JPH06264168A

JPH06264168A - 熱膨張制御超合金及びその熱処理方法

Info

Publication number: JPH06264168A
Application number: JP5256426A
Authority: JP
Inventors: Karl A Heck; カール、アンドルー、ヘック; Melissa Ann Moore; メリッサ、アン、ムーア; Darrell Franklin Smith Jr; ダレル、フランクリン、スミス、ジュニア; Larry I Stein; ラリー、アイザック、ステイン; John Scott Smith; ジョン、スコット、スミス
Original assignee: Inco Alloys International Inc
Current assignee: Huntington Alloys Corp
Priority date: 1992-09-18
Filing date: 1993-09-20
Publication date: 1994-09-20
Anticipated expiration: 2014-05-31
Also published as: US5478417A; EP0588657A1; EP0588657B1; ATE165120T1; BR9303835A; JP2898182B2; DE69317971D1; AU667124B2; AU4743293A; DE69317971T2

Abstract

(57)【要約】（修正有）【目的】改善された耐亀裂成長性、耐ＳＡＧＢＯ性、
切り欠き破壊強度、衝撃強さ、耐酸化性と安定性、及び
制御された比較的低い熱膨張係数と減少した密度特性を
兼ね備えた合金。【構成】重量％で、Ｃｏ２６〜５０、Ｎｉ２０〜４
０、Ｆｅ２０〜３５、Ａｌ約４〜１０、Ｎｂ＋１／２×
Ｔａ０．５〜５、Ｃｒ１．５〜１０、Ｔｉ約０〜１、Ｃ
約０〜０．２、Ｃｕ約０〜１、Ｍｎ約０〜２、Ｓｉ約０
〜２、Ｍｏ約０〜８、Ｗ約０〜８、Ｂ約０〜０．３、Ｈ
ｆ約０〜２、Ｒｅ約０〜２、Ｚｒ約０〜０．３、Ｎ約０
〜０．５、Ｙ約０〜１、Ｌａ約０〜１、Ｌａ以外の希土
類元素の合計約０〜１、Ｃｅ約０〜１、Ｍｇ約０〜１、
Ｃａ約０〜１、酸化系分散質約０〜４及び不可避的不純
物を含有する合金。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、熱膨張制御合金に関
し、特に、比較的低い熱膨張係数を有する三相γ、γプ
ライム、β超合金に関する。

【０００２】

【従来の技術】新規な三相低熱膨張係数合金が、１９９
１年６月１９日発行のヨーロッパ特許第４３３，０７２
（’０７２）号に記載されている。該’０７２号特許公
報の開示によれば、熱膨張係数が比較的低く制御される
とともに、耐応力加速粒界酸素脆化（ＳＡＧＢＯ）性が
向上する。また、’０７２号特許公報の合金は、切り欠
き破壊強度が優れ、密度が比較的低く、そして許容され
る衝撃強さを有している。’０７２合金の具体的用途に
は、シール、リング、ディスク、圧縮機羽根及びケーシ
ング等の臨界構造タービンエンジン部品がある。低熱膨
張係数合金は、突発的破損の許されない精密許容差の構
造部品を含む用途に使用されることがある。

【０００３】従来、タービンエンジン製造業者は、臨界
構造用途に使用する合金には、切り欠き延性のみを要求
していた。最近では、タービンエンジン製造業者は、合
金に対して耐亀裂成長性も要求するようになった。イン
コネル（ＩＮＣＯＮＥＬ）合金７１８（インコ・アロイ
ズ・インターナショナル社（ＩｎｃｏＡｌｌｏｙｓＩ
ｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｉｎｃ．）製合金の商標）
は、優れた耐亀裂成長性を有するタービン用合金の一例
である。耐亀裂成長性により、合金に対する欠陥、空隙
及び亀裂を許容できる。さらに、耐亀裂成長性により、
破損前の検査により、部品寿命の予測や亀裂の位置をつ
きとめるのが容易になる。残念ながら、合金７１８と組
み合わせて使用される低熱膨張係数超合金は、従来か
ら、５３８℃（１０００°Ｆ）の温度で亀裂成長が発生
するという問題がある。’０７２合金により優れた切り
欠き延性挙動と優れた耐亀裂発生性が提供されるが、’
０７２型合金の耐亀裂成長性が改善されることが非常に
望まれている。

【０００４】インコロイ（ＩＮＣＯＬＯＹ）合金９０９
（インコ・アロイズ・インターナショナル社製合金の商
標）は、比較的低い熱膨張係数を必要とする構造用途に
使用されている。本明細書では、比較的低い熱膨張係数
（ＣＴＥ）とは、合金７１８よりもＣＴＥが少なくとも
１０％低い合金として定義される。しかしながら、合金
９０９は、熱膨張係数が比較的低いが、合金７１８が有
する耐亀裂成長性がない。さらに、合金９０９は、高温
での広範な酸化の問題がある。合金９０９及び他の９０
０系合金から加工されるタービンエンジン部品は、計画
的なエンジン保守で定期的に交換する必要がある。合金
９０９から加工された部品の交換は、タービンエンジン
の総維持費に顕著に影響する。比較的低い熱膨張係数と
耐酸化性とを兼ね備えた合金は、エンジンの維持費の削
減を容易にする。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、改善
された耐亀裂成長性と、耐ＳＡＧＢＯ性、制御された熱
膨張係数、切り欠き破壊強度、衝撃強さ及び減少した密
度特性とを兼ね備えた合金を提供することにある。本発
明の他の目的は、比較的低い熱膨張係数と、改善された
耐酸化性及び安定性とを兼ね備えた合金を提供すること
にある。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明により、重量％
で、コバルト２６〜５０％、ニッケル２０〜４０％、鉄
２０〜３５％、アルミニウム４〜１０％、ニオブ＋タン
タルの重量％の１／２の合計０．５〜５％及びクロム
１．５〜１０％を有する熱膨張係数制御合金が提供され
る。この合金は、さらに、チタン１％以下、炭素０．２
％以下、銅１％以下、マンガン２％以下、珪素２％以
下、モリブデン８％以下、タングステン８％以下、硼素
０．３％以下、ハフニウム２％以下、レニウム２％以
下、ジルコニウム０．３％以下、窒素０．５％以下、イ
ットリウム１％以下、ランタン１％以下、ランタン以外
の希土類元素の合計１％以下、セリウム１％以下、マグ
ネシウム１％以下、カルシウム１％以下、酸化物系分散
質４％以下及び不可避的不純物を含有することができ
る。さらに、この合金は、１０１０℃未満の温度か、１
０６６℃又は１１１０℃と融解温度との間の温度で焼鈍
し、そして７８８℃を超えるβ析出温度で時効処理する
ことにより、耐亀裂成長性についての最適化ができる。

