JPH03267340A - ニッケル・コバルト合金 - 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】 本発明は、ニッケル・コバルトを主成分とする合金、特
に、高い実用温度において、高い強さと延性と共に優れ
た耐食性を有するニッケル・コバルト合金に関する。

スミス（Ｓｗｉｔｈ）による１９６７年１２月５日発効
のアメリカ合衆国特許第３，３５６，５４２号（スミス
特許）では、クロム及びモリブデンを含有するコバルト
・ニッケル合金を開示している。この特許の合金は、耐
食性で、非常に高い極限引っ張り強さと極限降伏強さを
具えていて或温度条件下で使用強さがあると主張されて
いる。この合金は、温度に依存して、２つの結晶相の１
つの形で存在し得る。この合金はまた、相の間の変態を
生じる成分依存転移温度領域によっても特徴付けられる
。この合金は、転移領域の上限より高い温度では、面心
立方（ｆａｃｅ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ　ｃｕｂｉｃ　：°
ＦＣＣ”）構造で安定である。転移領域の下限より低い
温度では、この合金は、稠密六方（ｈｅｘａｇｏｎａｌ
　ｃｌｏｓｅ−ｐａｃｋｅｄ　：”ＨＣＰ”）構造で安
定である。転移領域の下限より低い温度で準安定の面心
立方物質を冷間加工することによって、その幾分かは面
心立方物質のマトリックス全般に小板（ｐｌａｔｅｌｅ
ｔｓ）として分散する稠密六方相に変態する。当該特許
での合金が主張されているるような高い極限引っ張り強
さと極限降伏強さを具えているのは、正にこの冷間加工
と相変態によるものである。しかしながら、このスミス
特許の合金は約４２７°Ｃ（４２７°Ｆ）より高い温度
では使用不能の応力破壊特性を示す。

スレー＝　−（Ｓｌａｎｅｙ）による１９７３年１０月
２３日発効のアメリカ合衆国特許第３，７６７．３８５
号（スレーニー特許）では、スミス特許の合金に改良を
加えて約５９３°Ｃ（１１００°Ｆ）の温度まで使用可
能としたコバルト・ニッケル合金を開示している。当該
特許では、追加的な析出硬化を利用するためにアルミニ
ウム、チタン、及びコロンビウムを添加することによっ
て、ＦＣＣ相からＨＣＰ相への変態による硬化効果を補
足してスミス特許の合金を改変している。当該特許で開
示している合金には、（組成によって）、シグマ（σ）
相、ミュー（μ）相、キー（χ）相のような不利な位相
幾何学的稠密相を形成し、これに伴って合金を極度にぜ
い化すると以前には考えられていた、鉄のような成分を
総量としてかなり含んでいる。しかし、スレーニー特許
の発明ではこの不利な事柄は回避されると言われている
。例えば、スレーニー特許の合金には、鉄を総量として
６％から２５％含んでいるが、実質的にぜい比相はない
と報告されている。

このスレーニー特許によると、コバルト、ニッケル、鉄
、モリブデン、クロム、チタン、アルミニウム、コロン
ビウム、炭素、及びホウ素の指定された範囲内ではこの
特許の合金を構成するのに十分ではない。この合金は更
に電子空位番号（ＮＶ）を具えなければならず、ぜい比
相の形成を回避するために電子空位番号は或一定の固定
値を超えない。このＮＶ番号は当該合金の１００原子に
対する平均電子空位番号である。

このような合金を用いることによって、極めて耐食性が
高く、優れた高い極限引っ張り強さと極限降伏強さを具
えたコバルトを主成分とする合金が得られるとスレーニ
ー特許は主張している。この特性は、マトリックスのＦ
ＣＣ相中で小板ＨＣＰ相が形成されることと、式Ｎ１５
Ｘ（Ｘは、チタン、アルミニウム、コロンビウム）を持
つ化合物が析出することによって得られる、とスレーニ
ー特許は開示している。これは、当該合金をＦＣＣ相か
らＨＣＰ相への変態を生じる転移温度領域の下限以下の
温度で加工し、その後、４２７’Ｃ（８００°Ｆ）から
７３２°Ｃ（１３５０°Ｆ）の温度で約４時間にわたっ
て加熱することによって達成される。

