的特性が求められる場合には、必要に応じてＶの含有量を増やすことができる。この場合、Ｖは粒界に集中する傾向があり、高温での機械的特性に良い影響を与える。
以下に、上述したニッケル・コバルト合金粉末の本発明による製造方法であって、
－ 合金をＶＩＭ炉内で溶融させ、
－ 液状溶融物を５分～２時間、特に２０分～２時間保持して均質化させ、
－ 密閉式のアトマイザーを、供給ガスにより露点が－１０℃～－１２０℃となるように調整し、
－ 溶融物を、ノズルを通じて、２ｍ３／ｍｉｎ～１５０ｍ３／ｍｉｎのガス流量のガス流に吹き込み、
－ 凝固した粉末粒子を気密の密閉容器に回収し、その際、
－ 粒子は、５μｍ～２５０μｍの粒度を有し、
－ 粉末の粒子は、球状であり、
－ 粉末は、評価対象物の総面積に対して０．０～４％の細孔面積（＞１μｍの細孔）のガス封入物を有し、
－ 粉末は、２ｇ／ｃｍ３～合金密度である約８ｇ／ｃｍ３の嵩密度を有し、
－ 粉末を、アルゴン含有保護ガス雰囲気下で気密包装する
ことによる方法を示す。
本発明による方法の有利なさらなる実施形態は、本方法の従属請求項から得ることができる。
以下のような初期製造ステップが考えられる：
－ ＶＩＭ炉、ＶＩＭ／ＥＳＵ、ＶＩＭ／ＥＳＵ／ＶＡＲ、ＶＩＭ／ＶＡＲ、ＶＯＤまたはＶＬＦでの溶融を行い、次いで、必要であれば材料の純度要件に応じてＥＳＵおよび／またはＶＡＲでの再溶解を行うことにより、規定の化学分析値を有するマスターアロイのインゴットを製造し、
－ マスターアロイのインゴットをのこ引きで小片に分け、
－ マスターアロイ片をＶＩＭ炉内で溶融させるか、
または
－ 所定の重量の合金元素を、化学分析に従ってＶＩＭ内で溶融させるか、
または
－ マスターアロイ材料と、プロセスに起因するスクラップ（再生粉末などの顧客からのスクラップや、支持体または不良部材を含む）と、新たな合金元素とを０～１００％の比率で組み合わせる。正確な比率は、質的、経済的および環境的な観点を考慮して、それぞれのケースで検討される。マスターアロイのインゴットを切断する前に、表面処理（例えば、ブラッシング、研磨、酸洗、切断、剥離など）に供すると有利であり得る。ここでは、さらに再溶解させても解消されず、後の使用に悪影響を及ぼすおそれのある欠陥を取り除くことができる。さらに、可能な限りのマスターアロイを使用することで、事前の再溶解プロセスによってしか保証することができない、粉末の化学的純度に関する最高の品質要件が満たされ、
－ 液状溶融物を５分～２時間、特に２０分～２時間保持して均質化させ、
－ 密閉式のアトマイザーを、アルゴンガスにより露点が－１０℃～－１２０℃、好ましくは－３０℃～－１００℃の範囲となるように調整し、
－ 溶融物を、ノズルを通じて、２ｍ３／ｍｉｎ～１５０ｍ３／ｍｉｎのガス流量のアルゴンガス流に吹き込み、
－ 凝固した粉末粒子を気密の密閉容器に回収し、
－ 粒子は、５μｍ～２５０μｍの粒度を有し、その際、好ましい範囲は、５～１５０μｍ、または１０～１５０μｍであり、
－ 粉末の粒子は、球状であり、
－ 粉末は、評価対象物の総面積に対して０．０～４％の細孔面積（＞１μｍの細孔）のガス封入物を有し、その際、好ましい範囲は、０．０～２％である。粉末のガス封入物をこのような量とすることで、製造される部材の残留気孔率を低くすることができ、
－ 粉末は、２ｇ／ｃｍ３～合金密度である約８ｇ／ｃｍ３の嵩密度を有し、その際、好ましい範囲は、４～５ｇ／ｃｍ３の値であり、
－ 粉末を、アルゴン含有保護ガス雰囲気下で気密包装する。
本発明による粉末は、好ましくは真空不活性ガスアトマイザー（ＶＩＧＡ）内で製造される。この装置では、真空誘導溶解（ＶＩＭ）炉内で合金を溶融させ、ガスノズルにつながる注湯ホッパーに供給し、この溶融金属を５～１００バールの高圧下で不活性ガスによりアトマイズして金属粒子を形成する。溶融物を、溶融るつぼ内で融点を５～４００℃上回る温度で加熱する。アトマイズ時の金属流量は０．５～８０ｋｇ／ｍｉｎであり、ガス流量は２～１５０ｍ３／ｍｉｎである。急冷により、金属粒子は球状に凝固する（球状粒子）。アトマイズに使用される不活性ガスは、必要に応じて０．０１～１００％の窒素を含むことができる。その後、サイクロンで気相と粉末とを分離し、次いで粉末を包装する。
また、本発明による粉末を、ＶＩＧＡプロセスではなく、いわゆるＥＩＧＡプロセスで製造することも可能である。このプロセスでは、回転電極の形態の予め製造された合金インゴットが、誘導コイルによって非接触式で溶融される。溶融物は、電極からガスノズルのガス流に直接滴下する。
ＥＩＧＡ用の合金インゴットも、ＶＩＭ、ＥＳＵ、ＶＡＲ、ＶＯＤ、あるいはＶＬＦ、およびそれらの組み合わせによる溶融プロセスで製造され、任意に鍛造や圧延などの熱間成形プロセスを経ることができる。ＥＩＧＡプロセスで使用する前に、インゴットの表面を研磨または／および剥離などの処理で清浄化しておくと有利である。
粉末製造における不活性ガスは、任意に、アルゴン、あるいはアルゴンと０．０１～１００％の窒素との混合物であってよい。考えられる窒素の含有量の制限は、以下のものであり得る：
０．０１～８０％
０．０１～５０％
０．０１～３０％
０．０１～２０％
０．０１～１０％
０．０１～１０％
０．１～５％
０．５～１０％
１～５％
２～３％
また、任意に、不活性ガスとしてヘリウムを使用することもできる。
好ましくは、不活性ガスは、少なくとも９９．９９６体積％の純度を有することができる。特に、窒素の含有量は０．０～１０ｐｐｍｖとし、酸素の含有量は０．０～４ｐｐｍｖとし、Ｈ２Ｏの含有量は≦５ｐｐｍｖとする。
特に、不活性ガスは、好ましくは、少なくとも９９．９９９体積％の純度を有することができる。特に、窒素の含有量は０．０～５ｐｐｍｖとし、酸素の含有量は０．０～２ｐｐｍｖとし、Ｈ２Ｏの含有量は≦３ｐｐｍｖとする。装置内の露点は、－１０～－１２０℃の範囲である。装置内の露点は、好ましくは－３０～－１００℃の範囲である。
粉末をアトマイズする際の圧力は、好ましくは１０～８０バールであり得る。
アディティブ・マニュファクチャリングにより製造された部材やコンポーネント、あるいは部材やコンポーネント上の層は、５～５００μｍの層厚から構築され、製造直後には、構築方向に延びる平均結晶粒度０．５μｍ～２０００μｍの粒子を有するテクスチャ形成された組織を有する。好ましい範囲は５μｍ～５００μｍである。さらに、上記の粉末は、必要に応じて、熱間静水圧プレス法（ＨＩＰ）または従来の焼結および押出プロセスによる部材の製造に使用することができる。さらに、アディティブ・マニュファクチャリングとそれに続くＨＩＰ処理というプロセスの組み合わせも可能である。ここで、以下に説明するジェネレーティブ・マニュファクチャリング向けの後処理ステップは、ＨＩＰ部材にも適用可能である。
アディティブ・マニュファクチャリングにより製造された部材やコンポーネント、あるいは部材やコンポーネント上の層は、任意に、均質化アニール、応力低減アニール、溶体化アニールおよび／または析出硬化アニールに供することができる。熱処理は、任意に、例えばアルゴンや水素などの保護ガス下で行うことができ、その後、炉内で任意に、保護ガス下、空気中、撹拌されたアニール雰囲気中、または水浴中で冷却することができる。
部材に、必要に応じて、３００℃～６００℃の温度で０．５時間～１０時間にわたって応力低減アニールを行い、１０００℃～１２５０℃の温度で１時間～３００時間にわたって空気または保護ガス下で均質化または応力除去のためにアニールを行う。その後、部材に、必要に応じて、空気または保護ガス下で８５０℃～１２５０℃の温度で０．５時間～３０時間にわたって溶体化アニールまたは応力低減アニールを行う。析出アニールは、必要に応じて１段階でも２段階でもよく、６００℃～８５０℃の温度で、空気または保護ガス下で１時間～３０時間にわたって行うことができる。
その後、任意に表面を、酸洗、ブラスト、研削、旋削、剥離、フライス加工により清浄化または加工することができる。このような加工は、任意に、アニールの前にも部分的または完全に行うことができる。
アディティブ・マニュファクチャリングにより製造された部材やコンポーネント、あるいは部材やコンポーネント上の層は、アニール後に２μｍ～２０００μｍの平均結晶粒度を有する。好ましい範囲は、２０μｍ～５００μｍである。