【０００７】少量のクロムが存在するとともにコバルト
濃度を増加させると、予想外に亀裂伝播速度が減少する
ことが判明した。さらに、クロムが存在するときには、
焼鈍、β時効及び２段γプライム時効からなる４段熱処
理を使用して、亀裂成長及び降伏強度を最適化できる。
さらに、上記合金は、合金７１８と比較して、有用な使
用温度範囲にわたってＣＴＥを少なくとも１０％減少す
る。

【０００８】コバルトは、２６〜５０％（本明細書にお
いて記載されるすべての組成は、特記のない限りは重量
％である）の範囲であると、約５３８℃の温度での耐亀
裂成長性が増加することが判明した。コバルトが５０％
を超えると、破壊強度が低下すると思われる。ニッケル
は、２０〜４０％の範囲であると、オーステナイト相が
安定化される。さらに、ニッケルは、合金の室温延性を
増大する。鉄は、２０〜３５％の範囲であると、熱膨張
係数が低くなり、そしてコバルトやニッケルの代わりに
用いると屈曲温度が低下する。鉄が過剰であると、合金
が不安定になる。

【０００９】アルミニウムは、β相の形成を促進する。
本発明の目的を達成するためのβ相は、規則化及び変態
してＡｌリーンＦｅＡｌ、ＣｏＡｌ及びＮｉＡｌを主成
分とする金属間化合物なることができるＡｌリッチ相を
含む。β相は、室温以上の温度で不規則であってもよ
い。室温に冷却されるβ相の順序は、高温使用中に生じ
るβ規則化とは異なっていてもよい。β相は、耐応力加
速粒界酸化性（ＳＡＧＢＯ）を付与するのに役立つ。さ
らに、β相は、合金の熱間加工性に寄与することが判明
した。さらに、アルミニウムは、強度を増加させるγプ
ライム相の形成を促進する。β及びγプライム相の形態
は、５３８℃での亀裂成長を部分的に抑制すると思われ
る。最後に、アルミニウムは、合金の密度を減少させ、
一般の耐酸化性を著しく向上させる。

【００１０】クロムは、１．５〜１０％の範囲の比較的
少量では、高コバルトとの組み合わせにおいて、高温で
の耐亀裂成長性を増加させる。また、クロムは、熱処理
に対する反応を向上させ、応力破壊強度を増加させる。
有利なことに、クロムを１．５〜５％の範囲で使用し
て、ＣＴＥを屈曲温度よりもわずかにだけ増加させた
り、屈曲温度をわずかに低下させたりすることができ
る。クロムは、合金の耐クリープ性を向上させる。ニオ
ブは、０．５〜５％の範囲で、高温での応力破壊・引張
り強度を増加させることが判明した。さらに、ニオブ
は、合金の形態を安定化し、そしてβ相を強化すること
がある。

【００１１】チタンは、１％以下の量で、合金の強度を
増大させる。しかしながら、過剰量のチタンは相の不安
定化を促進する。炭素は、０．２％以下の量で添加でき
る。炭素量を増加させると、応力破壊強度がわずかに減
少する。銅は、１％以下の量で存在でき、そしてマンガ
ンは２％以下の量で存在できる。珪素は、２％未満に維
持するのが有利である。珪素は、０．２５％を超える量
で存在すると、応力破壊強度を減少させることが判明し
た。モリブデンは、８％以下の量では、強度の点でよ
く、そして耐蝕性を増加させる。しかしながら、モリブ
デンは、逆に、密度や熱膨張係数を増加させる。タング
ステンは、８％以下の量では、応力破壊強度の点で利点
があるが、密度と熱膨張係数が犠牲となる。

【００１２】硼素は、０．３％以下の量で存在できる。
過剰の硼素は、熱間可鍛性と溶接性の問題が生じる。ハ
フニウムとレニウムは、各々、２％以下の量で存在でき
る。ジルコニウムは、０．３％以下の量で存在できる。
ジルコニウムは、熱間可鍛性に悪影響を及ぼすことがあ
る。イットリウムは、ランタン及びセリウムは、各々、
１％以下の量で存在できる。同様に、他の希土類元素
は、１％以下の量で存在できる。イットリウム、ランタ
ン、セリウム及び希土類元素は、耐酸化性を増加させる
ことが予想される。マグネシウム、カルシウム及び他の
脱酸剤や可鍛剤は、１％以下の量で使用できる。代わり
に、イットリア、アルミナ及びジルコニア等の酸化物系
分散質を、４％以下の量で使用できる。有利なことに、
酸化物系分散質は、機械合金化により添加できる。

【００１３】本発明で意図する組成を、表１に示す。表
１は、特定値のいずれか２つの間の全ての範囲を開示す
ることを意図している。例えば、合金は、Ｃｏ２８〜４
０％、Ｎｉ２５〜３０％、Ａｌ４．５〜６％、Ｎｂ０．
７５〜３．５％及びＣｒ１．５〜５％を含有できる。

【００１４】

【表１】５３８℃で優れた耐亀裂成長性を提供すると思われる本
発明の有利な組成範囲を、表２に示す。

【００１５】

【表２】本発明の合金について試験した組成を、表３に示す。

【００１６】

【表３】

【００１７】

【表４】

【００１８】表４には、表３の組成に附した試料番号の
主要なものが含まれている。本明細書において記載され
ている全ての組成は、特記のない限りは、単位は重量％
である。表４は、鉄の量を２７．５％に維持し、アルミ
ニウムを５．４％に維持した状態で、ニッケルと、コバ
ルトと、ニオブの量を変化させた試料を示す。

【００１９】表４特性に及ぼすＣｒ−Ｎｂ−Ｎｉの影響（溶湯基本成分）基本組成：２７．５Ｆｅ−５．４Ａｌ−０．１Ｔｉ−残
部Ｃｏ熱処理：1010℃／１時間、AC＋788 ℃／16時間FC〜621
℃／８時間、AC