しかしながら、上記の先行技術の何れを参照しても、約
７３２°Ｃ（１３５０°Ｆ）の温度まで優れた引っ張り
強さと延性の水準、及び降伏強さ特性を維持する本発明
の特異な合金には波及していない。この高温度特性の改
良は、ＨＣＰ相の高温度安定性に加えて安定な秩序相の
析出があることと、位相幾何学的稠密相（ＴＣＰ）が最
小化することによるものと考えられる。これらの相が存
在することによって機械的特性への有害な影響があるこ
とは、当技術分野の専門家にとっては周知の事柄である
。先行技術の合金、すなわちスレーニー特許の合金は、
５９３’　Ｃ（１１００°Ｆ）までしか強さを維持でき
ず、これより高い温度では貧弱な応力破壊特性を示す。

本発明は、以下の重量パーセントの成分、炭素　　　　
　約０−０．０５ モリブデン　　約６−１１ 鉄　　　　　　　　　　約０−１ チタン　　　　約０−６ クロム　　　　約１５−２３ ホウ素　　　　約０．００５−０．０２０コロンビウム
　約１．１−１０ アルミニウム　約１．１−４．０ コバルト　　　約３０−６０ ニッケル　　　残り から成るニッケル・コバルト合金で、それぞれの化学記
号で該合金中の各成分の電子空位番号ＮＶを表す次の式
、 ＮＶ＝　　０．６１　　Ｎｉ　　＋　　１．７１　　Ｃ
ｏ　　＋２．６６　　Ｆｅ　　＋　　４．６６　０ｒ　
　＋５．６６Ｍｏ によって定義される電子空位番号ＮＶＯ値が、Ｗｌ、が
該合金中の鉄の重量パーセントである次の式、 ＮＶ＝　　２．８２　−　０．０１７　　Ｗ、。

を超えない空位番号を有する、ニッケル・コバルト合金
に関する。この原子分車の値は、ＮｉｍＸ相が析出した
徨の残留マトリックスの値である。計算の方法について
は、以下の好ましい実施例の叙述の中で説明する。

一つの局面として、本発明の合金は、やや加工熱処理特
性が劣化しても良ければより高いレベルの冷間加工も可
能ではあるが、断面圧延比最小５％から約４０％までは
室温で最終的に冷間加工されることが好ましい。しかし
、ＦＣＣ相からＨＣＰ相への変態領域以下の温度では、
如何なる温度でも冷間加工できる。この合金は、冷間加
工の徨、約４２７°Ｃ（８００”　Ｆ）から７６０°Ｃ
（１４００°Ｆ）の温度で４時間にわたってエージング
を施すことが好ましい、エージングの徨、空気冷却すれ
ば良い。

もう一つの局面として、本発明の合金を、約６５０°Ｃ
（１２００°Ｆ）から約９００°Ｃ（１６５２”　Ｆ）
の温度で約１時間から２００時間にわたってエージング
を施し、その後、断面圧延比最小５％から約４０％まで
を達成するように室温で冷間加工する。冷間加工の後、
この合金を約４２７°Ｃ（８００’　Ｆ）　から７６０
°Ｃ（１４００°Ｆ）の温度で約４時間にわたってエー
ジングを施すことが好ましい。エージングの後、空気冷
却すれば良い。

本発明では、約７３２°Ｃ（１３５０°Ｆ）の温度まで
優れた引っ張り強さと延性の水準、及び降伏強さ特性を
有する合金を提供する。この高温度特性の改良は、ＨＣ
Ｐ相の高温度安定性に加えて安定な秩序相の析出がある
ことと、ＴＣＰが最小化することによるものと考えられ
る。

これらの相が存在することによって合金の機械的特性へ
の有害な影響がある。

したがって、室温及び更に高温の何れにおいても有利な
機械的特性とかたさ水準を持つ合金を提供することが本
発明の目的である。更に、約７３２６Ｃ（１３５０°Ｆ
）の温度まで、優れた降伏強さ特性と共に優れた引っ張
り強さと延性の水準を有する合金を提供することが本発
明の目的である。本発明のこれら及びその他の目的と利
点は、以下に詳述する好ましい実施例を参照することに
よって、当技術分野の専門家にとって明白となろう。