このプロセスで製造された粉末も、この粉末から製造されたコンポーネント（３Ｄ印刷済みのサンプル）も、窒化物のみならず炭化物および／または炭窒化物も含まない。窒化物も炭化物も存在する場合には、これらは、直径が＜１００ｎｍ、特に＜５０ｎｍの粒度を有する。
この粉末から製造されたコンポーネント（３Ｄ印刷済みのサンプル）を、均質化、拡散アニールのために、９００℃超、特に１０００℃超、理想的には１１００℃超で１時間超にわたって熱処理した後、製造されたコンポーネント（３Ｄ印刷済みのサンプル）において、窒化物だけでなく、炭化物および／または炭窒化物が生じ得る。これらは、直径が＜８μｍ、あるいは＜５μｍ、理想的には＜１μｍ、特に＜５００ｎｍの粒度を有する。
本発明により製造された粉末からアディティブ・マニュファクチャリングにより製造された部材やコンポーネント、あるいは部材やコンポーネント上の層は、その材料が、関連する分析をともなって鍛錬用合金または鋳造用合金としても使用される分野で使用されることが好ましい。
「アディティブ／ジェネレーティブ・マニュファクチャリング」という用語は、適用水準に応じて、ラピッドプロトタイピング、ラピッドツーリング、ラピッド・マニュファクチャリングなどに分類される。
ここで、一般的には以下のものが区別される：
粉末を用いた３Ｄ印刷
選択的レーザー焼結、および
選択的レーザー溶融
電子ビーム溶解
レーザービルドアップ溶接
選択的電子ビーム溶接など。
本明細書において用いられる略語は、以下のように定義される：
ＶＩＭ 真空誘導溶解
ＶＩＧＡ 真空不活性ガスアトマイゼーション
ＶＡＲ 真空アーク再溶解
ＶＯＤ 真空酸素脱炭
ＶＬＦ 真空取鍋精錬
ＥＩＧＡ 電極誘導溶融ガスアトマイゼーション
粉末の粒度の広がり範囲は、５～２５０μｍであり、その際、好ましい範囲は、５～１５０μｍ、または１０～１５０μｍである。
粉末は、評価対象物の総面積に対して０．０～４％の細孔面積（＞１μｍの細孔）のガス封入物を有し、その際、好ましい範囲は、
０．０～２％
０．０～０．５％
０．０～０．２％
０．０～０．１％
０．０～０．０５％
である。
粉末は、２ｇ／ｃｍ３～合金密度である約８ｇ／ｃｍ３の嵩密度を有し、その際、好ましい範囲は、以下の値であり得る：
４～５ｇ／ｃｍ３
２～８ｇ／ｃｍ３
２～７ｇ／ｃｍ３
３～６ｇ／ｃｍ３
粉末のガス封入物をこのような量とすることで、製造される部材の残留気孔率を低くすることができる。
先行技術と比較して、遠心分離プロセスを使用しないため、装置の稼働時間が最適化される。その後の精錬プロセスでは、粉末の品質をアディティブ・マニュファクチャリング向けに最適化する。さらに、ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０合金の組成をジェネレーティブ・マニュファクチャリングプロセスでの適用に向けて最適化するとともに、加工性を維持しつつより高い温度での適用に向けて組成を最適化することも行われる。
表２に、本発明による方法で製造された粉末の化学組成を示す（データは重量％単位）。
粒度５μｍ～２５０μｍの粉末が得られる。
５μｍ未満の小さすぎる粒度は、流動挙動を悪化させるので避けるべきであり、２５０μｍ超の大きすぎる粒度は、アディティブ・マニュファクチャリング時の挙動を悪化させる。
２ｇ／ｃｍ２という低すぎる嵩密度は、アディティブ・マニュファクチャリング時の挙動を悪化させる。最大限の高さである約８ｇ／ｃｍ３の嵩密度は、合金の密度によって与えられる。
この方法で製造された粉末は、アディティブ・マニュファクチャリングにおいて、ベースとなる合金（ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０およびその高温改良体）の特性を有するコンポーネントの製造に使用することができる。標準的なＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０は、ＳＬＭプロセスでのプロセスパラメータウィンドウ内でａｌｌｏｙ ７１８からクラックフリーで製造することができる。その際、相対密度９９．９８％が達成される。
ジェネレーティブ・マニュファクチャリング・プロセスでは、プロセスパラメータをいくつかのパラメータにより記述することができる。ＳＬＭプロセスや一部のＥＢＭプロセスでは、体積エネルギー密度が特性とされることが多い。原理的には、体積エネルギー密度は、以下の式により算出される［L. A. Al-Juboori, T. Niendorf, F. Brenne; On the Tensile Properties of Inconel 718 Fabricated by EBM for As-Built and Heat-Treated Components; Metallurgical and Materials Transactions B, Volume 49B, 2018］：
Ｅ＝Ｐ／（ｖ＊ｄ＊ｈ） （単位：Ｊ／ｍｍ３）
ここで、レーザー出力（Ｐ）、走査速度（ｖ）、層厚（ｄ）、および経路距離（ｈ）である。
ａｌｌｏｙ ７１８では、通常４０～１２０Ｊ／ｍｍ３のエネルギー密度が使用される。典型的な値は、どちらのプロセスでも約９０Ｊ／ｍｍ３である。
ａｌｌｏｙ ７８０の粉末組成Ｐ１００４７、Ｐ１００４８、Ｐ１００５６、Ｐ１００８５およびＰ１００８６のパラメータ決定では、ａｌｌｏｙ ７１８の４０～１２０Ｊ／ｍｍ３の範囲のエネルギー密度を使用し、相対密度は９９％以上であった。例えば、約８０Ｊ／ｍｍ３のエネルギー密度、および９９．９８％の相対密度を達成することができる。粉末合金７８０の高温タイプ（組成１～５７、およびＮ１～Ｎ５）では、エネルギー密度を４０～６００Ｊ／ｍｍ３で変化させることができ、それにより材料の高い相対密度を保証することができる。しかし、プロセスパラメータは、プロセスによって大きく変化し得る。
バッチＰ１００５６の材料を用いて、ＳＬＭプロセスによりサンプルを製造した。プロセスに起因する散発的な細孔を除いて、クラックフリーの組織を得ることができる。
熱処理の違いにより、例えば約７５μｍの結晶粒度（例えば、ＡＳＴＭ ４．５）を有する均一な組織が得られた。より小さな結晶粒度やより大きな結晶粒度も、所定の熱処理パラメータによって設定することができる。ａ）ｂ）
Figure 0007247378000002
熱間鍛造ビレット用合金ａｌｌｏｙ ７８０の工業的に製造された例示的なバッチ（バッチＮｏ．４２０４２０）の典型的な化学組成を、例えば表３（およびさらなる表）に示す。この工業的に製造されたバッチ４２０４２０の化学組成は、特に元素Ｃｏ、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂの含有量が、ガンマ’ソルバス温度が非常に高く（実験により求めたところ約９９０℃であった）、それに対応する高温まで組織の安定性が得られるように選択されている。また、標準的な合金であるａｌｌｏｙ ７１８と比較して、ガンマ’の体積割合は大幅に高い。その結果、高い強度値を保ちつつ、使用温度を大幅に上げることが可能となった。一方、化学組成が適切に定められているため、ガンマ’ソルバス温度はさほど高くない。したがって、この合金は、再溶解したインゴットからビレットへと十分に熱間成形可能であり、つまり、鍛造可能である。約２．１％のＡｌおよび約０．３％のＴｉを用いて鍛造品向けに大規模に製造されたこのバッチ４２０４２０（さらなる検討のための参照材料）の化学組成は、良好な溶接が可能な材料の分析範囲内にある（図１参照）。これは、電子ビームおよびプラズマによる溶接試験で実験的に証明された。このことは、ＶＩＧＡ装置を用いた粉末アトマイズで製造された同様の化学組成の粉末では、試験体を３Ｄ印刷しても全くクラックが発生しなかったという観察結果ともよく一致している。これにより、選択的レーザー溶融などのアディティブ・マニュファクチャリングプロセス用の粉末製品の場合、特許文献に記載されている限界分析の範囲内で、鍛造製品に使用される化学組成を適合させることができるようになり、適合した化学組成を有する合金は、選択的レーザー溶融によりクラックフリーで印刷可能であるが、例えばガンマ’ソルバス温度やガンマ’体積割合をも高めることができる。これにより、３Ｄ印刷されるコンポーネントにおいてより高い温度でさらに高い強度値で使用できる化学組成を有する材料が得られる。
さらに、ここではＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０の合金コンセプトが使用されており、これは、同時にジェネレーティブ・マニュファクチャリングプロセスに向けた本発明による最適化が行われている：
