JPH02225640A - 耐疲労亀裂性のｒｅｎｅ′９５型超合金 - 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】 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で広く使わ
れていることはよく知られている。そのような合金は、
１０００″Ｆ以上の高温で高強度その他の望ましい物性
を保持しなければならないジェットエンジン、陸上ガス
タービン、その他の機関に広く使用されて来ている。

これらの合金の多くはいろいろな体積割合（％）でγ′
析出物を含んでいる。このγ′析出物はこのような合金
の高い使用温度での高性能特性を担っている。Ｒｅｎｅ
’　　９５は市販の超合金でありγ′析出により強化し
た超合金であって、この種の超合金で市販されている中
では最高強度を保有する超合金の一つである。

γ′析出物の相化学の特性は、ホール（Ｅ、Ｌ、　ｔｌ
ａｌｌ）、クー（Ｙ、Ｍ、　Ｋｏｕｈ）およびチャン（
Ｋ、Ｍ、　Ｃｈａｎｇ）によって、１９８３年８月のア
メリカ電子顕微鏡検査学会節４１回年令会報（Ｐｒｏｃ
ｅｅｄｉｎｇｓ　ｏｆ’４１ｓｔ　Ａｎｎｕａｌ　Ｍｏ
ｅｔｌｎｇ　ｏｒ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍ）ｃｒｏｓｃ
ｏｐｙＳｏｃｉｅｔｙ　ｏｒ　ｈｍｅｒｉｃａ＞第２４
８頁の「析出強化型超合金の相化学（Ｐｈａｓｅ　Ｃｈ
ｅｍｌｓｔｒｌｅｓ　Ｉｎ　Ｐｒｅｃｌｐｌｔａｔｌｏ
ｎ−３ｔｒｅｎｇｔｈｅｎ１ｎｇ　５ｕｐｅｒａｔｌｏ
ｙ）　Ｊ中でさらに詳しく述べられている。

米国特許箱２，５７０，１９３号、第２，６２１．１２
２号、第３．０４６，１０８号、第３゜０６１．４２６
号、第３，１５１，９８１号、第３．１６６．４１２号
、第３，３２２，５３４号、第３，３４３，９５０号、
第３，５７５，７３４号、第３，５７６．８６１号、第
４．　２０７．　０９８号および第４．３３６，３１２
号にはさまざまなニッケル基合金組成物が開示されてい
る。これらの特許は今日までに報告されたたくさんの合
金化の開発の代表であり、同じ元素をいろいろに組合せ
て、さまざまな物理的・機械的特性をもつた合金系を生
じさせる相が形成されるように元素間の異なる機能的関
連をつかもうとしている。しかしながら、ニッケル基合
金に関して利用可能なデータは豊富にあるにもかかわら
ず、公知の元素をある濃度で組合せて使用して合金を形
成する場合、そのような組合せが業界で一般化されてい
る広い教示範囲内に入るものであるにしても、特に、そ
の合金を従来使用されていた熱処理とは異なる熱処理を
用いて加工したときに、形成されたそのような合金が示
すはずの物理的・機械的性質をある程度の正確さをもっ
て予想することは、当業者にとってもいまだに不可能で
ある。

そのようなニッケル基超合金の多くでますます重視され
認識されて来ている問題は、製造時または使用中に亀裂
（割れ）が形成されたりあるいはそのような亀裂が発生
する原因が生じたりし易く、しかも現実問題としてこの
亀裂がガスタービンやジェットエンジンなどのような構
造体中でその合金を使用している間に応力下で伝播また
は成長し得るということである。亀裂の伝播や拡大によ
り部品の破壊その他の故障が起こり得る。亀裂の発生お
よび伝播に起因する可動機械部品の故障の結果は充分に
理解されている。ジェットエンジンの場合は特に重大な
危険を招くことになる。

「疲労耐性ニッケル基超合金およびその製法（Ｐａｔｌ
ｇｕｅ−Ｒｅｓｉｓｔａｎｔ　Ｎ１ｃｋｅｌ−Ｂａｓｅ
　５ｕｐｅｒａｌｌｏｙｓａｎｄ　Ｍｅｔｈｏｃｌ）　
Ｊと届する米国特許箱４，６８５゜９７７号は本出願の
ｊ受入に譲渡されている。この特許には、合金化学、γ
′析出物含量および結晶粒子構造に基づいて疲労亀裂伝
播に対して秀でた抵抗性を有する合金が開示されている
。また、そのような合金の製造方法も教示されている。

