JPH0339433A - 耐疲れ亀裂性ニッケル基超合金の製造方法およびその製品 - 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】 発明の背景 ニッケル基超合金が高性能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、ジェットエン
ジン、陸上ガスタービンおよび１０００丁以上の高温で
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
ような他の機関に広く使用されている。

これらの合金の多くはいろいろな体積割合（％）の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。

γ′の相化学の特性は、ホール（Ｅ、Ｌ、　Ｈａｌｌ）
、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
子顕微鏡検査学会第４１回年金会報（Ｐｒｏｃｅｅｄｉ
ｎｇｓ　ｏｒ　４１ｓｔＡｎｎｕａｌ　Ｍｅｅｔｉｎｇ
　ｏｆ’　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｌｃｒｏｓｃｏｐｙ　
５ｏｃ１ｅｔｙ　ｏｆ　Ａｓ＋ｏｒｌｃａ）　ｔｒｉ　
２４８頁の「析出強化型超合金の相化学（Ｐｈａｓｅ　
Ｃｈｏｗｌｓｔｒｌｏｓ　Ｉｎ　Ｐｒｅｃｌｐｉｔａｔ
ｌｏｎ−８ｔｒｏｎｇｔｈｅｎｌｎｇ　５ｕｐｅｒａｌ
ｌｏｙ）　Ｊ中により詳しく述べられている。

米国特許第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
金化の開発の代表的なものであり、元素間の異なる機能
的関連をつかむために、さまざまな物理的・機械的特性
をもった合金系を生じさせる相が形成されるように、同
じ元素をさまざまに組合せている。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。

多くのそのようなニッケル基超合金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発生しかけたりしやす
く、しかもこの亀裂は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
力下で実際に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
の故障の結果はよく分かっている。ジェットエンジンの
場合は特に重大な危険を招き得る。

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機構、
同じ速度で、同じ基準に従って発生し、かつ伝播するよ
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
の応力をかける予定・計画がもたらす影響が合金によっ
ているいろに変化することは、米国家航空宇宙局（Ｎａ
ｔｉｏｎａｌ　Ａｅｒ。

ｎａｕｔｌｃｓ　ａｎｄ　５ｐａｃｅ　Ａｄｍｌｎｌｓ
ｔｒａｔｌｏｎ）との契約に基づいである研究がなされ
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、ＮＡＳＡＣＲ−１６５１２３という技術レポートに
報告されている。このレポートは、米国家航空宇宙局（
Ｎａｔｌｏｎａｌ　Ａｅｒｏｎａｕｔｌｃｓ　ａｎｄ　
５ｐａｃｅ　Ａｄｓｌｎｌｓｔｒａｔｌｏｎ）のＮＡＳ
Ａルイス研究センター（ＮＡＳＡ　Ｌｅｖｌｓ　Ｒｅ５
ｅａｒｃｈ　Ｃｅｎｔｅｒ）、契約ＮＡＳ３−２１３７
９のために作成されたものである。

このＮＡＳＡの後援による研究の主要な知見は、疲れ現
象に基づく伝播速度、すなわち疲れ亀裂伝播（ＦＣＰ）
の速度が、かけられた応力やそ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、疲れ亀裂伝播が現実に、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、このＮＡＳＡの後援による研究の
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、疲れ亀裂伝播に時間依存性が
あることが確かめられたのである。さらに、この疲れ亀
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ている時間、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れ亀裂伝播が
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はあら
ゆる設計努力をしなければならないと信じられていた。

しかし、大幅に低下した亀裂伝播速度と良好な高温強度
をもち、タービンおよび航空機エンジン内で高い応力で
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部品に
よって必要とされる性質の組合せはさまざまであるが、
普通、エンジンの可動部品に対して必要とされるものの
方が固定部品に対して必要とされるものより厳しい。

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ム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
ある。

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
長に抵抗する能力は部品の低サイクル疲れ（ＬＣＦ）寿
命にとって必須のものである。