（ａ） Ｃｒの含有量が多いと、高温での材料の耐酸化性の向上が保証される。
（ｂ） Ｃｏの含有量が多いと、積層欠陥エネルギーが大きくなり、γ’相のＮｉサイトに置換され、γ’相の格子定数が大きくなる。
（ｃ） Ｔｉの含有量が少ないと、γ’相のＡｌの置換が遅くなり、その結果、析出速度が低くなるため、溶接性も向上する（図１参照）。また、高温耐酸化性が向上する。Ｔｉの含有量が減少するとイータ相やＮを含むインコヒーレントな析出物の不安定化に好影響を与え、その結果、高温特性が改善される。
（ｄ） ＮｂおよびＴａの含有量を調整し、Ｈｆを添加すると、高温でのγ’相の粗大化が遅くなり、ミスフィットが大きくなってγ’相が硬化される。
（ｅ） マイナーな元素が減少すると、合金の加工性が向上し、γ’相の体積割合が高くても、クラックフリーの部材を製造することができる。
Figure 0007247378000003
Figure 0007247378000004
ＴＴＮｉ８データベースを用いた熱力学的シミュレーション（ＪＭａｔＰｒｏおよびＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ）により、化学組成を変化させた広範な試験マトリックスを算出し、これらの合金のガンマ’ソルバス温度およびガンマ’体積割合を調べた（次の表および次頁の図を参照）。
ここで、以下の元素および元素の含有量を変化させた：
Ｃｒ：１６／１８／２０％
Ｎｉ：４３％～５５．５％（残部元素）
Ｍｏ：３／３．５／４／６％
Ｔｉ：０．１／０．３／０．６／０．９／１．２／１．６／２．１％（３％まで）
Ｎｂ：３．５／４．０／５．０／５．４％
Ｔａ：０．５／１／２％
Ａｌ：１．６／１．９／２．２／２．４／２．５／２．６／２．８／３．１／３．５／４．０％
Ｃｏ：１５／１７．５／２０／２２．５／２４．５／２７．５％
Ｗ：０．５／１／２％
Ｈｆ：０．５／１／２％
表３ａ～表３ｄは、Ａｌの含有量を変化させた場合の代表的な合金分析物、ならびにＣｏの含有量を２４．５％（表３ａおよび表３ｂ－１）および２０％（表３ｃおよび表３ｄ－１）に固定した場合の相特性の算出値を示したものである。
Figure 0007247378000005
Figure 0007247378000006
ＪＭａｔＰｒｏプログラム（バージョン１１．１）を用いて、ガンマ’相の割合［重量％］および粒度［ｎｍ］に加えて、降伏点Ｒｐ０．２［ＭＰａ］の値を各試験温度［℃］に対して算出した。この算出では、溶体化アニールのパラメータとして、温度１１００℃、冷却速度１０Ｋ／ｓを用いた。ガンマ’ソルバス温度が１１００℃超の合金分析物では、溶体化アニール温度を１１５０℃に設定した。溶体化アニールの後の析出熱処理について、次の表ではほとんどの合金タイプについて、アニールパラメータ７００℃／８ｈ、８５０℃／８ｈ、および８５０℃／２４ｈに対するＲｐ０．２の結果を示す。代表的な合金タイプについて、Ｒｐ０．２の結果を、析出温度６５０℃、７００℃、７５０℃、８００℃、８５０℃および９００℃、アニール時間８ｈについてより詳細に示す。それぞれの合金でＲｐ０．２が最大値を示す析出温度については、析出アニール時間１６ｈおよび２４ｈについての結果も加えられている。ガンマ’相の割合および粒度は、化学組成だけでなく、析出アニールパラメータにも依存する。その結果、降伏点Ｒｐ０．２の値に影響を与えることになる。さらに、降伏点Ｒｐ０．２の値は、組織の結晶粒度にも依存する（表では、結晶粒度をＡＳＴＭサイズで表記している）。ここで、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５は、溶体化アニール温度が１１００℃の場合の粗い結晶粒度にほぼ相当する。一方、ＡＳＴＭ １２は、より低い溶体化アニール温度（例えば１０００℃前後）で設定可能な微細な結晶粒度に相当する。
表３ｂ－２～表３ｂ－７は、表３ａの合金について、先に述べたアニールパラメータおよび結晶粒度に対する、ガンマ’相の割合および粒度の算出結果、ならびに降伏点Ｒｐ０．２の算出値を示したものである。
Figure 0007247378000007
Figure 0007247378000008
表３ｂ－２の値から、Ａｌの含有量の増加にともなってガンマ’相の割合が増加し、粒度の増加はわずかであることがわかる。また、降伏点Ｒｐ０．２は、合金のＡｌの含有量の増加、すなわちガンマ’相の割合の増加にともなって増加している。さらに、各試験温度に対する値Ｒｐ０．２の推移から、合金Ｎ１およびＮ２において、すなわちＡｌの含有量が３．５％および４．０％と比較的多い場合に、比較的高い試験温度で発生するＲｐ０．２の急激な低下が、８００℃付近のより高い試験温度の方向にシフトしていることがわかる。Ａｌの含有量が比較的少ない合金では、Ｒｐ０．２の急激な減少は、７５０℃前後の比較的低い試験温度ですでに見られる。これと比較すると、表３ｂ－３のデータから、より細かい結晶粒度のＡＳＴＭ １２では、より粗い結晶粒度のＡＳＴＭ ４．５に比べて降伏点Ｒｐ０．２の値が著しく大きいことがわかる。表３ｂ－２および表３ｂ－３に、７００℃／８ｈでの析出熱処理についての結果データを示す。
Figure 0007247378000009
Figure 0007247378000010
８５０℃／８ｈでの析出熱処理の後、ガンマ’相の割合は確かに７００℃／８ｈでの析出熱処理の後よりも小さいが、ガンマ’相の析出粒子は、より大きい（対応するデータを表３ｂ－４および表３ｂ－５に示す）。粒度がより大きいことが降伏点Ｒｐ０．２に及ぼすプラスの効果は、相割合がより低いというマイナスの効果を上回っている。降伏点Ｒｐ０．２の値の水準は、８５０℃／８ｈでの析出熱処理の後の方が、７００℃／８ｈでのアニールの後よりも有意に高い。
析出温度８５０℃で２４時間というより長いアニール時間を経た後、降伏点Ｒｐ０．２の値の水準は、同じ析出アニール温度８５０℃で８時間のアニール時間を経た後に比べて有意に低い。これは、ガンマ’相の粒度がより大きいことが原因のようである。これらの結果データを、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５およびＡＳＴＭ １２について、表３ｂ－６および表３ｂ－７の双方に示す。
Figure 0007247378000011
Figure 0007247378000012
Figure 0007247378000013
図２ａから、降伏点Ｒｐ０．２が、比較的高温でＡｌの含有量の増加にともなって増加していることがわかる。さらに、比較的高いＡｌの含有量での降伏点Ｒｐ０．２の急激な低下は、８００℃超の温度でのみ見られる。
Figure 0007247378000014
Figure 0007247378000015
Figure 0007247378000016
Figure 0007247378000017
Figure 0007247378000018
また、表３ｄ－３の値から、Ａｌの含有量の増加にともなってガンマ’相の割合が増加し、この場合、粒度の増加はわずかであることがわかる。また、降伏点Ｒｐ０．２は、合金のＡｌの含有量の増加、すなわちガンマ’相の含有量の増加にともなって増加している。さらに、各試験温度に対する値Ｒｐ０．２の推移から、合金３６、３７、ＨＴ１、ＨＴ２、ＨＴ１－ａおよびＨＴ２－ａにおいて、すなわちＡｌの含有量が３％～４％と比較的多い場合に、比較的高い試験温度で発生するＲｐ０．２の急激な低下が、８００℃付近のより高い試験温度の方向にシフトしていることがここでもわかる。Ａｌの含有量が比較的少ない合金では、Ｒｐ０．２の急な減少は、７５０℃前後の比較的低い試験温度ですでに見られる。表３ｄ－３に、７００℃／８ｈでの析出熱処理についての結果データを示す。
Figure 0007247378000019
８５０℃／８ｈでの析出熱処理の後、この場合にも、ガンマ’相の割合は７００℃／８ｈでの析出熱処理の後に比べて小さく、ガンマ’相の析出粒子はより大きい（対応するデータを表３ｄ－４に示す）。粒度がより大きいことが降伏点Ｒｐ０．２に及ぼすプラスの効果は、相割合がより低いというマイナスの効果を上回っている。降伏点Ｒｐ０．２の値の水準は、８５０℃／８ｈでの析出熱処理の後の方が、７００℃／８ｈでのアニールの後よりも有意に高い。