しかし、最近の研究がなされるまであまり良く理解され
ていなかったことは、超合金で形成されている構造体に
おける亀裂の発生と伝播が、すべての亀裂が同じメカニ
ズム、同じ速度で、かつ同じ基準に従って発生・伝播す
るような単純な現象ではないということである。対照的
に、亀裂の発生と伝播および亀裂現象は複雑であること
が一般に認められて来ており、近年はそのような伝播と
応力のかかり方との間の相互の関連に関する新しい重要
な情報が集積されている。亀裂が拡大または伝播するま
でに部材に応力がかけられる時間、かかる応力の強さ、
その部材に応力をかけたり除いたりする際の速度、およ
びこの応力がかけられる経過がもたらす影響が合金によ
っていろいろに変化することは、（米）国家航空宇宙局
（Ｎａｔｌｏｎａｌ　Ａｏｒｏｎａｕｔｌｃｓ　ａｎｄ
　５ｐａｃｅ　Ａｄ＋＊ｆｎｆｓｔｒａｔｌｏｎ）との
契約に基づいであるひとつの研究がなされるまで産業界
では良く理解されていなかった。この研究は、（米）国
家航空宇宙局のＮＡＳＡルイス研究センター（ＮＡＳＡ
　Ｌｅｖｌｓ　Ｒｅ５ｅａｒｃｈ　Ｃｅｒ＋ｔｅｒ）か
ら契約ＮＡＳ３−２１３７９の下で１９８０年８月発行
されたＮＡＳＡ　　ＣＲ−１６５１２３という技術レポ
ートに報告されている。「航空機タービンディスク用合
金の繰返し応力挙動の評価・・・・・・その２最終報告
」、ビー・ニー・カラレス、ジエー・アール・ウォーレ
ンおよびエフーケーーホーク著（Ｅｖａｌｕａｔｉｏｎ
　ｏｒ　ｔｂａ　Ｃｙｃｌｌｃ　Ｂｅｈａｖｉｏｒ　ｏ
ｒ　Ａｉｒｃｒａｒｔ　Ｔｕｒｂｉｎｅ　Ｄｉｓｋ　Ａ
ＩＩｏｙｓ”Ｐａｒｔｌｌ　、Ｆｉｎａｌ　Ｒｅｐｏｒ
ｔ。

ｂｙ　Ｂ、Ａ、Ｃｏｖｌｅｓ、Ｊ、Ｒ，Ｖａｒｒｅｒ＋
　ａｎｄ　Ｆ、に、Ｈａｕｋｅ）このＮＡＳＡの後援に
よる研究の主要な知見は、疲労（疲れ）現象に基づく伝
播速度、すなわち疲労亀裂伝播（Ｆ　ＣＰ）の速度が、
かけられた応力や応力のかかり方に対して必ずしも一様
ではないということである。また、それより重要なこと
に、疲労亀裂伝播は、応力が部材に対して亀裂を拡大す
るようにかけられる場合のその応力をかける頻度によっ
て実際変化するということが発見された。

さらに驚くべきことに、ＮＡＳＡの後援によるこの研究
の重大な発見は、それまでの研究で使用されていた高め
の頻度より低い頻度で応力をかける方が亀裂伝播の速度
を実際に増大させるということである。いいかえると、
このＮＡＳＡの研究によって、疲労亀裂伝播には時間依
存性があることが確かめられたということである。さら
に、この疲労亀裂伝播の時間依存性は、頻度のみに依存
するのではなく、その部材が応力下に保持される時間、
すなわちいわゆる保持時間にも依存することが判明した
。

この低めの応力頻度で異常な程増大した疲労亀裂伝播が
実証された後、産業界では、この新たに発見された現象
が、ニッケル基超合金をタービンおよび航空機エンジン
の応力がかかる部品に使用できる可能性の究極的な限界
を示しており、この問題を迂回して設計するためにあら
ゆる設計努力をしなければならないものと信じられてい
た。

し、かじ、亀裂伝播速度が大幅に低下していて高温強度
が良好であり、タービンや航空機エンジン内で高い応力
下で使用するニッケル基超合金製部品を構築できること
が発見されたのである。

超合金に一番要求される性質がジェットエンジンの構築
に関して必要とされるものであることは知られている。

必要とされる性質のうち、エンジンのいろいろな要素に
よりて必要とされる性質の組合せはさまざまであるが、
普通、エンジンの可動部分に対して必要とされる性質の
方が固定部分に対して必要とされるものより多くて厳し
い。