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。この各種の要件は、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よって立証される。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直接変換することは
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分かっており
、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判明している。また、ディスク合金
の耐亀裂成長性は評価されていない。したがって、エン
ジン効率を上げると共に性能をさらによくするために、
航空機エンジンに使用される特別な合金の一部としての
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上で求めら
れていたことは、疲れ亀裂伝播の時間依存性が小さいか
または最小であり、さらに疲れ亀裂発生に対する抵抗性
が高いディスク合金の開発であった。加えて、特性のバ
ランス、特に引張特性、クリープ特性および疲れ特性の
バランスをとることが求められていた。さらにまた、求
められていたことは、それまでに確立されていた合金系
を亀裂成長現象の抑制に関して強化することであった。

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
は疲れ特性に着目し、特に亀裂成長の時間依存性を取り
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。これらふたつの因子は破
壊力学により合同して、単一の亀裂成長駆動力、すなわ
ち応力度因子（ｓｔｒθｓｓ　Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ　ｆ
ａｃｔｏｒ　）　Ｋを形成する。この因子にはαＪ１−
に比例する。疲れ条件下で疲れサイクル中の応力度はふ
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、反復する応力度の最大の変化（ΔＫ）、すなわ
ちＫＩａｘとＫｓｌｎとの差を表わす。中程度の温度の
場合亀裂成長は、静的破壊靭性ＫＩＣに達するまでは主
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ｄａ／ｄＮα（ΔＫ〉　と表わされる
。ここで、Ｎはサイクルの数を示し、ｎは材料によって
決まる。反復の頻度とその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。所与の反復応力度では、
小さめの反復頻度の方が大きめの亀裂成長速度を与える
ことになり得る。疲れ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上げると、亀裂は、反復成分が
まったくかからない（すムわちΔに−０）ある一定の強
度にの静的応力下で成長し得る。設計の目標は、ｄａ／
ｄＮの値をできるだけ小さくすると共にできるだけ時間
依存性のないようにすることである。応力度の成分はあ
る温度範囲ではお互いに相互作用することができ、その
結果、亀裂成長は反復応力度および静的応力度、すなわ
ちΔにとＫの関数となる。

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傾向を低下させる方法を提供
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れ
亀裂伝播に対する抵抗が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、ある範囲の頻度で反復して加えら
れる応力下の亀裂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物と方法を提供することであ
る。

またさらに別の目的は、１２００°Ｆ％　１４００下お
よびそれ以上の高温で疲れ亀裂伝播に対して抵抗性の合
金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。

そ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。

成　　分　　　組成物中の濃度（重量％）（下限）　　
（上限） 旧　　　　残部 Ｃｏ１２〜１８ Ｃｒ　　　　　　　　　　　　　７〜１３Ｍｏ　　　　
　　　　　　　　　２〜４Ｗ　　　　　　　　　　　　
　０〜１．０Ａ１　　　　　　　　　４．５〜６．５Ｔ
Ｌ　　　　　　　　　　２．０〜２．５Ｔａ　　　　　
　　　　　２．　２〜３．　２Ｎｂ　　　　　　　　　
　１．　０〜１．７Ｈｆ　　　　　　　　　　　　　０
〜０．７５Ｚｒ　　　　　　　　　　　　　０〜０．１
■　　　　　　　　　　０．５〜１．５ＣＯｌ　０〜０
．　２ Ｂ　　　　　　　　　　Ｏｏ　０〜０．１０Ｒｅ　　　
　　　　　　　　　　０〜ＩＹ　　　　　　　　　　　
　　０〜０．１０゜以下の詳細説明は、添付の図面を参
照するとより分かり易くなるであろう。

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構造体に使用さ
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
法でプロットしたこと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
図に示したパラメーターを用いてプロットした。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
に沿って並んでいる。

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、「滞留時間９００秒」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。周知の市販合金で
あるｌＮ−１００合金に対するデータは、第１図中で滞
留時間９００秒の直線の左にあり、この直線の中央より
下にある。