【００２０】

【表５】ＡＣ＝空冷ＦＣ＝炉冷表５に、表４に示した数種の合金の室温での機械的特性
を示す。

【００２１】表５室温引張り特性に及ぼすＣｒ−Ｎｂ−Ｎｉの影響基本構成：２７．５Ｆｅ−５．４Ａｌ−０．１Ｔｉ−残
部Ｃｏ熱処理：1010℃／１時間、AC＋788 ℃／16時間FC〜621
℃／８時間、AC０．２％降伏強度（MPa ）／引張り強度
（MPa ）／伸び％／断面収縮率％

【００２２】

【表６】表５から、ニオブを３％含有する全ての材料が示す十分
な強度と延性は、ガスタービンエンジンに使用するのに
申し分ないことが明らかである。典型的な必要最低室温
強度は０．２％降伏強度で６９０ＭＰａ（１００ｋｓ
ｉ）であり、典型的な必要最低室温延性は伸びで１０％
である。室温での０．２％降伏強度が少なくとも約８２
５ＭＰａ（１２０ｋｓｉ）であることが、より有利であ
る。ニオブ４％で合金の強度が増加するが、伸びが低下
する。クロムは強度に対して顕著な影響を示し、３．５
％を超えると延性が減少した。

【００２３】表６に、表４に示した合金の７０４℃での
機械的性質を示す。表６７０４℃での引張り特性に及ぼすＣｒ−Ｎｂ−Ｎｉの影
響基本組成：２７．５Ｆｅ−５．４Ａｌ−０．１Ｔｉ−残
部Ｃｏ熱処理：1010℃／１時間、AC＋788 ℃／16時間FC〜621
℃／８時間、AC０．２％降伏強度（MPa)／引張り強度
（MPa)／伸び％／断面収縮率％

【００２４】

【表７】高温での全ての合金の強度及び延性は、許容できるもの
であった。典型的な最必要低高温強度は０．２％降伏強
度で５９０ＭＰａ（８５ｋｓｉ）（７０４℃）であり、
典型的な必要高温延性は伸びで１５％（７０４℃）であ
る。ニッケル含量を増加させると、高温引張り強度が顕
著に向上した。一般的に、クロムとニオブも、これらの
高温物性に多少有益である。

【００２５】表７に、高温クリープ（ＡＳＴＭＥ−１
３９）に及ぼすＣｒ−Ｎｂ−Ｎｉの影響を示す。表７６４９℃／３７９ＭＰａクリープに及ぼすＣｒ−Ｎｂ−
Ｎｉの影響基本組成：２７．５Ｆｅ−５．４Ａｌ−０．１Ｔｉ−残
部Ｃｏ熱処理：1010℃／１時間、AC＋788 ℃／16時間FC〜621
℃／８時間、AC0.2%歪みが生じるのに要する時間及び第
二次クリープ速度（m/m ／時間）

【００２６】

【表８】クロムを２％添加することにより、０．２％歪み時間
が、クロムを含有しない合金と比較して、１００％以上
及び４００％も向上した。さらに、二次クリープ速度
は、クロムを２％を超えて含有する材料では、一桁減少
した。ニッケルとニオブの含量を増加させると、クリー
プ物性に対して相乗効果があると思われる。ニッケル３
３％を含有する材料では、ニオブ含量４％で、０．２％
歪み時間がさらに増加し、二次クリープ速度が減少し
た。最も有利なクリープパラメータは、０．２％歪み時
間が少なくとも１５時間で、二次クリープ速度が５×１
０^-5ｍ／ｍ時間である。

【００２７】表８に、シャルピーＶノッチ衝撃エネルギ
ーに及ぼすクロム−ニオブの影響を示す。表８室温シャルピーＶノッチ（ＣＶＮ）衝撃エネルギーに及
ぼすＣｒ−Ｎｂ−Ｎｉの影響基本組成：２７．５Ｆｅ−５．４Ａｌ−０．１Ｔｉ−残
部Ｃｏ熱処理：1010℃／１時間、AC＋788 ℃／16時間FC〜621
℃／８時間、ACシャルピーＶノッチ衝撃エネルギー（Ｎ
・ｍ）

【００２８】

【表９】上記の室温衝撃エネルギーは低いが、構造タービン用途
には使用できる。上記の衝撃エネルギーは、ほぼインコ
ロイ合金９０９と同様である。インコロイ合金９０９
は、構造タービン用途に使用されて好結果を示してい
る。ニッケルを増加させると、衝撃エネルギーが増加す
ることが判明した。クロムの効果は顕著であり、クロム
含量４％では衝撃エネルギーが顕著に低下することが判
明した。合金は、室温ＣＶＮ衝撃エネルギーが少なくと
も５Ｎ・ｍであるのが有利である。より有利な室温ＣＶ
Ｎ衝撃エネルギーは、少なくとも１０Ｎ・ｍである。

【００２９】表９に、種々の温度での熱膨張係数（ＣＴ
Ｅ）に及ぼすクロム、ニッケル及びニオブの影響を示
す。表９ＣＴＥ挙動に及ぼすＣｒ−Ｎｂ−Ｎｉの影響基本組成：２７．５Ｆｅ−５．４Ａｌ−０．１Ｔｉ−残
部Ｃｏ熱処理：1010℃／１時間、AC＋788 ℃／16時間FC〜621
℃／８時間、AC316 ℃、427 ℃及び649 ℃でのＣＴＥ
（μｍ／ｍ／℃）；屈曲温度（℃）

【００３０】

【表１０】屈曲温度より低い温度では、クロムを０〜２％添加する
ことにより、ＣＴＥが０．９μｍ／ｍ／℃減少した。屈
曲温度を超える温度では、合金は、常磁性挙動と一致し
たＣＴＥの増加を示す。クロム含量２〜４％では、屈曲
温度未満の強磁性範囲において熱膨張係数にはほとんど
影響なかった。しかしながら、屈曲温度を超える温度で
は、クロムによりＣＴＥが顕著に増加した。しかしなが
ら、クロムは、屈曲温度を増加させる傾向がある。