鋳造合金材料ではある種の性質が得られないので、粉末
冶金技術によって部品を製造しなければならないことが
ある。しかし、ジェットエンジン用の可動部品の製造の
際に粉末冶金技術を使用することに伴う制限のひとつは
、粉末の純度の問題である。もし粉末が小粒のセラミッ
クまたは酸化物などのような不純物を含有していると、
可動部品中でその小粒がある所は亀裂の発生が始まる潜
在的に弱い点になる。そのような弱い点は本質的に潜在
的な亀裂である。そのような潜在的亀裂が存在する可能
性があるため、亀裂伝播速度を低下・抑制するという問
題がいっそう重要になる。本発明者は、合金組成の調整
とそのような金属合金の製造方法とを両方とも適用する
ことによって亀裂伝播を抑えることが可能なことを発見
した。

本発明によって、粉末冶金技術で製造することができる
超合金が提供される。また、この超合金を加工処理して
、最先端のエンジンディスク用に使用するのに優れた性
質を組合せて有する材料を製造する方法も提供される。

ディスク材用に使用される材料に対して従来から必要と
されている性質には高い引張強さと高い応力破壊強度が
包含される。さらに、本発明の合金は時間依存性の亀裂
成長伝播に抵抗するという望ましい性質を示す。

このような亀裂の成長に対する抵抗性は部品の低サイク
ル亀裂（ＬＣＦ）寿命にとって本質的なものである。

タービンやジェットエンジンに使用する合金製品が開発
されるにつれて、エンジンやタービンの各種部分に使用
される部品に対してさまざまな性質の組合せが必要とさ
れることが明らかになって来た。ジェットエンジンの場
合、航空機のエンジンの性能要求が増大するにつれて、
より進んだ航空機エンジンの材料に要求される要件はさ
らに厳しくなり続けている。このいろいろな要件は、た
とえば、多くのブレード材用合金が鋳造状態で非常に良
好な高温特性を示すという事実に現われている。しかし
、ブレード材合金は中間の温度で不十分な強度を示すの
で、鋳造ブレード合金からディスク材合金への直接変換
は極めてありそうもないことである。さらに、ブレード
合金は鍛造するのが極めて困難であることが判明してお
り、しかもディスク合金からディスクを製造するのには
鍛造が望ましいことが分かっている。また、ディスク合
金の耐亀裂成長性はまだ評価されていない。

したがって、エンジン効率を上げると共に性能をさらに
良くするために、航空機エンジンに使用される特別な合
金の一群としてのディスク合金の強度と温度性能を改良
することが常に望まれている。

したがって、本発明に至った研究を遂行する」二で求め
られていたことは、疲労亀裂伝播の時間依存性が小さい
かまたは最低であり、さらに疲労亀裂発生に対する抵抗
性が高く、しかもＲｅｎｅ’９５超合金の特徴である非
常に高い高温強度水準を保有するディスク合金の開発で
あった。加えて、特性のバランス、特に引張、クリープ
および疲労の特性のバランスをとることが求められてい
た。