本発明の合金は、重量比的Ｏ％から０．０５％の炭素、
重量比的６％から１１％のモリブデン、重量比的Ｏ％か
ら１％の鉄、重量比的０％から６％のチタン、重量比的
１５％から２３％のクロム、重量比的０．００５％から
０．０２０％のホウ素、重量比的１．１％から１０％の
コロンビウム、重量比的１．１％から４．０％のアルミ
ニウム、重量比的３０％から６０％のコバルト、及び残
りニッケルから成る。更に、重量比的０％から３％のケ
イ素をも含めても良い。また、コバルトの好ましい範囲
は、重量比４０％から６０％としても良い。

しかしながら、上記の組成の載物はぜい比相を含み得る
ので、組成が上記の範囲内にある総ての合金が本発明の
合金に包含される訳ではない。よって、本発明の合金は
、各化学記号で合金中のそれぞれの成分を示す次の式、 ＮＶ　　　”　　　０．　　６１　　　Ｎ　　ｉ　　＋
　　１．　　７１　　　Ｃｏ　　　＋２．６６　　Ｆｅ
　　＋　　４．６６　０ｒ　　＋５．６６Ｍｏ によって定義される電子空位番号ＮＶの値が、Ｗｌ、を
合金中の鉄の重量パーセントとする次の式、 Ｎ　ｖ　＝　　２−８２　−　０．０１７　Ｗｖ−を超
えない電子空位番号Ｎｉをも有していなければならない
。

本発明は、約７３２°Ｃ（１３５０°Ｆ）の温度まで優
れた引っ張り強さと延性の水準、及び降伏強さ特性を維
持する合金を提供する。この高温度特性の改良は、ＨＣ
Ｐ相の高温度安定性に加えて安定な秩序相の析出がある
ことと、位相幾何学的稠密相（ＴＣＰ）が最小化するこ
とによるものと考えられる。これらの相が存在すること
によって合金の機械的特性への有害な影響があることは
、当技術分野の専門家にとっては周知の事柄である。先
行技術の合金、すなわちスレーニー特許の合金は、５９
３°Ｃ（１１００”　Ｆ）　　までしか強さを維持でき
ず、これより高い温度では貧弱な応力破壊特性を示す。

この先行技術の合金の高温度つよさを制約する主要因は
、ＦＣＣ相変態温度（ＦＣＣｔｒａｎｓｕｓｔｅｍｐｅ
ｒａｔｕｒｅ）に対するＨＯＰ相温度の低さと、高温度
における強化相（ガンマを主体とする：ｇａｍｍａ−ｐ
ｒｉ■ｅ）の不安定さである。この先行技術の合金での
ＦＣＣ相変態温度に対するＨＣＰＣ混相、及び立方秩序
のガンマを主体とする相の熱的安定性は、合金成分の追
加によって改良できる。ガンマを主体とする相を形成す
る要素は、ニッケル、チタン、アルミニウム、及びコロ
ンビウムである。更に、立方ガンマを主体とする相は時
に準安定相であり、更に高い温度に長時間にわたってさ
らされると非立方の一層安定な相に変態し、この変化に
よって延性を著しく低下させる。よって、この変態を適
切な合金法で抑制することが極めて重要である。本発明
では、合金のチタン含有量を下げ、アルミニウム含有量
をを上げることによってこれを達成している。

指定された範囲内で合金の組成を選択することに加えて
、上記で説明したような受容できる電子空位番号を有す
る組成を選択することが必要である。これに関して、電
子空位番号を計算するための上記の式で説明した「有効
原子分車」には、存在する金属原子、特にニッケルの部
分のＮｉｍＸの形の化合物（ガンマを主体とする相の物
質のような）への変換を前提として考慮する。本発明を
実現するのに適した組成を決定する目的のために、「有
効原子分″４ｊという用語には、この文節及び次の文節
で説明される意味が与えられる。有効原子分率を決定（
計算）するに当たって、ニッケルと共にガンマを主体と
する相を形成する能力がある物質として前に引用された
物質の総ては、Ｎ１５Ｘにおいて、Ｘはチタン、アルミ
ニウム、及びコロンビウムの１つ若しくは複数であるが
、Ｎ１５Ｘを形成するためにニッケルと実際に結合する
、と仮定する。