【００３１】合金のＣＴＥは、６４９℃で、合金７１８
よりも少なくとも１０％低い、即ち、１３．６μｍ／ｍ
／℃未満であるのが有利である。合金のＣＴＥは、６４
９℃で、合金７１８よりも少なくとも１５％低い、即
ち、１２．８５μｍ／ｍ／℃未満であるのがより有利で
ある。本発明の合金の場合、ＣＴＥの１０％減少に加え
て、たわみ角及び屈曲温度がインコネル合金７１８に匹
敵することが、多くのガスタービンの設計上有利であ
る。クロムを４％含有する合金では、ＣＴＥは、３１６
℃で２６％低く、４２７℃で２１％低く、そして６４９
℃で１３％低かった。クロムを３％含有する合金では、
ＣＴＥは、３１６℃で２６％低く、４２７℃で２３％低
く、そして６４９℃で１６％低かった。たわみ角はイン
コネル合金７１８のたわみ角とは正確には一致しない
が、本発明合金を合金７１８と併用するときに技術面で
の利点が得られる程度には十分一致している。クロムを
４％添加することにより生じる屈曲温度が低下した合金
でさえ、ガスタービン用途に適当な屈曲温度を有してい
た。屈曲温度を超える温度では、熱膨張速度が顕著に増
加する。

【００３２】種々のＮｉ、Ｃｏ及びＣｒ重量％の組み合
わせでのＣＴＥを予測するために、公称２７Ｆｅ、５．
５Ａｌ及び３Ｎｂを含有する合金に関する３１６℃での
ＣＴＥと６４９℃でのＣＴＥを相関する線形回帰モデル
を公式化した。形成した単位μｍ／ｍ／℃のモデルは、
以下のようであった。ＣＴＥ_{316 ℃}＝３．６４＋０．００７（Ｃｏ)(Ｎｉ）−
０．２８１（Ｃｒ）＋０．０４５（Ｃｒ）² ＣＴＥ_{649 ℃}＝１２．５８＋０．０９９（Ｃｒ）＋０．
０４７（Ｃｒ）²−０．０２２（Ｃｏ）

【００３３】その後の試験で、鉄含量約２４〜２８％の
範囲では、上記式の予測性が良好であることが証明され
た。ニッケル含量に応じて、合金は、コバルト３７％以
下及びクロム１０％以下を含有してよく、合金７１８よ
りもＣＴＥを１０％低く維持できる。６４９℃に関する
モデルでは、高温でのほとんどの有利な操作での最大ク
ロム含量は、コバルト濃度に応じて、約５％以下、５．
５％以下及び６％以下に限定される。屈曲温度を超えな
い用途では、クロムの量を増加させることにより、所望
のＣＴＥが得られる。

【００３４】表１０に、耐食性に及ぼす少量のクロムの
影響を示す。表１０塩水噴霧試験結果合金９０９及び合金７１８との比較

【００３５】

【表１１】備考）１．完全な組成については表３を参照の事。２．塩水噴霧試験は、ＡＳＴＭＢ１１７−８５に準じ
て、３５℃で７２０時間行った。

【００３６】クロムを３％含有する材料は、予想外に
も、ＡＳＴＭＢ１１７−８５に準じた塩水噴霧試験か
ら生じる腐食をなくすことが判明した。しかしながら、
クロム含量が１％しかないと、孔食を加速することが判
明した。クロムを３％含有する材料では、腐食速度は、
クロムを１％含有する合金と比較して優れており、イン
コロイ合金９０９に対してはるかに向上した。耐塩水噴
霧性のために、クロムをモリブデンに、完全又は部分的
に代替できる。

【００３７】表１１に、５３８℃での静的亀裂寿命に及
ぼすクロム、ニオブ及びニッケルの影響を示す。表１１５３８℃での静的亀裂寿命に及ぼすＣｒ−Ｎｂ−Ｎｉの
影響基本組成：２７．５Ｆｅ−５．４Ａｌ−０．１Ｔｉ−残
部Ｃｏ熱処理：1010℃／１時間、AC＋788 ℃／16時間FC〜621
℃／８時間、AC２５．４ｍｍＣＴ（compact tension te
st）試験片初期応力強度２７ＭＰａｍ^1/2からの総亀裂寿命（時
間）

【００３８】

【表１２】ＰＣＦ＝初期亀裂破損

【００３９】約５３８℃の温度で、インコロイ合金９０
７及び９０９等の合金は、亀裂感受性が増加する。ＣＴ
長期加重下で破壊を生じる時間、即ち、亀裂寿命は、１
桁〜２桁向上した。亀裂寿命の増加は、ニッケル濃度を
低下させ、コバルト濃度を増加させた合金において特に
顕著であった。ニオブは、より高ニッケルである合金に
おいて効果がないか、わずかに負の効果を示すように思
われた。ニオブ４％及びニッケル２７％を含有する合金
の初期亀裂寿命は、室温で脆性挙動を示したことを表
す。本発明の合金は、初期応力強度２７ＭＰａ及び温度
５３８℃の条件下で亀裂寿命が１０時間であることが有
利である。本発明の合金は、初期応力強度２７ＭＰａ及
び温度５３８℃の条件下で亀裂寿命が２０時間であるこ
とがより有利である。

【００４０】表１２に、５３８℃での静的亀裂成長速度
に及ぼすクロム、ニオブ及びニッケルの影響を示す。表１２５３８℃での静的亀裂寿命に及ぼすＣｒ−Ｎｂ−Ｎｉの
影響基本組成：２７．５Ｆｅ−５．４Ａｌ−０．１Ｔｉ−残
部Ｃｏ熱処理：1010℃／１時間、AC＋788 ℃／16時間FC〜621
℃／８時間AC 初期応力強度＝２７ＭＰａｍ^1/2 亀裂成長速度（ｍｍ／秒）

【００４１】

【表１３】ＶＴ＝試験不能

【００４２】表１２から、クロムを少なくとも２％含有
する合金の静的亀裂成長速度は、クロムを含有しない合
金の亀裂成長速度よりも１桁〜２桁減少することが分か
る。ニッケルを３０％以下含有する合金は、特に耐亀裂
成長性がよい。ニッケルを２７％含有する合金の亀裂成
長速度は、従来の熱処理を施した合金７１８の亀裂成長
速度と実質的に同等であった。図１において、合金の耐
亀裂成長性は、クロムを少なくとも２％含有せしめるこ
とにより１桁〜２桁向上する。 '０７２特許公開公報の
合金は、特定の構造用途に望まれるよりも欠陥や損傷許
容性が小さい。クロムを少なくとも２％含有する本発明
の合金は、合金７１８の１桁以内である。実際のとこ
ろ、応力強度約５０ＭＰａｍ以下で、合金の中には、合
金７１８よりも耐亀裂成長性が大きいものがある。