さらに、亀裂成長現象の抑制に関して確立されていたＲ
ｅｎｅ’　　９５合金系の強化が求められていた。

本発明の超合金組成物およびその加工処理方法の開発で
は、疲労特性に着目し、特に亀裂成長の時間依存性を扱
った。

高強度合金物体における亀裂成長、すなわち亀裂伝播の
速度は、かかっている応力（α）と亀裂の長さ（ａ）に
依存することが知られている。これらのふたつのファク
ターは破壊メカニズムによって結び付けられて、単一の
亀裂成長駆動力すなわち応力度因子（Ｓｔｒｅｓｓ　ｔ
ｒ＋ｔｅｎｓｔｔｙ　ｆａｃｔｏｒ　）　Ｋになる。こ
の因子にはαＪａに比例する。疲労条件下で疲労サイク
ル中のこの応力度はふたつの成分、すなわち反復成分と
静的成分のふたつから成るとすることができる。前者は
、反復応力度の最大の変化（ΔＫ）、すなわちＫ１１ａ
ｘとＫｓｉｎとの差を表わす。適度の温度の場合、静的
破壊靭性ＫＩＣが達成されるまでは、亀裂成長は主とし
て反復応力度（ΔＫ）によって決定される。亀裂成長速
度は数学的にはｄａ／ｄＮｃｘ：（ΔＫ）ｎと表わされ
る。Ｎはサイクルの数を示し、ｎは材料に依存する。反
復頻度と波形は亀裂成長速度を決定する重要なパラメー
ターである。所定の反復応力度では、反復開度が小さい
方が亀裂成長速度も速くなり得る。疲労亀裂伝播のこの
望ましくない時間依存性の挙動は現存するほとんどの高
強度超合金で見ることができる。この時間依存性の現象
の複雑さに加えて、温度をある点より高くすると、亀裂
は、反復成分がまったくかからない（すなわちΔに−０
）で、ある強度にの静的応力下で成長することができる
。設計の目標は、できるだけ小さくてできるだけ時間依
存性のないｄ　ａ　／　ｄ　Ｎの値を見出すことである
。応力度の成分は、亀裂成長が反復および静的の両方の
応力度、すなわちΔにとＫの関数となるように、ある温
度範囲ではお互いに相互作用することができる。

発明の詳細な説明 したがって、本発明のひとつの目的は、亀裂発生に対す
る抵抗性がより高くなったニッケル基超合金製品を提供
することである。

もうひとつ別の目的は、確立されている公知のニッケル
基超合金の亀裂が発生し易いという傾向を低下せしめる
方法を提供することである。

また、別の目的は、反復する高応力下で使用される疲労
亀裂伝播に対する抵抗がより高くなった物品を提供する
ことである。

さらに、別の目的は、ある範囲の開度に亘って反復して
加えられる応力下の亀裂発生に対する抵抗性をニッケル
基超合金に付与できるようにする組成と方法を提供する
ことである。

その他の目的の一部は以下の説明から明らかであろうし
、一部は以下で指摘する。

本発明の一般的な側面のひとつにおいて、本発明の目的
は、次の概略組成を有する組成物を提供することによっ
て達成することができる。

ｉ Ｏ ｒ Ｍ。

ｍ ｉ Ｔａ 残部 ４〜１２ １０〜１６ ２〜Ｂ ２．５〜４．５ １．５〜３，２ ５．０〜８．Ｏ Ｎ　ｂ　　　　　　　　　　　　　１．０〜３．０Ｚ　
ｒ　　　　　　　　　　　　　０．０〜０．ｌＯＶ　　
　　　　　　　　　　　　　Ｏ，Ｏ〜０．５ＣＯ，０〜
０．２０ Ｂ　　　　　　　　　　　　　Ｏ１０〜０．１０Ｗ　　
　　　　　　　　　　　　Ｏ，Ｏ〜１．０本発明のもう
一つの側面おいて、本発明の目的は下記の概略含有量の
組成を有する組成物を作成することにより達成できる。

成　　分　　　組成物中の濃度（重量％）Ｎｔ　　　　
　残部 Ｃｏ　　　　　４〜１２ Ｃ’ｒｌＯ〜１６ Ｍｏ　　　　　２〜Ｂ Ａ　１　　　　２．５〜４．５ Ｔ　ｉ　　　　　１．５〜３．２ Ｔａ　　　　　５〜Ｂ Ｎｂ　　　　　１〜３ ＲｅＯ，０〜３．Ｏ Ｈｆ　　　　　Ｏ，０〜０．７５ Ｚ　ｒ　　　　　　　　　　　　　Ｏ，０〜０．１０ｖ
　　　　　　　　　　　　　　Ｏ５０〜０．５ＣＯ１０
〜０．２０ Ｂ　　　　　　　　　　　　　　　Ｏ，０〜０．１０Ｗ
　　　　　　　　　　　　　　０．０〜１．Ｏｙ　　　
　　　　　　　　　　　ｏ、ｏ〜０．１０発明の詳細な
説明 本発明者は、高温で高強度を必要とするも■造体に使用
されている現在市販の合金を研究することによって従来
の超合金があるパターンをもっていることを発見した。

このパターンは、前記の最終レポートＮＡＳＡ　　ＣＲ
−１６５１２３にあるデータを本発明者が考案した方法
で行なったプロットに基づくものである。本発明者は、
１９８０年のこのＮＡＳＡレポートのデータを、第１図
に示した座標のパラメーターを用いてプロットした。