本発明の合金に関して、当該合金中４二ある要素のそれ
ぞれの原子価のパーセントの総計番よ、炭素又はホウ素
を度外視して重量ｌ＜−セント力）ら最初に計算される
。各原子価のノズーセント番よ、合金の１００原子価中
にある各要素の原子価数を表す。ニッケルと共にガンマ
を主体とする相を形成する要素の原子価数を二・ソケル
の原子価数を含めずに１００で除した数を総計し、これ
に４を乗じて、Ｎｉ１Ｘの形成ζ二関わる原子のパーセ
ントの概数を得る。しかし、この数字ｉこは調整を施さ
なければならな（１゜ ＲｏＷ、ガード他　（Ｒ，Ｗ、　Ｇｕａｒｄ　ａｔ　ａ
ｌ）　　ｌ二よる文献、ｒＮｉｉＡｌ　（ガンマを主体
とする相）ノ合金反応」　【”丁ｈｅ　Ａｌｌａｙｉｎ
ｇ　Ｂｅｈａｖｉｏｒｏｆ　Ｎｉ３＾１　（ｇａ＋ｕ＋
ａ−ｐｒｉｍｅ　ｐｈａｓｅ）”Ｍｅｔ、　Ｓｏｃ。

ＡＩＭＥ　２１５，８０７　（１９５９）］　　中にお
し１て、コノ＼ルト、鉄、クロム、及びモリブデンは、
それぞれ２３％、１５％、１６％、及び１％の量までＮ
　ｉ　ａＸ化合物となることが示されている。Ｎ　ｘ　
ｓ　Ｘ相中で結合して、非Ｎｉ、Ｘマトリックス合金の
形成には寄与しないこれら金属の各原子のパーセントの
数を概算するには、原子分率を考慮しての、Ｎ１５Ｘ中
における各金属の最大融解性のパーセントと、合金１０
０原子価中に存在し得るＮｉｍＸの原子価数の総計との
積で求められる。

合金１００原子価中のＮ１、Ｃ０１Ｆｅ、Ｃｒ、及びＭ
ｏの原子価数は、それぞれＮ１ｘＸ相中のこれら金属の
総量を表す数字を差し引くことによって補正される。こ
の差によって、マトリックス合金に関して有効な公称合
金組成のパーセント原子価数の近似値を示す。総数は１
００より小さいので、上記の総計に基づく各要素の「有
効原子分率」がここで計算される。

有効原子分車は有効原子パーセントを１００で除した商
であるが、これをこれらの合金のＮ７を決定するのに用
いる。この計算は、スレーニ（ＳＬａｎｇｙ）によるア
メリカ合衆国特許部３，７６７．３８５号に詳細に例示
されているが、その開示内容を本出願において参照する
。理解されるように、最大許容電子空位番号は、本発明
の実行者に指針を与える道具として役立つことを意図し
た近似値である。計算された最大許容電子空位番号より
電子空位番号が大きい或種の組成も本発明の実行に際し
て育苗である。当分野の専門家の作業者が本発明の主題
とする内容に一部慣れてしまえば、これらの計算は経験
的に処理できる。

本発明の合金の組成は、従来のインゴット成型技術のよ
うな周知の適切な技術、又は粉末冶金技術によって適切
に調合し、融解することができる。このような方法で、
この合金を望ましくは真空誘導融解によって遺切な温度
で最初に融解し、その後、インゴットとして鋳込む。こ
の合金をインゴットとして鋳込んだ後、望ましくは均質
化エージングを施し、その徨、熱間圧延して板材にする
か、若しくは継続する工程に適した他の形状に加工する
。これに代えて、融解合金をガス・ジェットで面に面突
させて、融解合金を滴に分散させて粉末を形成すること
もできる。この種の粉末化合金は、例えば冷間又は熱間
圧縮して望みの形状にし、その後、粉末冶金の周知の技
術によって焼結することができる。コイニングは、熱間
静水圧焼結法及び「プラズマ・スプレーイング」　（熱
した粉末化合金を後に取り除く基盤に吹き付け、その後
、そのままですえ込み、圧延、又は鍛造のような適切な
手段で冷間加工する）と共に利用可能なもう１つの技術
である。