このグラフの底部には、表示した十の記号の点に対応す
る類似のデータが、０．３３ヘルツ（Ｈ２）すムわちい
いかえるとより高い頻度で行なった亀裂伝播速度試験に
関して示されている。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、０．３３Ｈ
ｚ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、長めの滞留時間の亀裂成長試験に対するデ
ータはすべてｍ１図のグラフの対角線に沿った領域中に
入っていたので、超合金用途で必要とされるように高温
で高強度をもつように形成される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
るであろうと思われた。いいかえると、第１図にプロッ
トしたパラメーターによ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同時に有する合金組成物
を見出すことはできないように思われた。

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量
（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、一般にクロム含量が増大すると亀裂成長速
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、長い滞留時間で低
い亀裂成長速度を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と、化学と臨界特性との両方
の点でｌＮ−１ｆ）０合金と類似しているが低いクロム
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
る速度との間の関係の一例を第３図に示す。この図では
、亀裂成長速度の対数を縦軸に、滞留時間または保持時
間（秒）を横軸にプロットしである。５Ｘ１０’という
亀裂成長速度は、反復応力度因子が２５ｋｓ　ｉ〜ｒｒ
ｉの場合の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れば、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
をかけている間、保持時間または滞留時間と亀裂成長速
度とが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、現実の亀裂発生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
想的な線（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、通
常のｌＮ−１００などのような従来の合金に対する実験
で得られる結果は（ｂ）のような曲線に従う。したがっ
て、応力負荷の頻度が低くなり応力負荷にかける保持時
間が長くなると、直線的む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、亀
裂成長速度は標準的な速度の５Ｘ１０−５から５８１０
−３へと１００倍も増大し得ることが第３図から明らか
である。

ここでもまた、亀裂成長速度力（時間に依存しなければ
望ましいことであろうし、これは保持時間が長くなり応
力をかける頻度が低くなるとき曲線（ａ）をたどること
で理想的に表現されるであるつ〇 驚くべきことに、本発明者は、ｌＮ−１００型の超合金
の成分を少しだけ変えることによって、その合金の長い
滞留時間での亀裂成長伝播に対する抵抗性を大幅に改善
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、その合金の
処理によっても増大が可能である。そのような処理は主
として熱処理である。

実施例 ＨＫ３６とされる合金を製造した。この合金の組成は本
質的に以下の通りであった。

戊　　分　　　　　濃度（重量％） Ｎｉ　　　　　　　　５９．０６ Ｃｏ　　　　　　　１５ Ｃｒ　　　　　　　　１０ Ｍｏ　　　　　　　　　３ Ａ１　　　　　　　　５．５ Ｔｉ　　　　　　　　　　　　２．２５Ｔａ　　　　　
　　　　　　　２．７ＯＮｂ　　　　　　　　　　　　
１．　３５Ｚｒ　　　　　　　　　　　　０．０６１ ｃ　　　　　　　　　　　　　ｏ、ｏｓＢ　　　　　　
　　　　　　　Ｏ，０３゜この合金を各種の試験に供し
た。その試験結果を第４〜１０図にプロットした。ここ
で、「−８Ｓ」の文字をつけて表わしである合金は、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合金である
。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′析出物が溶解する温度よりは高
くて初期融点よりは低い温度で行なった。この結果、通
常はその材料中の結晶粒度が粗くなる。このスーパーソ
ルバス熱処理中に溶解する強化性のγ′相はその後の冷
却および時効の際にふたたび析出する。ｒ−ＳＳＪの文
字がついてないデータは、金属粉末アトマイゼ−ジョン
後の処理はすべてこのγ′溶解温度より低い温度で行な
った材料に対してとったデータである。冷却速度が合金
特性に影響を及ぼすことが判明した。

ここで第４図を参照すると、冷却速度（°Ｆ／分）に対
して亀裂伝播速度（インチ／サイクル）をプロットした
グラフが示されている。より細かい粒子サイズの状態に
加工処理されたＲｅｎｅ’　　９５とＨＫ３６のサンプ
ルを、最大応力度因子で保持時間を５００秒として１２
００°Ｆの空気中で試験した。明らかに、ＨＫ３６は、
試験した冷却速度の全範囲に亘り、Ｒｅｎｅ’　　９５
より顕著に低い亀裂成長を示す。このような超合金から
製造する際の冷却速度の範囲は、１００°Ｆ／分から６
００°Ｆ／分の範囲内であると予想されることに注意す
べきである。