添付の第１図を見ると明らかなように、これらのデータ
はほぼ対角線」二に並んでいる。

第１図では、亀裂成長速度（インチ／サイクル）が極限
引張強さ（ｋｓｔ）に対してプロットされている。個々
の合金はこのグラフ上にプラス（＋）の記号で示しであ
るが、この記号は、それぞれの合金に特徴的な極限引張
強さ（ｋｓｉ）におけるその合金の対応する特性である
亀裂成長速度（インチ／サイクル）を示している。見て
分かるように、１９００秒滞留時間Ｊと表示した直線は
、これら従来周知の合金の亀裂成長速度と極限引張強さ
との間の特徴的な関係を示している。

このグラフの底部には、０，３３ヘルツ（Ｈｚ）すなわ
ちいいかえるとよりＡＭ度で行なった亀裂伝播速度試験
に関して、表示した十の記号の点に対応する類似のデー
タが示されている。このグラフの上部に示したそれぞれ
の合金に対して菱形で示されたデータは、０．３３Ｈｚ
と表示した直線に沿った領域にある。

第１図から、長い滞留時間に対してこのグラフの右下隅
の座標をもつ合金組成物はないということが明らかにな
った。実際、滞留時間が長い方の亀裂成長試験に対する
データの点はすべてこのグラフの対角線に沿って並んで
いるので、超合金用途に対して要求されるような高温で
高強度を示すように形成された合金組成物はいずれもこ
のグラフの対角線に沿ったどこかに位置することになる
ように思われた。いいかえると、第１図にプロットした
パラメーターに従って長い滞留時間で高い極限引張強さ
と低い亀裂成長速度とを両方とも有する合金組成物を見
出すことはできないように見えた。

しかし、本発明者は、高い極限強度と低い亀裂成長速度
とのユニークな組合せを達成することが可能な組成を有
する合金を製造することが可能であることを発見した。

本発明者が第１図にプロブトしたデータから仮説的に到
達した結論のひとつは、クロム濃度が各種合金の亀裂成
長速度に対してなんらかの影響を及ぼし得るということ
であった。このため、本発明者は亀裂成長速度に対して
クロム含ｆ１（重量％）をプロットした。このプロット
の結果を第２図に示す。この図で、クロム含量は約９％
から約１９％まで変化していることが分かり、対応する
亀裂成長速度の測定値は、クロム含量が増大すると共に
一般に亀裂成長速度が低下することを示している。この
グラフによると、クロム含量が低くて、しかも同時に、
長い滞留時間での低い亀裂成長速度も有する合金組成物
を考案することは極めて困難であるかまたは不可能であ
るかもしれないように思われた。

しかしながら、本発明者は、ある超合金組成物の成分を
組合せて適切に合金化することによって、低いクロム含
量と長い滞留時間での低い亀裂成長速度とを両方とも有
する組成物を形成することが可能であることを見出した
。

試験片に応力をかける際の保持時間と亀裂成長が変化す
る速度との関係の一例を第３図に示す。

この図では、亀裂成長速度の対数を縦軸に、滞留時間す
なわち保持時間（秒）を横軸にプロットしである。５Ｘ
１０’という亀裂成長速度は、反復応力度因子が２５　
ｋ　ｓ　ｉ　Ｊ　ｉ、　ｎであれば理想的な速度である
と考えられるかもしれない。もし理想的な合金が形成さ
れたら、その合金は亀裂すなわち試片に応力をかけてい
る保持時間の間ずっとこの速度を示すであろう。そのよ
うな現象は第３図の直線（ａ）で表わされるであろう。

この直線は、試片に応力がかかっている間、亀裂成長速
度は保持時間すなわち滞留時間と本質的に無関係である
ことを示している。

これとは対照的に、現実の亀裂生成現象により近い現実
に即した非理想的な亀裂成長速度を、第３図に曲線（ｂ
）として示す。数秒以内の非常に短い保持時間の間、理
想的な直ｆｉｌ（ａ）と実際的な曲線（ｂ）はあまり大
きく離れないことが分かる。このように高い頻度すなわ
ち短い保持時間で試料に応力をかける場合には、亀裂成
長速度は比較的低い。

しかし、試料に応力をかける保持時間が長くなると、従
来の合金に対する実験で得られる結果は曲線（ｂ）に従
う。したがって、応力負荷の頻度が低くなり応力負荷に
要する保持時間が長くなると、直線的な速度からのずれ
が大きくなることが分かる。約５００秒という保持時間
を任意に選択してみると、第３図で見られるように、亀
裂成長速度は標準的な速度の５Ｘ１０’から５Ｘ１０−
”へと１００倍も増大し得る。