【００４３】特に、図２から、耐亀裂成長性について、
ニッケル濃度を減少させ、コバルト濃度を増加させるこ
との利点が分かる。ニッケル含量を３３％から２７％に
減少させるとともに、コバルト含量を２８％から３４％
に増加させることにより、耐亀裂成長特性が向上した。
具体的には、２．９％Ｃｒで、２７％Ｎｉ、３４％Ｃｏ
及び２８％Ｆｅを含有する試料No. １６は、有利な耐亀
裂成長特性を兼ね備えていた。

【００４４】比較のために、表１３に、 '０７２特許公
報の代表的なクロム不含有合金を示す。表１３５３８℃での静的亀裂成長速度に及ぼす熱処理の影響試料１製品：フラット２．５ｃｍ×１０．２ｃｍ熱処理：表示焼鈍／１時間、ＡＣ＋表示時効温度／１６
時間ＦＣ（３８℃／時間）〜６２１℃／８時間、ＡＣ２５．４ｍｍＣＴ試験片表示応力強度での亀裂成長速度（ｍｍ／秒）初期応力強度＝２７Ｍｐａｍ^1/2

【００４５】

【表１４】ＰＣＦ＝初期亀裂破損表１３の組成は、公称的に、重量％で、３３Ｎｉ−３１
Ｃｏ−２７Ｆｅ−５．３Ａｌ−３．０Ｎｂと、わずかな
０．０２Ｃｒを含有するものである。表１１の合金につ
いての亀裂成長速度は、合金７１８よりもはるかに大き
かった。さらに、熱処理は、亀裂成長速度にわずかに影
響しただけであった。

【００４６】表１４に、５３８℃での静的亀裂成長速度
に及ぼす種々の熱処理の影響を示す。表１４５３８℃での静的亀裂成長速度に及ぼす熱処理の影響試料３製品：フラット０．８９ｃｍ×６．４ｃｍ熱処理：表示焼鈍／１時間、ＡＣ＋表示時効温度／１６
時間ＦＣ（３８℃／時間）〜６２１℃／８時間、ＡＣ２５．４ｍｍＣＴ試験片表示応力強度での亀裂成長速度（ｍｍ／秒）初期応力強度＝２７Ｍｐａｍ^1/2

【００４７】

【表１５】 _応力強度他の熱処理：ＭＰａｍ^1/2 １０１０℃ ７８８℃ ３３４．２×１０^-5 ５５４．２×１０^-4 １０６６℃ ８９９℃／４＊３３２．１×１０^-5 ５５２．５×１０^-4 合金７１８３３１．３×１０^-5 ５５４．２×１０^-5 ＊８９９℃／４時間ＦＣ（３８℃／時間）〜６２１℃／８時間、ＡＣ

【００４８】表１４の組成は、重量％で、公称３４Ｎｉ
−３０Ｃｏ−２４Ｆｅ−５．４Ａｌ−３．１Ｃｒ−３．
０Ｎｂであった。表１３の合金とは異なり、３％クロム
合金は、熱処理により明確な影響を受けた。図３におい
て、焼鈍及び時効により、本発明の亀裂成長速度は、合
金７１８の亀裂成長速度に近接するところまで改善され
た。 '０７２の合金の亀裂成長速度は、許容できない程
度に高く、熱処理によって十分に改善されなかった。

【００４９】本発明の合金は、３相構造から実質的にな
る。主要マトリックスは、オーステナイト面心立方又は
γ相である。γ相は、γプライム相の析出により強化さ
れる。β相は、耐ＳＡＧＢＯ性を付与する。図４におい
て、より高い温度での焼鈍後、耐亀裂成長性は、時効温
度を増加及びβ析出熱処理により改善された。β相は、
約１０９０℃（２０００゜Ｆ）未満の焼鈍温度で形成す
る。β相は、約７５０〜１０００℃（１３８２〜１８３
２゜Ｆ）で最も多量に形成する。この高温での時効処理
は、高温ろう付け後に特に有用である。β相析出熱処理
は、亀裂成長速度の減少に寄与すると思われる。時効温
度と炉での熱処理間の異なる温度での冷却等の冷却経路
との組み合わせにより、γプライム強化相の形態が制御
される。

【００５０】表１５に、亀裂成長速度に及ぼすＣｒ、Ｎ
ｉ、焼鈍及び時効の影響を示す。表１５Ｃｒ、Ｎｉ、焼鈍及び時効の影響５３８゜ｄａ／ｄｔ（ｍｍ／秒）Ｋ＝３３及び５５Ｍ
Ｐａｍ^1/2

【００５１】

【表１６】備考：１）７１８ｄａ／ｄｔ分散バンド内のｄａ／ｄｔはボー
ルド体で示してある。２）焼鈍：表示温度／１時間、ＡＣ３）時効：表示温度／１６時間、６２１℃まで炉冷、Ａ
Ｃ４）平坦なｄａ／ｄｔ−応力強度曲線由来のｄａ／ｄｔ
データ５）試験片は、７．６２ｍｍ厚さ×２４．４ｍｍ幅ＣＴ
試験片で、ＡＳＴＭＥ６４７に準じて測定した疲労が初
期亀裂深さ１．２７ｍｍのもの。６）ＶＴ＝試験不能

【００５２】表１５のデータから、亀裂成長速度に対し
てＣｒが正の効果を示すことが確認できる。さらに、ニ
ッケル含量を減少させることによっても、亀裂成長速度
が減少すると思われる。さらに、組成変化に加えて、焼
鈍温度と時効温度を操作しても、耐亀裂成長性をさらに
増加できる。本発明の合金の亀裂成長挙動は、合金内に
析出した相の形態、体積％及び位置に大きく依存すると
思われる。析出物が粒界に存在するとき、球状β型相の
体積％がはるかに低いことが要求される。また、β規則
化及び変態が、耐亀裂成長性に寄与できると思われる。