析出温度８５０℃で２４時間というより長いアニール時間を経た後、降伏点Ｒｐ０．２の値の水準は、同じ析出アニール温度８５０℃で８時間のアニール時間を経た後に比べて有意に低い。これは、ガンマ’相の粒度がより大きいことが原因のようである。これらの結果データを、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５について、表３ｄ－５に示す。
Figure 0007247378000020
表３ａ～表３ｄの合金分析物のガンマ’ソルバス温度の算出値を、Ａｌの含有量に対して図３にプロットした。
Figure 0007247378000021
ここから、ガンマ’ソルバス温度は、バッチ４２０４２０の参照合金でＡｌが２．１６％の場合の１００９℃から、Ａｌの含有量を４．０％に増加した場合の１１０５℃にまで高めることができることがわかる。
Figure 0007247378000022
ここから、６００℃でのガンマ’割合は、バッチ４２０４２０の参照合金でＡｌが２．１６％の場合の２５．３％から、Ａｌの含有量を４．０％に増加させた場合の約４７．７％にまで高めることができることがわかる（図４参照）。
表３ａ～表３ｄから、Ａｌの含有量の増加にともなって、γ’相が安定化することがわかる。ソルバス温度は１１０６℃にまで、体積割合は５０％にまで高めることができる。また、Ａｌの含有量が多いとデルタ相が不安定となり得ることがわかる。ＣｏおよびＮｂの含有量が同時に高く、Ａｌの含有量が中程度の場合、デルタ相は非常に安定する。一例として、合金１９をａｌｌｏｙ ９３９と比較することができる。ａｌｌｏｙ ９３９のγ’ソルバス温度は１１１０℃であり、最大のγ’体積割合は約３９．５％である。シグマ相は８７０℃で析出し、６００℃での体積割合は１５％である。合金１９の合金組成の有利な組み合わせにより、体積割合を４１％とわずかに増加させながら、１０６７℃までのγ’ソルバス温度を実現することができる。γ’相のソルバス温度の低下により、合金の加工性が大幅に改善され、さらに、少なくとも同じ機械的特性を有しつつ、クラックの発生傾向が顕著に低くなる。また、Ｔｉの含有量が少ないため、合金１９はａｌｌｏｙ ９３９よりも優れた耐酸化性を示す。
合金１９では、ａｌｌｏｙ ９３９と比較して、ＣｏおよびＣｒの含有量が多いため、体積割合を１％増加させるとシグマソルバス温度が１１℃高まる。総じて、シグマ相はインコヒーレントゆえに非常に遅い析出速度を示すため、参照合金４２０４２０では８００℃で２０００時間超の高温時効試験を行ってもこの相は存在しなかった。本研究において組成がほぼ同じである合金１は、ソルバス温度７７４℃でシグマ相を示し、６００℃での体積割合は８．６％である。シグマ相の熱力学的安定性の範囲がより高温にシフトした場合、適合した熱処理などの措置が必要になることがある。
表３ｄ－６に、実験用溶融物として製造された３つの代表的な化学組成を示す。ＬＢ ２５０７５６と表示された分析物は、２．１％のＡｌを含む。他の２つの分析物であるＬＢ ２５０７５７およびＬＢ ２５０７６０は、それぞれ約３％および３．８％のＡｌを含む。
Figure 0007247378000023
表３ｄ－７～表３ｄ－１８に、これらの分析物についての、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５およびＡＳＴＭ １２についての６５０℃／８ｈ、７００℃／８、７５０℃／８ｈ、８００℃／８ｈ、８５０℃／８ｈおよび９００℃／８ｈでの析出熱処理の後の、ガンマ’相の割合および粒度の算出結果、ならびに各試験温度に対する降伏点Ｒｐ０．２の算出値を示す。いくつかの析出アニール温度については、１６ｈおよび２４ｈの２つの追加のアニール時間での結果が補足されている。
Figure 0007247378000024
Figure 0007247378000025
Figure 0007247378000026
Figure 0007247378000027
Figure 0007247378000028
Figure 0007247378000029
Figure 0007247378000030
Figure 0007247378000031
Figure 0007247378000032
Figure 0007247378000033
Figure 0007247378000034
Figure 0007247378000035
これらの表から、合金分析物のＡｌの含有量が多いほど、降伏点Ｒｐ０．２が高くなることがわかる。さらに、Ａｌの含有量が多いほど、降伏点Ｒｐ０．２のより大幅な低下がより高い試験温度へとシフトする。これらの効果は、一方ではＡｌの含有量の増加にともなうガンマ’相の割合の増加（ガンマ’相の粒度を最適化した場合）に関連し、他方ではＡｌの含有量の増加にともなうガンマ’相のソルバス温度の上昇に関連している。
２．１％のＡｌを含むＬＢ ２５０７５６では、降伏点Ｒｐ０．２の最大値は、検討した析出温度において、析出アニール温度８００℃（アニール時間８ｈと比較して検討）に位置している。他の２つの合金ＬＢ ２５０７５７およびＬＢ ２５０７６０は、３％あるいは３．８％のＡｌを含んでおり、降伏点Ｒｐ０．２の最大値は、析出アニール温度８５０℃に位置している。ここで追加的に検討した９００℃の析出アニール温度では、降伏点Ｒｐ０．２の値がより低く、すなわち、降伏点Ｒｐ０．２の値が最も高くなるための最適な析出アニール温度を超えてしまう（しかし、他の機械的特性に関して、８５０℃を超える析出アニール温度が好ましく有用である場合もある）。
検討した結晶粒度を比較すると、表から、より細かい結晶粒度であるＡＳＴＭ １２では、より粗い粒度のＡＳＴＭ ４．５の場合よりも、降伏点Ｒｐ０．２の値が有意に高いことがわかる。
２．１％のＡｌを含む合金ＬＢ ２５０７５６の場合には、降伏点Ｒｐ０．２の最大値が、検討した８時間の析出アニール温度の後に生じるが、より長い１６時間および２４時間のアニール時間では降伏点Ｒｐ０．２の値が増加することがわかる（表３ｄ－１０および表３ｄ－１６参照）。一方、ＬＢ ２５０７５７およびＬＢ ２５０７６０の２つの合金では、検討した析出アニール温度８５０℃でのアニール時間をより長く１６ｈおよび２４ｈとすると、降伏点Ｒｐ０．２の値が低下する。
最大Ａｌの含有量が４％の合金について検討する。Ａｌの含有量が４％を超える合金では、溶接や凝固の挙動に悪影響を与え、積層印刷プロセスのみならずその後の熱処理でも組織に重大な欠陥、すなわちクラックが発生するおそれがあるほどリスクが高まる。
Figure 0007247378000036
図４ａは、達成すべき降伏点Ｒｐ０．２の最大値が、Ａｌの含有量の増加にともない、より高い硬化温度へとシフトしていることを示している。Ａｌの含有量が２．１％の場合（ＬＢ ２５０２５６）には、８００℃の硬化温度で最高の降伏点Ｒｐ０．２に達するが、Ａｌの含有量が３％および３．８％の場合には、ここで検討した温度では８５０℃の硬化温度で最高の値が得られる。９００℃の温度では、降伏点Ｒｐ０．２の値は、３つの組成すべてにおいて再び低下する。しかし、８５０～９００℃の温度では、Ａｌの含有量が比較的多い（３％および３．８％）と降伏点Ｒｐ０．２のさらなる増加が生じることは排除できない。
表３ｄ－１９に、ＬＢ ２５０７５６の化学組成を、非常に類似した分析物の含有量を有するＰ１０２３１の化学組成と比較して示す。
Figure 0007247378000037
前述のように、分析物ＬＢ ２５０７５６について、各試験温度に対する降伏点の値を算出した。８００℃／８ｈおよび６５０℃／８ｈでの析出熱処理についての試験温度６５０℃および７００℃での表３ｄ－６からの抜粋を表３ｄ－２０に示す。Ｐ１０２３１の印刷済みのサンプル（４５°、９０°および１８０℃の３つの空間方向）に対して、６５０℃および７００℃で熱間引張試験を行い、降伏点Ｒｐ０．２の値を測定した。熱間引張試験の前に、印刷済みのサンプルに８００℃／８ｈ＋６５０℃／８ｈの２段階の析出熱処理に供した。Ｐ１０２３１のサンプルの選択された溶体化アニールも、組織はほぼＡＳＴＭ ４．５の結晶粒度を有する。比較のために、Ｐ１０２３１についてＲｐ０．２の測定値を表３ｄ－２０に示す。
ＬＢ ２５０７５６のＲｐ０．２降伏点の算出値は、Ｐ１０２３１のＲｐ０．２の測定値と非常に類似の水準である。
Figure 0007247378000038