繰返すと、亀裂成長速度が時間に依存しなければ望まし
いことであろうし、これは、理想的には、保持時間が長
くなり応力をかける頻度が低くなったとき曲線（ａ）の
経路によって表わされることになろう 驚くべきことに、本発明者は、超合金の成分を少しだけ
変えることによって、そうして得られる合金の長い滞留
時間での亀裂成長伝播に対する抵抗性を大きく改良する
ことが可能であることを見出した。換言すると、合金化
の修正により亀裂成長の速度を低下させることが可能で
あることが判明したのである。さらに、この合金の処理
によっても増大させることが可能である。そのような処
理は主として熱処理である。

実施例 ＨＫ−１０１と呼ぶ合金を製造した。この合金の組成は
本質的に以下の通りであった。

成　　分　　　濃度（重量％） Ｎｉ　　　　残部 Ｃｏ　　　　＆ Ｃ「１３ Ｍｏ　　　　４ Ａ　Ｉ　　　　３．５ Ｔ　ｉ　　　　２．５ Ｔ　ａ　　　　５．６ Ｎ　ｂ　　　　１．９ Ｒｅ　　　　Ｏ，０ 旧　　　　　０．Ｏ Ｚ　ｒ　　　　Ｏ，０６ Ｏ ＣＯ，０５ Ｂ　　　　Ｏ，０３ Ｙ　　　　Ｏ，０ この合金を各種の試験に供した。その試験結果を第４〜
８図にプロットした。ここで、ｒ−３ＳＪの文字がつい
ているものは、その合金に対してとったデータが「スー
パーソルバス」処理された材料に対して採取されたもの
であることを示している。すなわち、この材料に対して
行なった高温の固体状態熱処理は、強化性のγ′析出物
が溶解する湿度よりは高くて初期融点よりは低い温度で
行なった。その結果、通常はその材料中の結晶粒度が粗
くなる。強化性のγ′相はその後の冷却および時効化の
際にふたたび析出する。

次に第４図を見れば、インチ／サイクルで表示した亀裂
伝播速度をＦ７分で表示した冷却速度に対してプロット
したグラフが示されている。Ｒｅｎｅ’　９５−３Ｓお
よびＨＫｌｏｌ−８Ｓの試験片を最大応力度因子で保持
する時間１０ＱＯ秒、温度１２００″Ｆで大気中で試験
した。明らかに、試験した試料のすべての冷却速度につ
いてＨＫＩｏｌ−９ＳはＲｅｎｅ’　９５−５Ｓより亀
裂成長速度は低く、！（ＫＩＯＩ−５Ｓの亀裂成長速度
は２〜２０倍遅い。このような超合金から作製した部品
について、冷却速度の範囲は１０（１″Ｆ／分〜６００
’Ｆ／分であることが期待されることに注意すべきであ
る。

上記のことから、成分決定およびその相対的濃度に基づ
いて新規な成分の組合せを持つ合金を本発明が提供する
ことは明らかである。本発明により提供される合金が亀
裂伝播停止に関して新規で独特の性能を保存しているこ
ともまた明らかである。第４図において明らかなＨＫｉ
ｏｌ−３Ｓ合金の亀裂伝播速度ｄａ／ｄＮが低いことは
特異に新規な注目すべき結果である。

これは全く驚くべきことである。なぜならば、Ｒｅｎｅ
’　　９５合金の成分と本発明の合金の成分とは少しだ
け異なるだけであるからである。この少しの相違が降伏
現象に大幅な変化をもたらすうえで極めて重要であり、
長いサイクルによる疲労試験での亀裂伝播速度を増加す
ることなく強度を向上するうえで特に重要である。添付
図面のグラフからも明らかなように、合金成分とその比
率のわずかの差によって、強度およびその他の性質の組
合せを高度に望ましくするとともに予想外に低い亀裂伝
播速度がもたらされることは意外である。

本発明の合金のその他の特性に関しては、第５図、第６
図、第７図および第８図において示す。

本発明の合金はいくつかの点においてＲｅｎｅ′　９５
と類似している。本発明合金とＲｅΩｅ’　　９５−５
Ｓの試料の比較試験を実施して、本発明合金とＲｅｎｅ
’　　９５−８Ｓ合金との比較の根拠を提供した。７５
０丁で得られた試験結果を第５図および第６図に、１４
００°Ｆで得られた試験結果を第７図および第８図にプ
ロットした。