【００５３】図５において、コバルト濃度とクロム濃度
は、各々、亀裂成長速度に大きな影響を及ぼす。図５の
データは、Ｆｅ２４．５〜２７．５％及びＮｉ２７〜３
４％を含有する合金に基づくものである。全ての合金
は、１０１０℃で１時間焼鈍し、空冷し、７７８℃で１
６時間時効し、６２１℃まで炉冷し、６２１℃で８時間
時効し、そして空冷した。図７は、高濃度のコバルトと
予想外に低濃度のクロムとの組み合わせにより、耐亀裂
成長特性が改善されることを示している。本発明の合金
は、応力強度３３ＭＰａ及び温度５３８℃の条件での亀
裂成長速度が１×１０^-4未満であることが有利である。
亀裂成長速度は、応力強度３３ＭＰａｍ及び温度５３８
℃の条件下で、５×１０^-5未満であることが有利であ
る。図６において、顕著なγプライム析出熱処理を前提
として、ニッケル含量を減少させることにより、合金の
亀裂成長速度が遅くなる。最大亀裂成長速度は、１９０
０°Ｆ（１０３８℃）と２０００°Ｆ（１０９３℃）と
の間の温度での焼鈍後に生ずる。最小速度は、約１８０
０°Ｆ（９８２℃）又は２０５０°Ｆ（１１２１℃）近
辺の温度での焼鈍後に生ずる。

【００５４】ニッケルの影響は非常に顕著であるが、材
料を１９００°Ｆ（１０３８℃）と２０００°Ｆ（１０
９３℃）との間の温度で焼鈍するときにとりわけ顕著で
ある。ニッケル含量が２７％未満であると、耐ｄａ／ｄ
ｔ性と耐亀裂発生性が優れている。ニッケルを２４％含
有する試料は、顕著な亀裂止め効果を示し、亀裂成長速
度調整能が付与された。（図６のプロットは、試験中に
実際に亀裂成長を停止させた亀裂の平滑化に起因しない
実際の最大可能亀裂成長である。）しかしながら、ニッ
ケルを２４％しか含有しない合金は、安定性、ＲＴＴ強
度及び延性を減少させ、高延性で応力破壊寿命を低下さ
せた。しかしながら、このニッケルを２４％含有する合
金の機械的物性の低下は、いくつかの工業的用途にとっ
ては許容できないレベルではない。さらに、ある種の用
途での最適な物性の組み合わせの場合、上記２４％ニッ
ケルが合金に存在することが推奨される。

【００５５】ｄａ／ｄｔと焼鈍温度及びニッケル含量と
の相関は、耐ｄａ〜ｄｔ性に寄与しない時効熱処理につ
いてである。したがって、プロットは、最適ニッケル含
量は、１９００°Ｆでの焼鈍を考慮すべきであるならば
約２６％と２９％との間であるか、あるいは１８００°
Ｆ（９８２℃）又は２０５０°Ｆ（１１２１℃）での焼
鈍後より低温度で時効処理する場合には約３４％ニッケ
ル以下であることを示している。現在、コバルトを犠牲
にしてニッケルを増加させると、β相を犠牲にしてγプ
ライムを安定化するか、何らかの方法でβ相の構造及び
／又は組成を変更して耐クリープ性を増加するか、粒界
酸素拡散を助長するか、それらの両方の現象が起こる。

【００５６】試料No. ３０は、約４，０００ｋｇの真空
誘導溶融及び真空アーク再溶融インゴットから得たもの
である。図７において、試料３０のエンジンリング２″
（５．０８ｃｍ）厚さ×４″（１０．１６ｃｍ）高さ×
２８″（７１．１２ｃｍ）ＯＤを試験し、表示のように
焼鈍し、１４００°Ｆ（６６０℃）で１２時間時効し、
８時間かけて１１５０°Ｆ（６２１℃）に炉冷し、そし
て空冷した。

【００５７】二次クリープ速度は、１９５０°Ｆ（１０
６６℃）までは、耐クリープ性超合金で通常見られるよ
うに、焼鈍温度とともに減少した。コバルトに起因する
クリープ速度の減少とともに、これも予測されるよう
に、長正面（ｌｏｎｇｔｒａｖｅｒｓｅｐｌａｎ
ｅ）ではｄａ〜ｄｔ速度が加速される。しかしながら、
短正面（ｓｈｏｒｔｔｒａｖｅｒｓｅｐｌａｎｅ）
におけるｄａ／ｄｔは、焼鈍温度が１９５０°Ｆ（１０
６６℃）を超えるまでは変化せず、その温度を超えると
顕著に増加して長正面のｄａ〜ｄｔと同等となった。１
９５０°Ｆ（１０６６℃）での焼鈍で最小値に到達した
後、クリープ速度は２０００°Ｆ（１０９３℃）及び２
０５０°Ｆ（１１３９℃）での焼鈍で増加した。長正面
ｄａ〜ｄｔは、同様の焼鈍でそれに対応して減少した。
短正面ｄａ〜ｄｔも、２０５０°Ｆ（１１３９℃）焼鈍
で減少した。

【００５８】この特性挙動は、一定の高温溶体化処理で
のほとんどの超合金の挙動とは異なるものであった。一
般的に、焼鈍温度の増加及び得られる粒度が粗くなると
ともに、クリープ速度は減少を続ける。そして、環境で
助長された亀裂成長を受けた超合金は、典型的に、粒度
が粗くなるとともに亀裂成長速度が顕著に早くなる。焼
鈍温度に対するｄａ／ｄｔとクリープ速度の挙動は、微
細構造の変化を考慮することにより部分的に説明され
る。焼鈍温度の増加とともに、４種の微細構造が区別さ
れることができる。

【００５９】約１８５０°Ｆ（１０１０℃）又はそれ以
下の温度での焼鈍後（種類Ｉ）、微細構造は、粒界析出
物を有する二重「集合」組織において、微細粒、極めて
多量の微細及び粗いβ相粒子を含有している。粗βの多
くは、前の処理中に析出した。βは熱間温度でのマトリ
ックスよりは軟質であるので、処理前及び処理後に形成
されるβは、異方性となる。微細粒子で多量のβの場
合、耐クリープ性はより低くなり、そしてクリープ速度
はより早くなる。粒界析出と亀裂経路が長くなって（粒
子の微細化と粗β相異方性による）酸素拡散が遅くなる
とともに、クリープ塑性が大きくなり亀裂先端平滑化さ
れるにつれて、低温時効熱処理（＜１４５０°Ｆ、即
ち、＜７８８℃）中にγプライム析出した場合でさえ、
ｄａ／ｄｔ速度が遅くなる傾向がある。