表４ａ～表１１ｃ－３は、さらなる代表的な合金の相および機械的降伏点の特性の算出結果を含む。
Figure 0007247378000039
Figure 0007247378000040
これらの表から、１６～２０％のＣｒでは、ガンマ’ソルバス温度のみならず６００℃でのガンマ’割合も、Ｃｒの含有量の増加にともなってわずかに増加していることがわかる。また、Ｃｒの含有量が減少するとシグマ相が不安定になることにも留意すべきである（表４ｂ 合金２参照）。
使用に対して重要なＣｒの含有量のもう１つの効果は、これらの合金の高温耐酸化性の向上である。実験で行われた８００℃および９００℃での酸化試験において、１７．７５％のＣｒを含む参照バッチ４２０４２０の合金分析物は、約１６％のＣｒを含む合金ａｌｌｏｙ ７２０ ＬＩの分析物の約１０分の１の質量増加を示した。Ｃｒの含有量を２０％とすると、ａｌｌｏｙ ７８０をベースとした新たな合金の耐酸化性をさらに高めることができる。
表４ｃ－１～表４ｃ－３に、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５についての７００℃／８ｈ、８５０℃／８ｈおよび８５０℃／２４ｈでの析出熱処理に対する表４ａの合金の、ガンマ’相の割合および粒度の算出結果、ならびに各試験温度に対する降伏点Ｒｐ０．２の値を示す。
Figure 0007247378000041
Figure 0007247378000042
Figure 0007247378000043
表４ｃ－１～表４ｃ－３から、合金１および２よりも多い２０％のＣｒの含有量を有する２つの合金３および４は、より高い降伏点Ｒｐ０．２の値を達成していることがわかる。
Figure 0007247378000044
Figure 0007247378000045
Figure 0007247378000046
表５ａおよび表５ｂから、Ｃｏの含有量が減少するとガンマ’ソルバス温度は数℃しか下がらず、デルタ相およびシグマ相は不安定になることがわかる。これにより、Ｃｏの含有量が減少して金属値がより低いために商業的観点からよりコスト効率の高い、ａｌｌｏｙ ７８０をベースとした新たな合金が可能となる。さらに、Ｃｏの含有量が減少するとイータ相が不安定になり、高温での機械的特性に良好な影響を与える。
表５ｃ－１～表５ｃ－３に、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５についての７００℃／８ｈ、８５０℃／８ｈおよび８５０℃／２４ｈの析出熱処理に対する表５ａの合金の、ガンマ’相の割合および粒度の算出結果、ならびに各試験温度に対する降伏点Ｒｐ０．２の値を示す。
Figure 0007247378000047
Figure 0007247378000048
Figure 0007247378000049
まず、表５ｃ－１～表５ｃ－３において試験温度６５０℃および７００℃について検討すると、降伏点Ｒｐ０．２の値は、Ｃｏの含有量に対して試験温度内でほとんど変化していないことがわかる。一方、より高い７００℃超の試験温度では、降伏点Ｒｐ０．２の値は、Ｃｏの含有量の増加にともなって（Ａｌの含有量が２．２％であるこれらの合金において）１つの試験温度内で増加していることがわかる。
ここで検討した合金の中でＣｏの含有量が最も少ない１５％の合金６の場合、７００℃／８ｈでの析出熱処理で、より高い降伏点Ｒｐ０．２の値が得られている。一方、ここで検討した合金の中でＣｏの含有量が最も多い２７．５％の合金１６の場合、８５０℃／８ｈでの析出熱処理で、より高い降伏点Ｒｐ０．２の値が得られている。
表６ａ－１および表６ａ－２に、２つの異なるＡｌの含有量に対してＴｉの含有量を変化させた場合の化学組成を示す。
Figure 0007247378000050
Figure 0007247378000051
表６ａ－１および表６ｂから、ガンマ’ソルバス温度のみならず６００℃でのガンマ’割合も、予想どおり、Ｔｉの含有量の増加とともに増加することがわかる。しかし、Ｔｉの含有量が多いと、デルタ相およびγ’相を犠牲にして、イータ相およびシグマ相が安定する。イータ相を不安定にしたい場合や、イータ相の割合を可能な限り低く抑えたい場合には、Ｔｉの含有量を可能な限り少なくする必要がある。
Figure 0007247378000052
表６ｃ－１～表６ｃ－３に、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５についての７００℃／８ｈ、８５０℃／８ｈおよび８５０℃／２４ｈでの析出熱処理に対する表６ａ－１の合金の、ガンマ’相の割合および粒度の算出結果、ならびに各試験温度に対する降伏点Ｒｐ０．２の値を示す。
Figure 0007247378000053
Figure 0007247378000054
Figure 0007247378000055
表６ｃ－１～表６ｃ－３のデータから、２４．５％および２０％のＣｏを含む２つの合金系列では、それぞれＡｌおよびＴｉの元素の含有量の合計が最も多い２つの合金が、降伏点Ｒｐ０．２の最も高い値を達成していることがわかる。これは、２４．５％のＣｏについては、２．２％のＡｌおよび０．９％のＴｉを含む合金２３と、２．２％のＡｌおよび１．２％のＴｉを含む合金２４との、検討した２つの合金であり、２０％のＣｏを含む系列では、１．６％のＡｌおよび１．６％のＴｉを含む合金１４、ならびに１．６％のＡｌおよび２．１％のＴｉを含む合金１５である。２つの合金２３および２４の場合、８５０℃／８ｈでの析出熱処理を行うと、７００℃／８での熱処理の場合に比べて降伏点Ｒｐ０．２の値がわずかに高くなる。２つの合金１４および１５の場合、降伏点Ｒｐ０．２の値の水準は、これらの２つの析出熱処理で同等の水準である。析出アニール温度を７００℃～８５０℃とし、アニール時間を８時間とすれば、降伏点の値の水準をさらに上げることができる。ここで検討した４つの合金すべてにおいて、８５０℃／２４ｈでの析出熱処理の後の降伏点の値の水準は、他の２つの熱処理に比べて低い。
表６ｃ－４～表６ｃ－７に、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５についての６５０℃／８ｈ、７００℃／８ｈ、８５０℃／８ｈおよび８５０℃／２４ｈでの析出熱処理に対する表６ａ－２の合金の、ガンマ’相の割合および粒度の算出結果、ならびに各試験温度に対する降伏点Ｒｐ０．２の値を示す。
Figure 0007247378000056
Figure 0007247378000057
Figure 0007247378000058
Figure 0007247378000059
表６ｃ－４～表６ｃ－７のデータから、Ｔｉの含有量がより多い合金系列では、ＡｌおよびＴｉの元素の含有量の合計が最も多い合金が降伏点Ｒｐ０．２の最大値を達成していることがわかる。析出温度が８５０℃の場合、合金Ｎ４およびＮ５は、降伏点Ｒｐ０．２が最も高い値に達する。しかし、析出時間は、２４ｈよりも８ｈの方が有利である。これは、２４ｈでの粒度が約６０ｎｍであったのに対し、粒度が約４０ｎｍと比較的小さいためと考えられる。チタンの含有量が１％の場合、７００℃／８ｈでの析出熱処理で最も高い降伏点Ｒｐ０．２が得られた。Ｔｉの含有量が３％の場合、８５０℃での強度水準は、１０００ＭＰａ超であり、依然として非常に高い。さらに、急激な低下は、ＡｌおよびＴｉの元素の合計の含有量が多いと、８００℃超のより高温へとシフトし、Ｔｉの含有量が３％の場合には、さらに８５０℃超へとシフトする。
Figure 0007247378000060
Figure 0007247378000061
表６および表７から、前述したように、ガンマ’ソルバス温度および６００℃でのガンマ’割合は、Ｔｉの含有量の増加とともに増加することがわかる。Ｔｉが０．３％の場合、ガンマ’ソルバス温度および６００℃でのガンマ’割合は、Ａｌの含有量の増加とともに増加する。Ｔｉの含有量をさらに減少させ、Ａｌの含有量を２．４％と多くすると、ガンマ’ソルバス温度はほとんど変わらず、６００℃でのガンマ’割合はわずかに増加する。また、表からは、高Ｔｉ含有量と高Ｎｂ含有量および高Ｃｏ含有量との組み合わせがイータ相を非常に安定させることがわかる。ここで、本実験では、限度範囲も考慮されていたことがよくわかる。各元素の効果を理解した上での組成物のマッチングは、次の表のようになる。これらの合金は、合金４２０４２０とは対照的にイータ相を示さない。