ここで第５図をみると、より大きめの粒子サイズ状態に
加工処理した材料、すなわちＲｅｎｅ’９５−３ＳとＨ
Ｋ３６−５Ｓのデータが第４図と同じ試験条件に対して
プロットしである。明らかに、ＨＫ３６−ＳＳはずっと
低めの亀裂成長速度を示すが、そればかりでなく、その
速度は高温熱処理からの冷却速度にほとんど依存しない
。このような超合金が冷却速度に応じて変化する引張特
性とクリープ特性を有することは公知であるので、ＨＫ
３６−３Ｓのこのもうひとつの利益によって、製造され
た部材の加工処理における柔軟性がさらに大きくなる。

ガスタービンとジェットエンジンにおけるトレンドは、
熱効率を増大するために、作動温度、したがってその回
転部品の金属温度を上昇させることである。第６図は、
ｉ３図と同様なプロットであり、試験温度を１２００”
Ｆ％　１３００”Ｆおよび１４００”Ｆとして空気中で
試験したＲｅｎｅ’　　９５−８Ｓについて、対数目盛
りの疲れ亀裂成長速度（インチ／サイクル）を対数目盛
りのサイクル周期（秒）に対してプロットしたものであ
る。３つの温度のすべてで、Ｒｅｎｅ’　　９５−３Ｓ
は大きい時間依存性を示す。すなわち、疲れ亀裂が成長
する速度はサイクル周期に対して非常に敏感である。第
７図は、第６図と同じ試験条件でＨＫ３６−５Ｓについ
て得たデータのプロットである。

驚くべきことに、ＨＫ３６は３０００秒までの保持時間
に対して１４００°Ｆでも時間依存性を示さない。この
ように極端な温度で時間に依存しない疲れ亀裂成長を示
す合金は他には知られていない。

ここで、第７図のデータは１３３５°Ｆ／分で冷却され
た試片で得られたものであることに注意されたい。この
ような冷却速度はＨＫ３６−８Ｓ以外のいかなる合金に
とっても極端に厳しい冷却条件であろう。

以上のことから明らかなように、本発明は、成分の種類
およびそれらの相対濃度の両方に関してユニークな組合
せの成分を有する合金を提供する。

また、本発明によって提案される合金は亀裂伝播抑制に
関して新規で独特な能力を有していることも明らかであ
る。第７図から明らかなＨＫ３６−８Ｓ合金の低い亀裂
伝播速度ｄａ／ｄＮは本発明独自の新規で顕著な結果で
ある。約１３３５”Ｆ／分で冷却されたサンプルでみら
れる約０．　６Ｘ１０’　〜２．　　ＯＸ　１０’とい
うｄ　ａ　／　ｄ　Ｎを第１図にプロットすると、その
合金は第１図のプロットの右下隅に位置し、しかもその
プロットに示した０、３３Ｈｚｍより下になる。

同様に、第２図に関し、クロムが１０％でｄａ／ｄＮが
上記の値である本発明のＨＫ３６−３Ｓ合金に対するデ
ータは、長い滞留時間の直線よりずっと下であって、０
．３３Ｈｚ試験に対する疲れ成長速度線に極めて近いが
それより下になる。

これは、成分の少しの違いが長いサイクルの疲れ試験に
おいて亀裂伝播速度に対して劇的な相違をもたらし、特
にそのような速度を低下させるのに極めて重要な意味を
もっているにしても、本発明の合金の成分がｌＮ−１０
０合金でみられる成分とは少し相違するだけであるので
極めて驚くべきことである。本出願に添付した図面のグ
ラフからも明らかなように、極めて望ましい強度やその
他の性質の組合せと共に驚くほど予想外の顕著に低い疲
れ亀裂伝播速度が得られるのは、まさに、この成分およ
びその割合の小さな違いによるのである。