本発明の１つの実施例では、合金は、やや加工熱処理特
性が劣化しても良ければより高いレベルの冷間加工も可
能ではあるが、ＨＣＰ相・ＦＣＣ相変態領域の下限温度
より低い温度で最終的に冷間加工され、断面圧延比最小
５％から約４０％までを達成する。合金は、室温で最終
的に冷間加工されることが望ましい。冷間加工の後、約
４２７°Ｃ（８００’　Ｆ）から約７６０°Ｃ（１４０
０″″Ｆ）の温度で約４時間にわたってエージングを施
すことが望ましい。エージングの後、空気冷却すれば良
い。

本発明のもう１つの実施例では、約６５００Ｃ（１２０
０°Ｆ）から約９００°Ｃ（１６５２°Ｆ）の温度で約
１時間から２００時間にわたるエージングを施すことと
、その後、室温で冷間加工して、断面圧延比最小５％か
ら約４０％までを達成することによってガンマを主体と
する相が合金中で広く形成される。冷間加工の後、約４
２７°Ｃ（８００°Ｆ）から約７６０°Ｃ（１４００’
　Ｆ）の温度で約４時間にわたってエージングを施すこ
とが望ましい。エージングの後、空気冷却すれば良い。

本発明は、現在手に入る合金では全く実用不可能な７３
２°Ｃ（１３５０°Ｆ）近辺の温度での、独特な加工熱
処理特性を提供する。これによって、ジェットエンジン
用ファスナその他の部品の一層高い実用温度が得られ、
以前には存在し得なかった高動作温度、高効車のエンジ
ンその他の機器を製作することが可能となる。