表７ｃ－１～表７ｃ－３に、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５についての７００℃／８ｈ、８５０℃／８ｈおよび８５０℃／２４ｈでの析出熱処理に対する表７ａの合金の、ガンマ’相の割合および粒度の算出結果、ならびに各試験温度に対する降伏点Ｒｐ０．２の値を示す。
Figure 0007247378000062
Figure 0007247378000063
Figure 0007247378000064
表７ｃ－１～表７ｃ－３のデータから、ここで検討した化学組成では、ＡｌおよびＴｉの元素の含有量の合計が最も多い２つの合金が、降伏点Ｒｐ０．２の最大値を達成していることが同様にわかる。これには、２４．５％のＣｏについて、表７ａですでに検討した２．２％のＡｌおよび０．９％のＴｉを含む合金２３と、２．２％のＡｌおよび１．２％のＴｉを含む合金２４とが該当する。
Figure 0007247378000065
Figure 0007247378000066
表８ａおよび表８ｂから、０．３％のＴｉおよび２．２％のＡｌの場合、ガンマ’ソルバス温度が５．４％のＮｂから５．０％のＮｂへと数℃低下することがわかる。６００℃でのガンマ’割合はほとんど変化しない。５．０％のＮｂおよび０．３％のＴｉの場合、Ａｌ含有量が２．６％とより多い場合にはガンマ’ソルバス温度は大きく上昇し、６００℃でのガンマ’割合も同様である。５．０％のＮｂ含有量と、２．６％のＡｌ含有量と、０．１％の比較的低いＴｉ含有量との組み合わせでは、ガンマ’ソルバス温度はわずかに上昇するだけだが、６００℃でのガンマ割合は、５．０％のＮｂ、０．３％のＴｉおよび２．２％のＡｌを含む合金に比べて大幅に増加している。
表８ｃ－１～表８ｃ－３に、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５についての７００℃／８ｈ、８５０℃／８ｈおよび８５０℃／２４ｈでの析出熱処理に対する表８ａの合金の、ガンマ’相の割合および粒度の算出結果、ならびに各試験温度に対する降伏点Ｒｐ０．２の値を示す。
Figure 0007247378000067
Figure 0007247378000068
Figure 0007247378000069
表８ｃ－１から表８ｃ－３のデータから、この合金系列の中でＡｌ（２．６％）およびＴｉ（０．３％）の元素の含有量の合計が最も多い合金２８は、ここで検討した他の合金と比較して降伏点Ｒｐ０．２の値が最も高くなっていることがわかる。また、合金２９は、合金２８と同様により高いＡｌの含有量２．６％を含んでいるが、この合金２９ではＴｉの含有量が０．１％に減少している。
Figure 0007247378000070
Figure 0007247378000071
表９ａおよび表９ｂから、Ｍｏの含有量の増加にともなって、ガンマ’ソルバス温度がわずかに低下することがわかる。６００℃でのガンマ’割合は、Ｍｏの含有量の増加とともにわずかに増加する。Ｎｂの含有量を維持しながらＭｏの含有量を増加させると、デルタ相、イータ相、およびシグマ相が安定する。このため、合金が高温でのＹマトリックス硬化に高含有量の固溶強化剤を必要とする場合には、Ｎｂの含有量を調整する必要がある。
表９ｃ－１～表９ｃ－３には、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５についての７００℃／８ｈ、８５０℃／８ｈおよび８５０℃／２４ｈでの析出熱処理に対する表９ａの合金の、ガンマ’相の割合および粒度の算出結果、ならびに各試験温度に対する降伏点Ｒｐ０．２の値を示す。
Figure 0007247378000072
Figure 0007247378000073
Figure 0007247378000074
合金３０～３５の３．５％、４％および６％という比較的高いＭｏの含有量（Ｎｂの含有量は５．４％および５％の２種類である）は、Ｍｏの含有量が３％である参照合金１と比較して、降伏点値Ｒｐ０．２の水準にほとんど顕著な影響を与えない。
表１０ａでは、参照バッチ４２０４２０、ならびに参照分析物Ｎｏ．１および９の分析物に加えて、Ｎｂ、Ｔａ、ＷおよびＨｆの含有量が変化するさらなる分析物が検討されている。これは、分析物Ｎｏ．３８～４８である。これらの分析物タイプの算出結果を表１０ｂに示す。標準的なＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０と比較して、γ’体積割合は最大で３６．５％まで増加している。さらに、示されているすべての合金はいずれもイータ相を有しない。これらの合金では、かなり低いγ’ソルバス温度でほぼ等しいγ’相の体積を達成することができる。Ｔａを合金化することで、γ’相の硬化に加えて、より高度のミスフィット、およびそれにともなうγ’相の遅い析出速度を実現することができる。合金９、３９、４３～４８では、９００℃で少量のデルタ相が粒界に析出することがあり、粒界が強化されるため、高温特性にプラスの影響を与える。さらに、シグマ相の安定性は、ａｌｌｏｙ ９３９に比べて著しく低い。
Figure 0007247378000075
Figure 0007247378000076
表１０ｃ－１～表１０ｃ－３には、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５についての７００℃／８ｈ、８５０℃／８ｈおよび８５０℃／２４ｈでの析出熱処理に対する表１０ａの合金の、ガンマ’相の割合および粒度の算出結果、ならびに各試験温度に対する降伏点Ｒｐ０．２の値を示す。
Figure 0007247378000077
Figure 0007247378000078
Figure 0007247378000079
まず、Ｃｏ（２０％）、Ａｌ（２．６％）およびＴｉ（０．３％）の含有量が一定で、元素ＮｂおよびＴａの含有量が異なる合金９および３８～４２について検討する。その中で、合金９および３９はどちらもＮｂ含有量が５．４％とやや多めであり、降伏点Ｒｐ０．２の最大値を達成している。また、８５０℃／８ｈでの析出熱処理の場合、Ｔａ含有量が０．５％と合金９よりも多い合金３９は、降伏点Ｒｐ０．２の値がやや高い。合金３８、４０および４１の降伏点の値の水準は、２つの合金９および３９に比べて低い。合金３８、４０および４１は、２つの合金９および３９に比べてＮｂの含有量が５％とやや少ない。３つの合金３８、４０および４１のうち、合金４１はやや高い降伏点値を達成している。この合金は、１％のやや高いＴａ含有量を有する。合金４２の降伏点値は、合金９の降伏点値の水準とほぼ同等である。合金４２は、Ｎｂの含有量がより少ないが、Ｔａの含有量は２％であり、この合金系列の中でも最も高い。
ここで、Ｗの含有量が０．０２％と非常に低い合金９に対して、Ｗの含有量が０．５％、１％および２％の合金４３、４４および４５について検討する。８５０℃／８ｈでの析出熱処理の場合、合金４３、４４および４５の降伏点値の水準は、合金９の降伏点値の水準と比較して、Ｗの含有量の増加にともなってわずかにしか増加しない。
ここで、Ｈｆを含まない合金９に対して、Ｈｆの含有量が０．５％、１％および２％の合金４６、４７および４８について検討する。８５０℃／８ｈでの析出熱処理の場合、降伏点値の水準は、Ｈｆの含有量の増加とともに増加し、この合金系列の中で最もＨｆの含有量の多い合金４８（２％）の降伏点値は、Ｈｆを含まない合金９に比べて著しく高い。
表１１ａでは、参照バッチ４２０４２０および参照分析物Ｎｏ．１の分析物に加えて、Ｎｂ、ＴａおよびＷの含有量が変化するさらなる分析物が検討されている。これは、分析物Ｎｏ．５０～５７である。これらの分析物タイプの算出結果を表１１ｂに示す。高温用途では、部材の要件に応じて、高い熱機械的負荷が発生するおそれがある。このような用途では、Ｎｂの一部をＴａで置換することが推奨される。Ｔａは、γ’相におけるＡｌの置換だけでなく、合金内での拡散プロセスを遅延させる。加えて、これは大幅に高められる。この場合、析出速度が加工性に好影響を与える。合金５０～５２および５７では、デルタ相を高温の粒界強化に利用することができる。
Figure 0007247378000080
Figure 0007247378000081