【００６０】種類IIにおいて、焼鈍温度が増加するにつ
れて、処理中に析出する粒界β相が可溶化されはじめ、
粒子が粗大化しはじめる。粗大な粒内βは、種類II内で
その異方性を保持すると思われる。粒子の粗大化及び総
β含量の低下とともに、クリープ速度が減少する。長正
面ｄａ／ｄｔは、ほとんど粒界βなしで増加して酸素拡
散を遅くし、粒子の粗大化のために亀裂経路がより好ま
しいものとなる。しかしながら、亀裂面は交差し細長く
延びたβ粒子を貫通するか、それらの周囲を通過するの
で、短正面ｄａ／ｄｔは、比較的変化なく低く維持され
る。これらのβ粒子は、亀裂を平滑化（局部微小クリー
プ塑性のため）及び／又は亀裂先端応力及び歪場を再分
布する役割を果たす。

【００６１】最大長正面亀裂成長速度及び最小耐クリー
プ性の両方は、１９５０°Ｆ（１０６６℃）での焼鈍で
生じる。この焼鈍では、ほとんどといっていいほど粒界
析出がなく、粒度は粗大化してＡＳＴＭ＃６〜＃４（４
６μｍ〜８９μｍ）となるが、まだ粗大な細長く延びた
粒内β（一部は粒界三重点を固定する）がある。少なく
とも約１９５０°Ｆ（１０６６℃）の焼鈍温度で、種類
III が生じる。βの存在量は顕著に減少し、残存するβ
粒子は等方性となる。また、稀薄な粒内析出がある。粒
度は、１９５０°Ｆで焼鈍した材料に対してわずかに粗
大化し、等方性である。

【００６２】ここで短正面亀裂成長速度が顕著に高くな
り、長正面亀裂成長速度と同等になる。これは、おそら
く、この配向に沿った低速亀裂成長を助長する細長いβ
がなくなったためと思われる。

【００６３】しかしながら、興味深いことに、長正面ｄ
ａ／ｄｔはわずかに低くなり、クリープ速度はわずかに
高くなる。これは、極微細なβが析出しているか、γプ
ライム構造が変化していることを示唆しているものと思
われる。また、β相の原子規則化における変態が、クリ
ープ機構を変えることがある。

【００６４】種類IVにおいて、２０５０°Ｆ（１１２１
℃）での焼鈍後、粒内と特に粒界内との両方でβ再析出
がはじまった。この析出は、明らかに、２０５０°Ｆ
（１１２１℃）での焼鈍後からの冷却後すぐの１４００
°Ｆ（７６０℃）の時効熱処理サイクル中か、それらの
両方で生じたものである。加工熱処理中に析出したβと
比較して、このβは、粒界において極めて微細な分離粒
子である傾向があり、そして粒内において微細ラス（La
th）の外観を有することさえある。βの再出現ととも
に、クリープ速度はわずかに増加し、長正面亀裂成長速
度と短正面亀裂成長速度の両方が減少する。

【００６５】図８（Ａ）及び（Ｂ）は、５３８℃ｄａ／
ｄｔに及ぼす焼鈍温度と時効温度の総合的な影響を示し
ており、２７％〜３２％の範囲にニッケル含量の試料に
ついてＫ＝３３ＭＰａｍでの平均ｄａ／ｄｔを使用して
図８（Ａ）及び（Ｂ）の等高線を得た。

【００６６】Ｋ＝３３ＭＰａｍ及び温度５３８℃の条件
下での亀裂成長速度（ｄａ／ｄｔ）は、約１×１０^-4ｍ
ｍ／秒以下が有利である。これは、微細粒子条件（例え
ば、１８００°Ｆ又は９８２℃での焼鈍）でのインコロ
イ合金９０９の概略ｄａ／ｄｔ値である。ｄａ／ｄｔ値
は、これらの条件下で、５×１０^-5ｍｍ／秒以下である
のが最も有利であろう。これは、微細粒子δ析出焼鈍
（例えば、１７５０°Ｆ〜１８００°Ｆ、即ち９５４℃
〜９８２℃）後のインコロイ合金７１８の概略ｄａ／ｄ
ｔ値である。それぞれ特定の利点と欠点がある３種の異
なる熱処理を介して種々の方法で亀裂成長を減少できる
ことが見出された。

【００６７】１）低温焼鈍（≦１８５０°Ｆ、１０１０
℃）：１８５０°Ｆ（１０１０℃）での焼鈍で、１０×
１０^-5インチ／分（４．２×１０^-5ｍｍ／秒）以下の亀
裂成長速度が得られ、１８００°Ｆ、（９８２℃）で５
×１０^-5インチ／分（２．１×１０^-6ｍｍ／分）の亀裂
成長速度が得られる。過時効（＞１４５０°Ｆ、７８８
℃）時効熱処理により、もっと低ｄａ／ｄｔ値さえも可
能である。利点：低温焼鈍で最高降伏強度が得られる；ｄａ／
ｄｔは、時効熱処理に対する感受性が小さいので、時効
温度を広範囲な温度から選択できる；そして低温焼鈍
は、合金７１８等の合金と適合する（合金７１８へ接合
した合金を一緒に容易に処理できる）。欠点：この材料は、前の加工熱処理履歴に対してより
感受性がある；処理中に析出するより粗大なβ粒子
が、異方性の機械的性質を生じることがある；より多
量で粗大なβ粒子を有する材料は、中間温度への長時間
暴露後より延性損失を生じやすいことがある；微細粒
子及び多量のβ相のため、耐クリープ性が減少する；そ
して、タービンエンジンケーシング及びシールを接合
する際に使用することのよくある高温ろう付け熱処理と
は適合しない。低温焼鈍は、０．５〜１０時間の長さが
有利である。焼鈍は、０．５〜６時間の長さがより有利
である。低温焼鈍は、少なくとも１６５０°Ｆ（９００
℃）の温度で生じるのが最も有利である。