ここで、第８〜１２図を参照して本発明の合金のその他
の性質に関して説明する。

第８図と第９図は、γ′ソルバス温度より高い温度と低
い温度の両方で処理したＨＫ３６材料について引張降伏
応力と極限引張強さをそれぞれ示している。粒子サイズ
の効果は、低めの試験温度ではＨＫ３６に有利であり、
高めの試験温度ではＨＫ３６−３Ｓの方に有利である。

第１０〜１２図は、それぞれ７５０下、１２００°Ｆお
よび１４００′Ｆの試験温度でＨＫ３６−ＳＳの降伏応
力と極限引張強さに及ぼす冷却速度の影響を示している
。これらの引張特性値はこのような超合金に典型的なも
のである。しかしムから、時間依存性の疲れ亀裂成長速
度に対するＨＫ３６−５Ｓの独特で新規な抵抗性によっ
て、高めの冷却温度で加工処理することが可能になり、
そのような冷却速度で得られるより高い強度が利用でき
る。

さらに、疲れ亀裂伝播の抑制に関して、本発明の合金は
、この合金の工業生産で使用されるはずの１００”Ｆ／
分〜６００″°Ｆ／分の冷却速度で製造された他の合金
よりずっと秀れている。

本発明の達成に関して顕著であることは、ｌＮ−１００
合金の成分と比較してＨＫ３６合金の成分の変化は比較
的小さくして、疲れ亀裂伝播耐性が大幅に改良されるこ
とである。

合金組成の小さい変化を例示するためにｌＮ−１００と
ＨＫ３６の両者の成分を下に挙げる。

表　　　１ 成分　　　ＨＫ３６ Ｎｉ　　５９．０６ ｏ　　１５ ｒ　　１０ ｏ　　３ ＡＩ　　５．５ Ｔｉ　　２．２５ Ｔａ　　２．７０ Ｎ１００ ６０．５５ ５ ０ ５．５ ４．７ Ｎｂ　　　　　　　１．　３５ ｆ Ｚｒ　　　　　　　Ｏ，０６０，０６ Ｖ　　　　　　　　　１　　　　　　　　　　１ｅ ＣＯ，０５０，１８ Ｂ　　　　　　　　Ｏ，０３０，０１ ｅ 上の表１から明らかなように、合金ＨＫ３６の組成と比
べて合金ｌＮ−１００の組成で意味のある違いは、ｌＮ
−１００がチタンをより高い濃度で含有しておリタンタ
ルとニオブを含有していないのに対し、ＨＫ３６がチタ
ンをｌＮ−１００の約半分しか含有しておらずタンタル
とニオブをかなりの量で含有しているということだけで
ある。

すなわち、ｌＮ−１００の組成は、チタンが２゜４５重
量％減少し、タンタルを２６７０重量％とニオブを１．
３５重量％含んでいる点で変化している。このような組
成の変化によって、ｌＮ−１００合金の基本的な強度特
性の保持または改良が達成でき、同時に、この合金の長
い滞留時間での疲れ亀裂抑制を改善できるということは
むしろ驚くべきことであると思われる。しかし、これは
、添付の図面に挙げられており上で詳細に述べたデータ
によって明らかにされているように、まさにこの組成の
変化の結果なのである。

このチタン、タンタルおよびニオブの添加剤の変更によ
って、疲れ亀裂伝播の抑制における顕著な変化が生じる
のである。

上記のような特性の顕著な変化に関係しない他の成分の
変更、特にいくつかの成分の少なめの変更をしてもよい
。たとえば、ＨＫ３６合金で見出された特性のユニーク
で有益な組合せを変えることなく、特にそのような特性
を損うことのむい程度にレニウムを少量添加してもよい
。