はじめに、第５図にプロットした試験結果を見る。第５
図には、ＨＫＩ　０１−３ＳとＲｅｎｅ９５−３Ｓにつ
いて７５０°Ｆで実施した試験の降伏応力（ｋｓｉ）と
冷却速度（Ｆ７分）との関係をプロットしである。それ
は、ＨＫＩＯＩ−３Ｓ合金と高強度を有するとして周知
の合金Ｒ′　９５−８Ｓとが７５０°Ｆにおける降伏応
力について本質的に同等であることの証拠となる。

ＨＫＩＯＩ−３ＳとＲｅｎｅ’　９５−５Ｓの試料はと
もに粉末冶金技法により作成し、たがいに比較するのに
極めて適している。

第６図では、上記の実施例の合金ＨＫＩＯＩ−ＳＳから
作成した試料と、比較用のＲｅｎｅ’　　９５−３Ｓの
試料とについて引張強さ（ｋｓｉ）を冷却速度（Ｆ７分
）に対してプロットした。試験試料の測定温度は７５０
下である。知られている範囲の市販の超合金の中でＲｅ
ｎｅ’　９５は最高強度の超合金の一つであることはよ
く知られている。第６図から、ＨＫＩＯＩ−５Ｂ合金お
よびＲｅｎｅ’　　９５−５Ｂ合金のそれぞれの試料に
ついて実施した引張強さシＩ定により、ＨＫＩＯＩ−３
Ｂ合金がＲｅｎｅ’　　９５−５Ｓ材料と本質的に同等
の極限引張強さを実際に保有することを示していること
が明らかである。

次に、第７図および第８図には、１４００丁で試験した
Ｒｅｎｅ’　　９５−５ＳおよびＨＫＩＱＩ−８Ｓの二
つの合金の試料について、１４００″Ｆでの降伏点およ
び引張強さと冷却速度（下７分）との関係がプロットさ
れている。）ＩＫＩＯＩ−ＳＳはＲｅｎｅ’　　９５−
５Ｓと本質的に同等である。

さらに、本発明の合金はＲｅｎｅ’　　９５−３Ｓとほ
とんど同等の引張強度特性の組合せを保有することが、
第５図、第６図、第７図および第８図にプロットしたデ
ータを比較することによりわかる。

また、疲労亀裂伝播停止に関しては本発明の合金はＲｅ
ｎｅ’　　９５よりはるかに優れており、特に本発明の
合金を工業生産用に用いる場合の冷却速度である１００
″Ｆ／分〜６００″Ｆ／分の冷却速度で作成された合金
においてそうである。

Ｒｅｎｅ’　　９５合金と比較してＨＫＩＯＩ合金の成
分を比較的少し変化させて疲労亀裂伝播速度を顕著に向
上させたことが本発明の成果の注ｌ」すべき点である。

合金組成の小さい変更を説明するためにＲｅ　ｎｅ′　
９５およびＨＫＩＯ】の成分の一覧表を示す。

第１表 成　　　分　ＨＫＩＯＩ　　　Ｒｅｎｅ’９５Ｎ　ｉ　
　　８１．３６　　　　Ｂ２．４３Ｃｏ　　　　８　　
　　　　ｇ Ｃｒ　　　１３　　　　１３ Ｍｏ　　　　４　　　　　３．５ ＡＩ　　　　３．５　　　　３．５ Ｔ　ｉ　　　　２．５　　　　２．５ Ｔａ　　　　５．８　　　　　Ｏ Ｎｂ　　　　１．９　　　　３．５ Ｚ　ｒ　　　　Ｏ，０Ｂ　　　　　０．０５ＣＤ、［）
５　　　　０．０１ Ｂ　　　　　　　　　Ｏ，０３ロ、０１Ｗ　　　　０　
　　　　３．５ 上記第１表から、Ｒｅｎｅ’　　９５合金組成とＨＫ１
０１合金組成との大きな差異は、本発明の合金から３．
５重量％のＷと１．６重量％のＮｂとを除去し５．　６
ｆｆｌｆｌｔ％のＴａを添加していることである。

組成のこの変更により合金の基本的強度特性はＲｅｎｅ
’　　９５と本質的に同じとなり、同時に合金の長い滞
留時間のときの疲労亀裂停止がもたらされると考えられ
る。しかれば、これは厳密には図に示しすでに広範に検
討したデータを証拠とする組成の変更の結果である。