表１１ｃ－１～表１１ｃ－３には、結晶粒度ＡＳＴＭ ４．５についての７００℃／８ｈ、８５０℃／８ｈおよび８５０℃／２４ｈでの析出熱処理に対する表１１ａの合金の、ガンマ’相の割合および粒度の算出結果、ならびに各試験温度に対する降伏点Ｒｐ０．２の値を示す。
Figure 0007247378000082
Figure 0007247378000083
Figure 0007247378000084
特に、表１１ｃ－２のデータ、すなわち８５０℃／８ｈでの析出熱処理の場合を検討すると、この合金系列の中で最もＡｌの含有量が多い３．５％、３％、３．１％および２．８％の合金５４、５５、５６および５７が高水準の降伏点値を達成していることがわかる。また、合金５４～５７は、Ｔａの含有量が０．５％あるいは１％とより高いが、Ｔｉの含有量はわずか０．１％と低い。Ａｌの含有量が２．６％とさほど高くない合金５０も、同様にかなり高い水準の降伏点値を達成している。合金５０は、０．５％のＴａに加えて、０．３％のやや多いＴｉ含有量を有する。
表１２は、本発明による分析物例を示したものであり、同じおよび／またはより優れた高温特性を有する改善された加工性に基づき、従来のベンチマーク合金を、適合した組成に置き換えることができる。
Figure 0007247378000085
グループ０：標準的なＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０（表１３）
グループ１：加工性および組織安定性が改善されたＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０粉末の適合した組成 － 表１４（ａ、ｂ）。
グループ２：ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０標準粉末と比較してより高温用途向けに最適化されたＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０ＨＴ粉末の組成。これらの合金は、γ’体積割合がより高いが、３５％に制限されている。このグループでは、８００℃～９００℃の温度範囲でデルタ相の割合が少ない合金が例示されている（表１５）。
グループ３：ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０標準粉末と比較してより高温用途向けに最適化されたＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０ＨＴ粉末の組成。これらの合金は、γ’体積割合がより高いが、３５％に制限されている。このグループでは、グループ２に対して、デルタ相を有しない合金が例示されている（表１６）。
グループ４および５：ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０粉末と比較してより高温用途向けに最適化されたＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０ＨＴ粉末の組成。これらの合金は、γ’相の体積割合がより高い。グループ２および３に類似して、デルタ相を有する合金と有しない合金とがまとめられている。５つのグループすべてにおいて、イータ相は、存在しないかあるいは熱力学的に安定していない（表１７および表１８）。
Figure 0007247378000086
Figure 0007247378000087
Figure 0007247378000088
Figure 0007247378000089
Figure 0007247378000090
Figure 0007247378000091
Figure 0007247378000092
Figure 0007247378000093
Figure 0007247378000094
Figure 0007247378000095
Figure 0007247378000096
本発明による粉末合金は、以下の要件および基準を満たす場合、ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０粉末と比較して、改善された加工性および組織安定性を示す：
Ａｌ １．８～２．４重量％
Ｃｏ １５～２３重量％
本発明による粉末合金は、最適化された組成のＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０ ＨＴ粉末により、ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０標準粉末と比較してより高温での用途に適している。この合金は、γ’体積割合がより高いが、３５％に制限されている。８００°～９００℃の温度範囲に少量のデルタ相が存在する。この合金は、高温での加工性と荷重変動強度との組み合わせが特に優れている。以下の要件および基準を満たす必要がある。
Ａｌ ２．３～２．８重量％
Ｃｏ １９～２５重量％
Ｎｂ ４．５～５．５重量％
Ｍｏ ３．０～５．０重量％
本発明による粉末合金は、最適化された組成のＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０ ＨＴ粉末により、ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０標準粉末と比較してより高温での用途に適している。この合金は、γ’体積割合がより高いが、３５％に制限されている。８００°～９００℃の温度範囲に少量のデルタ相が存在する。この合金も同様に、高温での加工性と荷重変動強度との組み合わせが特に優れている。以下の要件および基準を満たす必要がある。
Ａｌ ２．４～３．０重量％
Ｃｏ １８～２２重量％
Ｎｂ ３．５～５．０重量％
本発明による粉末合金は、最適化された組成のＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０ ＨＴ粉末により、ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０標準粉末と比較してより高温での用途に適している。この合金は、γ’体積割合がより高いが、３５％に制限されている。８００°～９００℃の温度範囲に少量のデルタ相が存在する。この合金も、高温での加工性と荷重変動強度との組み合わせが特に優れている。以下の要件および基準を満たす必要がある。
Ａｌ ２．４～３．０重量％
Ｃｏ １８～２２重量％
Ｎｂ ４．５～６．０重量％
本発明による粉末合金は、最適化された組成のＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０ ＨＴ粉末により、ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０標準粉末と比較してより高温での用途に適している。この合金は、γ’体積割合がより高いが、３５％に制限されている。８００°～９００℃の温度範囲に少量のデルタ相が存在する。この合金は、高温での加工性と荷重変動強度との組み合わせが特に優れている。以下の要件および基準を満たす必要がある。
Ａｌ ２．４～３．３重量％
Ｃｏ １８～２２重量％
Ｎｂ ３．８～６．０重量％
Ｔａ ０．５～２．５重量％
本発明による粉末合金は、最適化された組成のＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０ ＨＴ粉末により、ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０標準粉末と比較してより高温での用途に適している。この合金は、γ’体積割合がより高い。この合金は、高温での加工性と高い機械的強度との組み合わせが特に優れている。以下の要件および基準を満たす必要がある。
Ａｌ ２．４～４重量％
Ｃｏ １２～３５重量％
Ｎｂ ３．８～６．０重量％
Ｔｉ ０～１重量％
本発明による粉末合金は、最適化された組成のＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０ ＨＴ粉末により、ＶＤＭ ａｌｌｏｙ ７８０標準粉末と比較してより高温での用途に適している。この合金は、γ’体積割合がより高い。この合金は、高温での加工性と高い機械的強度との組み合わせが特に優れている。以下の要件および基準を満たす必要がある。
Ａｌ ２．４～３．２重量％
Ｃｏ １２～３５重量％
Ｎｂ ３．８～６．０重量％
Ｔｉ ０．５～３．０重量％