本発明について特定の実施例を述べてきたが、本発明に
関して数多くの別の形態及び改変が当分野の専門家にと
って見通されることは明らかである。本発明の請求項は
、かかる別の形態及び改変の総てを本発明の真意及び範
囲内にあるものとして網羅すると広く解釈されるべきで
ある。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）以下の重量パーセントの成分、 炭素約０−０．０５ モリブデン約６−１１ 鉄約０−１ チタン約０−６０ クロム約１５−２３ ホウ素約０．００５−０．０２０ コロンビウム約１．１−１０ アルミニウム約１．１−４．０ コバルト約３０−６０ ニッケル残り から成るニッケル・コバルト合金で、 それぞれの化学記号で該合金中の各成分の 有効原子分率を表す次の式、 Ｎ＿Ｖ：０．６１Ｎｉ＋１．７１Ｃｏ＋ ２．６６Ｆｅ＋４．６６Ｃｒ＋ ５．６６Ｍｏ によって定義された電子空位番号Ｎ＿Ｖの値が、Ｗ＿Ｆ
   ＿ｅが該合金中の鉄の重量パーセントである次の式、 Ｎ＿Ｖ＝２．８２−０．０１７Ｗ＿Ｆ＿ｅ を超えない電子空位番号を有する ニッケル・コバルト合金。 （２）０から３重量パーセントのケイ素を更に含む請求
   項（１）記載のニッケル・コバルト合金。 （３）前記合金がＨＣＰ相・ＦＣＣ相変態領域の下限温
   度より低い温度で冷間加工され、断面圧延比最小５％か
   ら約４０％までを達成した請求項（１）記載のニッケル
   ・コバルト合金。 （４）前記合金が冷間加工された後、約４２７°Ｃ（８
   ００°Ｆ）から約７６０°Ｃ（１４００°Ｆ）の温度で
   約４時間にわたるエージングを施された請求項（３）記
   載のニッケル・コバルト合金。 （５）前記合金が室温で冷間加工された請求項（４）記
   載のニッケル・コバルト合金。 （６）前記合金がエージングを施された後、空気冷却さ
   れた請求項（４）記載のニッケル・コバルト合金。 （７）前記合金が約６５０°Ｃ（１２００°Ｆ）から約
   ９００°Ｃ（１６５２°Ｆ）の温度で約１時間から２０
   ０時間にわたるエージングを施され、その後冷間加工さ
   れて、断面圧延比最小５％から約４０％までを達成した
   請求項（１）記載のニッケル・コバルト合金。 （８）前記冷間加工された合金が約４２７°Ｃ（８００
   °Ｆ）から約７６０°Ｃ（１４００°Ｆ）の温度で約４
   時間にわたるエージングを施された請求項（７）記載の
   ニッケル・コバルト合金。 （９）前記冷間加工された合金がエージングを施された
   後、空気冷却された請求項（８）記載のニッケル・コバ
   ルト合金。 （１０）以下の重量パーセントの成分、 炭素約０−０．０５ モリブデン約６−１１ 鉄約０−１ チタン約０−６ クロム約１５−２３ ホウ素約０．００５−０．０２０ コロンビウム約１．１−１０ アルミニウム約１．１−４．０ コバルト約３０−６０ ニッケル残り から成るニッケル・コバルト合金で、 それぞれの化学記号で該合金中の各成分の 有効原子分率を表す次の式、 Ｎ＿Ｖ＝０．６１Ｎｉ＋１．７１Ｃｏ＋ ２．６６Ｆｅ＋４．６６Ｃｒ＋ ５．６６Ｍｏ によつて定義された電子空位番号Ｎ＿Ｖの値が、Ｗ＿Ｆ
   ＿ｅが該合金中の鉄の重量パーセントである次の式、 Ｎ＿Ｖ＝２．８２−０．０１７Ｗ＿Ｆ＿ｅ を超えない電子空位番号を有し、 ＨＣＰ相・ＦＣＣ相変態領域の下限温度よ り低い温度で冷間加工されて、断面圧延比最小５％から
   約４０％までを達成し、冷間加工の後、約４２７°Ｃ（
   ８００°Ｆ）から約７６０°Ｃ（１４００°Ｆ）の温度
   で約４時間にわたるエージングを施された ニッケル・コバルト合金。 （１１）０から３重量パーセントのケイ素を更に含む請
   求項（１０）記載のニッケル・コバルト合金。 （１２）前記合金が室温で冷間加工された請求項（１０
   ）記載のニッケル・コバルト合金。 （１３）前記冷間加工した合金がエージングを施された
   後、空気冷却された請求項（１０）記載のニッケル・コ
   バルト合金。 （１４）以下の重量パーセントの成分、 炭素約０−０．０５ モリブデン約６−１１ 鉄約０−１ チタン約０−６ クロム約１５−２３ ホウ素約０．００５−０．０２０ コロンビウム約１．１−１０ アルミニウム約１．１−４．０ コバルト約３０−６０ ニッケル残り から成るニッケル・コバルト合金で、 それぞれの化学記号で該合金中の各成分の 有効原子分率を表す次の式、 Ｎ＿Ｖ：０．６１Ｎｉ＋１．７１Ｃｏ＋ ２．６６Ｆｅ＋４．６６Ｃｒ＋ ５．６６Ｍｏ によって定義された電子空位番号Ｎ＿Ｖの値が、Ｗ＿Ｆ
   ＿ｅが該合金中の鉄の重量パーセントである次の式、 Ｎ＿Ｖ：２．８２−０．０１７Ｗ＿Ｆ＿ｅ を超えない電子空位番号を有し、 約６５０°Ｃ（１２００°Ｆ）から約９００°Ｃ（１６
   ５２°Ｆ）の温度で約１時間から２００時間にわたるエ
   ージングを施され、その後、冷間加工されて、断面圧延
   比最小５％から約４０％までを達成した ニッケル・コバルト合金。 （１５）０から３重量パーセントのケイ素を更に含む請
   求項（１４）記載のニッケル・コバルト合金。 （１６）前記冷間加工された合金が約４２７°Ｃ（８０
   ０°Ｆ）から約７６０°Ｃ（１４０°Ｆ）の温度で約４
   時間にわたるエージングを施された請求項（１４）記載
   のニッケル・コバルト合金。 （１７）前記冷間加工された合金がエージングを施され
   た後、空気冷却された請求項（１４）記載のニッケル・
   コバルト合金。 （１８）ファスナの形態を有する、請求項（１）、（１
   ０）、（１４）の何れかに記載のニッケル・コバルト合
   金。