特性に顕著な変化を起こさないその他の成分の変更、特
に一部の成分の微量の変更は可能である。

たとえば、ＨＫＩＯＩ合金において発Ｑされた特有に有
利な特性の組合せをかえたり１Ｍなったりしない範囲で
Ｒｅを少量添加してもよい。

独特に有利な特性、特に亀裂伝播停止に関してそれをも
たらす成分および成分の含有量という点から本発明の詳
細な説明してきたが、新規な亀裂伝播阻止を妨げない割
合の範囲でＹ、Ｈｆ等のその他の成分を組成に含めるこ
とが可能であることははっきり理解されたい。本発明の
合金の特性の新規で価値のある組合せを損なうことなく
本発明の合金に０−０．１％の少量のＹを添加してもよ
い。

【図面の簡単な説明】

第１図は、６５０℃での疲労亀裂伝播（３０ｋｓｉにお
けるΔＫ）について、極限引張強さ（ｋｓｉ）に対して
疲労亀裂成長（インチ／サイクル）を対数目盛りでプロ
ットしたグラフである。 第２図は、第１図と同様な試験結果をプロットしたグラ
フであるが、横軸はクロム含量（重］％）を表わしてい
る。 第３図は、試験片に反復して応力をかけた場合の保持時
間（秒）に対して亀裂成長速度の対数をプロットしたグ
ラフである。 第４図は、対数目盛りの疲労亀裂成長速度ｄａ／　ｄ　
Ｎ　（インチ／サイクル）を対数目盛りの冷却速度（下
７分）に対してプロットしたグラフである。試験条件：
Ｒ−０，０５、空気中、１２００下、保持時間１０００
秒Δに＝２５ｋｓｉＪ２５ｋｓ ｉ５図は、７５０″Ｆにおける引張試験結果について、
降伏応力（ｋｓｉ）を対数目盛りの冷却速度（１７分）
に対してプロットしたグラフである。 第６図は、７５０°Ｆにおける引張試験結果について、
極限引張強さ（ｋｓｉ）を対数目盛りの冷却速度（′Ｆ
／分）に対してプロットしたグラフである。 第７図は、１４００’Ｆにおける引張試験結果について
、降伏応力（ｋｓ（）を対数目盛りの冷却速度（′Ｆ／
分）に対してプロットしたグラフである 第８図は、１４００″Ｆにおける引張試験結果について
、極限引張強さ（ｋｓｉ）を対数目盛りの冷却速度（′
Ｆ／分）に対してプロットしたグラフである（ただし、
溶液温度からの冷却速度は３６０＃Ｆ／分である）。

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. （１）以下の成分を以下の割合で含有する合金組成物： ￥成分￥　￥組成物中の濃度（重量％）￥ Ｎｉ　　　　残部 Ｃｏ　　　　４〜１２ Ｃｒ　　１０〜１６ Ｍｏ　　　　２〜６ Ａｌ　　　　２．５〜４．５ Ｔｉ　　　　１．５〜３．２ Ｔａ　　　　５．０〜６．０ Ｎｂ　　　　１．０〜３．０ Ｒｅ　　　　０．０〜３．０ Ｈｆ　　　　０．０〜０．７５ Ｚｒ　　　　０．００〜０．１０ Ｖ　　　　　０．０〜０．５ Ｃ　　　　　０．０〜０．２０ Ｂ　　　　　０．０１〜０．１０ Ｗ　　　　　０．０〜１．０ Ｙ　　　　　０．０〜０．１
2. （２）約６００°Ｆ／分以下の速度で冷却されたもので
   ある請求項１記載の組成物。
3. （３）５０〜６００°Ｆ／分の速度で冷却されたもので
   ある請求項１記載の組成物。
4. （４）以下の成分を以下の割合で含有する合金組成物： ￥成分￥　￥組成物中の濃度（重量％）￥ Ｎｉ　　　残部 Ｃｏ　　　８ Ｃｒ　　　３ Ｍｏ　　　４ Ａｌ　　　３．５ Ｔｉ　　　２．５ Ｔａ　　　５．６ Ｎｂ　　　１．９ Ｚｒ　　　０．０６ Ｃ　　　　０．０５ Ｂ　０．０３
5. （５）約６００°Ｆ／分以下の速度で冷却されたもので
   ある請求項４記載の組成物。
6. （６）５０〜６００°Ｆ／分の速度で冷却されたもので
   ある請求項４記載の組成物。