記載された本発明による粉末合金ａｌｌｏｙ ７８０ ＨＴは、従来の標準的な参照分析物であるａｌｌｏｙ ７８０と同等または著しくより高い強度水準を達成しており、これは、各試験温度に対する降伏点Ｒｐ０．２の値により確認される。特に、ガンマ’ソルバス温度がより高い合金（例えば、Ａｌの含有量が２．２％よりも著しく高い合金）では、降伏点Ｒｐ０．２の大幅な低下が、より高い試験温度へとシフトする。これは特に、部材の使用温度を可能な限り高くするために重要である。
規定の化学組成の中で、いくつかのパラメータが、試験温度に依存する機械的強度の水準に影響を与える：
－ 析出熱処理のアニール温度およびアニール時間、さらには溶体化熱処理後の冷却速度もすでに、ガンマ’相の割合と粒度との双方に影響を与える。これらのパラメータが組み合わさっても、試験温度に依存する強度の水準に影響を与える。
－ 組織の結晶粒度は、試験温度に依存する強度の水準に影響する。組織、特に結晶粒度は、特に溶体化熱処理のアニール温度およびアニール時間に影響を受ける。

Claims (24)

  1. 粉末用のニッケル・コバルト合金であって、含有量（重量％単位）が、以下：
    Ｃ ０％超、０．１％以下
    Ｓ ０．０１５％以下
    Ｃｒ １３～２３％
    Ｎｉ 残部（３０％超）
    Ｍｎ １．０％以下
    Ｓｉ １．０％以下
    Ｍｏ １～６％
    Ｔｉ ０％超、３．０％以下
    Ｎｂ＋Ｔａ ３～８％
    Ｃｕ ０．５％以下
    Ｆｅ ０％超、１０％以下
    Ａｌ ０％超、４．０％未満
    Ｖ ４％以下
    Ｚｒ ０％超、０．１％以下
    Ｃｏ １２％超、３５％未満
    Ｗ ４％以下
    Ｈｆ ３．０％以下
    Ｏ ０．１％以下
    Ｎ ０％超、０．１％以下
    Ｍｇ ０％超、０．０１％以下
    Ｂ ０％超、０．０２％以下
    Ｐ ０％超、０．０３％以下
    Ａｒ ０％以上、０．０８％以下
    Ｓｅ ０．０００５％以下
    Ｂｉ ０．００００５％以下
    Ｐｂ ０．００２％以下
    のとおりに定められている、合金。
  2. 含有量（重量％単位）が、以下：
    Ｆｅ ０％超、５％以下
    Ｃｏ １５％超、２７％未満
    Ｃｒ １６～２２％
    Ｍｏ ２～６％
    Ｗ ４％以下
    Ｈｆ ２．５％以下
    Ｎｂ＋Ｔａ ３．５～７．５％
    Ａｌ １．６～３．５％
    Ｍｎ ０．６％以下
    Ｔｉ ０．０００５％以上、２％未満、特に１．０％未満
    Ｓｉ ０．０００５～０．４％
    Ｃ ０％超、０．０５％以下
    Ｐ ０％超、０．０２５％以下
    Ｎ ０％超、０．１％以下
    Ｍｇ ０％超、０．００８％以下
    Ｂ ０％超、０．０２％以下
    Ｚｒ ０％超、０．１％以下
    Ａｒ ０．０５％以下
    Ｎｉ 残部（３０％超）
    のとおりに定められている、請求項１記載の合金。
  3. 以下：
    Ｍｏ＋Ｗ≧２．５
    ０．０００５＜Ｂ＋Ｚｒ＋Ｐ＜０．１５
    Ｓ＋Ｓｅ＋Ｂｉ＋Ｐｂ＜０．１
    ９００℃＜γ’ソルバス＜１１３０℃
    析出アニールされた状態で２０％＜γ’体積割合＜４５％
    の要件および基準を満たす、請求項１または２記載の合金。
  4. Ａｌ １．８～２．４；Ｃｏ １５～２３の含有量（重量％単位）を有する、請求項１から３までのいずれか１項記載の合金。
  5. Ａｌ ２．３～２．８；Ｃｏ １９～２５；Ｎｂ ４．５～５．５；Ｍｏ ３．０～５．０の含有量（重量％単位）を有する、請求項１から３までのいずれか１項記載の合金。
  6. Ａｌ ２．４～３．０；Ｃｏ １８～２２；Ｎｂ ３．５～５．０の含有量（重量％単位）を有する、請求項１から３までのいずれか１項記載の合金。
  7. Ａｌ ２．４～３．０；Ｃｏ １８～２２；Ｎｂ ４．５～６．０の含有量（重量％単位）を有する、請求項１から３までのいずれか１項記載の合金。
  8. Ａｌ ２．４～３．３；Ｃｏ １８～２２；Ｎｂ ３．８～６．０；Ｔａ ０．５～２．５の含有量（重量％単位）を有する、請求項１から３までのいずれか１項記載の合金。
  9. 請求項１から８までのいずれか１項記載のニッケル・コバルト合金粉末の製造方法であって、
    － 合金をＶＩＭ炉内で溶融させて、溶融物を得た後、
    － 前記溶融物を５分～２時間、特に２０分～２時間保持して均質化させ、
    － 密閉式のアトマイザーを、供給ガスにより露点が－１０℃～－１２０℃となるように調整し、
    － 前記溶融物を、ノズルを通じて、２ｍ３／ｍｉｎ～１５０ｍ３／ｍｉｎのガス流量のガス流に吹き込み、アトマイズを行い、
    － 凝固した粉末粒子を気密の密閉容器に回収し、その際、
    － 前記粉末粒子は、５μｍ～２５０μｍの粒度を有し、
    － 前記粉末粒子は、球状であり、
    － 前記粉末粒子は、評価対象物の総面積に対して０．０～４％の細孔面積（１μｍ超の細孔）のガス封入物を有し、
    － 前記粉末粒子は、２ｇ／ｃｍ３～合金密度である約８ｇ／ｃｍ３の嵩密度を有し、
    － 前記粉末粒子を、アルゴン含有保護ガス雰囲気下で気密包装する
    ことによる、方法。
  10. － ＶＩＭ炉、ＶＩＭ／ＥＳＵ、ＶＩＭ／ＥＳＵ／ＶＡＲ、ＶＩＭ／ＶＡＲ、ＶＯＤまたはＶＬＦでの溶融を行い、次いで、必要であればＥＳＵおよび／またはＶＡＲでの再溶解を行うことにより、規定の化学分析値を有するマスターアロイのインゴットとして前記合金を製造し、
    － 前記マスターアロイのインゴットをのこ引きで小片に分け、
    － 前記マスターアロイ片をＶＩＭ炉内で溶融させる、請求項９記載の方法。
  11. 前記供給ガスが、不活性ガスである、請求項９または１０記載の方法。
  12. 前記供給ガスが、アルゴンである、請求項９から１１までのいずれか１項記載の方法。
  13. 前記ガス流が、アルゴンであり、その中でアトマイズを行う、請求項９から１１までのいずれか１項記載の方法。
  14. 前記ガス流が、窒素であり、その中でアトマイズを行う、請求項９から１１までのいずれか１項記載の方法。
  15. 前記ガス流が、窒素とアルゴンとの混合物であり、その中でアトマイズを行う、請求項９から１１までのいずれか１項記載の方法。
  16. 前記アトマイズを、０．５～８０ｋｇ／ｍｉｎで行う、請求項９から１５までのいずれか１項記載の方法。
  17. 前記方法により印刷した部材に対して実施すべき、３００℃～６００℃で０．５時間～１０時間のアニール時間、および８５０℃～１２５０℃の溶体化アニール温度で３０分～３０時間のアニール時間での応力低減アニールと、６００℃～９００℃の範囲のアニール温度で１～３０時間の範囲のアニール時間での１段階または２段階での析出熱処理とによって、０．５μｍ～２０００μｍの所定の結晶粒度、ガンマ’相の割合（２５％超）および粒度（１０～３００ｎｍ）、ならびに高い機械的強度特性を設定する、請求項９から１６までのいずれか１項記載の方法。
  18. コンポーネントまたは部材のアディティブ・マニュファクチャリングまたはＨＩＰのために製造された、請求項１から８までのいずれか１項記載の粉末の使用。
  19. コンポーネントまたは部材上の層のアディティブ・マニュファクチャリングまたはＨＩＰのために製造された、請求項１から８までのいずれか１項記載の粉末の使用。
  20. タービンのコンポーネントの製造のために製造された、請求項１から８までのいずれか１項記載の粉末の使用。
  21. 石油・ガス産業用コンポーネントの製造のために製造された、請求項１から８までのいずれか１項記載の粉末の使用。
  22. バルブまたはフランジの製造のために製造された、請求項１から８までのいずれか１項記載の粉末の使用。
  23. 自動車産業用コンポーネントの製造のために製造された、請求項１から８までのいずれか１項記載の粉末の使用。
  24. 化学プロセス産業および炉の建設のためのコンポーネントの製造のために製造された、請求項１から８までのいずれか１項記載の粉末の使用。
JP2021576077A 2019-07-05 2020-07-01 ニッケル・コバルト合金粉末およびその製造方法 Active JP7247378B2 (ja)

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