本発明の合金を特に亀裂伝播の抑制に関して独特に有利
な割合を与える成分および成分のパーセントの点から説
明して来たが、その他の成分、たとえばイツトリウム、
バナジウムなどを新規な亀裂伝播抑制を妨害することの
ないパーセントで本発明の組成物中に含ませることがで
きるということが分かるであろう。たとえば、θ〜０．
１％程度の少量のイツトリウムを、本発明の合金のユニ
ークで価値の高い組合せの特性を損うことなく本発明の
合金中に含ませることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、６５０℃での疲れ亀裂伝播（３０ｋｓｉにお
けるΔＫ）について、極限引張強さ（ｋｓｉ）に対して
疲れ亀裂成長（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（重量％）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、対数目盛りの疲れ亀裂成長速度ｄａ／ｄＮ　
（インチ／サイクル）を対数目盛りの冷却速度（７７分
）に対してプロットしたグラフである。試験条件＝１２
００＠Ｆ１空気中、Ｒ−０，０５，５００秒の保持時間
、２５　ｋｓｌ　ＩＧ（ＤΔに０第５図は、対数目盛り
の疲れ亀裂成長速度ｄａ／ｄＮ（インチ／サイクル）を
対数目盛りの冷却速度（Ｆ７分）に対してプロットした
グラフである。試験条件：１２００°Ｆ１空気中、Ｒ−
０，０５，５００秒の保持時間、２５ｋｓｌＪ口のΔに
０第６図は、Ｒｅｎｅ’　　９５−３Ｓについて、対数
目盛りの疲れ亀裂成長速度ｄａ／ｄＮ（インチ／サイク
ル）を対数目盛りのサイクル周期に対してプロットした
グラフである。試験条件：空気中、５−０．０５．２５
ｋｓＩ　Ｊ丘のΔに、１３３５＠Ｆ／分の冷却速度。 第７図は、ＨＫ３６−ＳＳについて、対数目盛りの疲れ
亀裂成長速度ｄａ／ｄＮ（インチ／サイクル）を対数目
盛りのサイクル周期に対してプロットしたグラフである
。試験条件：空気中、５−０．０５．２５ｋｓｌＪゴｉ
のΔＫ、１３３５下／分の冷却速度。 第８図は、降伏応力（ｋｓｉ）を試験温度に対してプロ
ットしたグラフである。試験条件二１３３５°Ｆ／分の
冷却速度。 第９図は、極限引張強さ（ｋｓｉ）を試験温度に対して
プロットしたグラフである。試験条件：１３３５”Ｆ／
分の冷却速度。 第１０図は、ＨＫ３６−ＳＳについて、降伏応力（ｋｓ
ｉ）および極限引張強さ（ｋｓｉ）を対数目盛りの冷却
速度（Ｆ７分）に対してプロットしたグラフである。試
験条件：７ｓｏｙの試験温度。 第１１図は、ＨＫ３６−ＳＳについて、降伏応力（ｋｓ
ｉ）および極限引張強さ（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。 試験条件：１２００°Ｆの試験温度。 第１２図は、ＨＫ３６−ＳＳについて、降伏応力（ｋｓ
ｉ）および極限引張強さ（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。 試験条件７１４００°Ｆの試験温度。 約−隻５１５Ｌ尿さ （にＳ；） 戸８トイ六′ノ六二ノ５ 〆−１ｒノノ Ａカ （Ａ二ｒ／）

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 Ｃｏ１２〜１８ Ｃｒ７〜１３ Ｍｏ２〜４ Ｗ０〜１．０ Ａｌ４．５〜６．５ Ｔｉ２．０〜２．５ Ｔａ２．２〜３．２ Ｎｂ１．０〜１．７ Ｈｆ０〜０．７５ Ｚｒ０〜０．１ Ｖ０．５〜１．５ Ｃ０．０〜０．２ Ｂ０．０〜０．１０ Ｒｅ０〜１ Ｙ０〜０．１。
2. （２）約６００°Ｆ／分以下の速度で冷却されている請
   求項１記載の組成物。
3. （３）５０〜６００°Ｆ／分の速度で冷却されている請
   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 Ｃｏ１５ Ｃｒ１０ Ｍｏ３ Ａｌ５．５ Ｔｉ２．２５ Ｔａ２．７０ Ｎｂ１．３５ Ｚｒ０．０６ Ｖ１ Ｃ０．０５ Ｂ０．０３。
5. （５）約６００°Ｆ／分以下の速度で冷却されている請
   求項４記載の組成物。
6. （６）５０〜６００°Ｆ／分の速度で冷却されている請
   求項４記載の組成物。