【００６８】２）より高温のβ時効処理（≧１４５０°
Ｆ、７８８℃）：この範囲の時効温度は、全ての時効温
度について、ｄａ／ｄｔ速度を１０×１０^-5インチ／分
（４．２×１０^-6ｍｍ／秒）、５×１０^-5（２．１×１
０^-6ｍｍ／秒）又はそれ以下に減少させるのに効果的で
ある。利点：時効温度≧１５００°Ｆ（８１６℃）は、焼鈍
温度とは無関係に一貫して良好な耐亀裂成長性を提供す
る；＞１８５０°Ｆ（１０１０℃）で＜２０００°Ｆ
（１０９３℃）である温度での焼鈍について、非常に優
れた耐ｄａ／ｄｔ性を提供する唯一の方法である；そし
て応力破壊延性を向上させる。欠点：β相がより多くなり、そして粒界βマトリック
ス界面の面積がより大きくなるために、１０００°Ｆ
（５３８℃）でさらに不安定となる；クリープ強度と
破壊寿命が犠牲となる（時効時間が短くないとき）；そ
して熱処理は、接合したエンジン部品における他の材
料の熱処理とは必ずしも適合しない。β時効処理は０．
５〜２４時間の長さが有利であり、１〜６時間の長さが
最も有利である。β時効処理は、８２０℃を超え８９０
℃未満である温度で生じる。

【００６９】３）高温焼鈍（＞２０００°Ｆ、１０９３
℃）：２０５０°Ｆでの焼鈍で、約５×１０^-5インチ／
分（２．１×１０^-6ｍｍ／秒）以下のｄａ／ｄｔ速度が
提供される。利点：一次βの一部分を含む多くのβを可溶化し、粒
界における微細粒状物の形態の再析出を制御できる；
粒度をわずかに粗大化し、粒子構造の等方性を回復し、
そしてβ相を残存させる；時効熱処理温度に対するｄ
ａ／ｄｔ依存性を減少させる；応力破壊強度と、耐ク
リープ性と、耐ｄａ／ｄｔとの間のバランスが良好であ
る；そして最適な衝撃靭性が提供される。欠点：降伏強度が低くなることがある；そしてβの
析出が不十分であると、ノッチ応力破壊を生じやすくな
る。高温焼鈍は、０．５〜１０時間が有利である。高温
焼鈍は、０．５〜６時間が最も有利である。高温焼鈍温
度は、融解温度未満でなければならず、２１２５°Ｆ
（１１６３℃）未満が最も有利である。

【００７０】室温引張り降伏強度と伸びに及ぼす熱処理
の影響並びに６４９℃／５８６ＭＰａのコンビネーショ
ン平滑ノッチ（Ｋ３．７）応力破壊寿命と伸びに及ぼす
熱処理の影響について、さらに説明する。試料３０の一
部分を加圧鍛造し、直径８″（２０ｃｍ）に機械旋盤旋
回し、続いて熱間アプセットし、そして熱間リングロー
リングに付して寸法７１１ｍｍ外形×６１０ｍｍ内径×
１０２ｍｍ高さのガスタービンリングとした。引張り試
験及び応力破壊試験用の試験片を、長横方向（軸方向）
から切り取った。平滑ゲージバー引張り試験は、約２４
℃でＡＳＴＭＥ８に準じて行った。応力破壊試験は、
標準低応力研削法を用いて造形したコンビネーション平
滑ノッチ（Ｋｔ３．７）バーを用いて、公称正味断面応
力５８６ＭＰａ下において、６４９℃の温度で、中〜高
湿度（相対湿度３０〜６０％）の空気中で行った。応力
破壊試験と試験片は、ＡＳＴＭＥ２９２に準じた。１
０３８℃及び１１２１℃での焼鈍により、比較的温和な
条件において、応力破壊寿命の劣る材料が得られた。焼
鈍後に水焼き入れすことにより、極めて軟質な材料が得
られ、より低速での空冷中、この材料の時効により顕著
に硬化する。この時効硬化は、β及びプライム相の析出
の結果によるものであった。しかしながら、析出温度範
囲を低速炉冷すると十分な強化が生じることがあるが、
この硬化では、十分な引張り又は応力破壊強度が付与さ
れなかった。５３８℃ｄａ／ｄｔに及ぼす熱処理の影響
についての以前の研究では、１１２１℃での焼鈍は、１
０３８℃での焼鈍に対して顕著に向上した耐ｄａ／ｄｔ
性（亀裂成長速度の低下）を付与することが明らかとな
った。しかしながら、高温で焼鈍するときには、約２０
７０°Ｆ（１１３０℃ｄ）であるβソルバス温度より高
い温度で生じる急速な粒子成長を避けるために、慎重な
制御が必要である。約１０１０℃と約１０９０℃との間
の温度での焼鈍は、十分な量のβを溶解しない傾向があ
り、したがって、他の時効熱処理を用いた制御された方
法における新規なβ再析出のための有効Ａｌを制限する
ように思われた。その結果、この温度範囲において焼鈍
される材料の機械的性質は、時効熱処理でわずかではあ
るが変化する傾向があり、より長時間での高温時効熱処
理（８００℃以上で１２時間以上暴露）を行って適度な
耐亀裂成長性を得る必要があった。このようなことか
ら、機械的性質についての説明は、１１２１℃での焼鈍
に焦点をあてて行う。この高温焼鈍は、十分な量のβと
ほぼ全てのγプライムを溶解し、残存小球状βを球状化
し不規則化する一方で、存在するマルテンサイト相を溶
解し、この工程において、Ａｌをγマトリックスに溶解
する。さらに溶解したＡｌは、時効熱処理中での、用い
られる時効熱処理に応じて粒内微細球状（又は針状のこ
とがある）β、離散微細粒界β又はγプライムとしての
再析出に有用である。

【００７１】１１２１℃焼鈍＋恒温時効１１２１℃で焼鈍した後の７３２℃と８４３℃との間の
温度で恒温時効すると、種々の結果が得られる。１．
７３２℃で８時間の恒温時効では、降伏強度が８４ＭＰ
ａ〜６４４ＭＰａ増加して有用なレベルとなった。しか
しながら、応力破壊寿命と延性が減少した。この温度の
時効により多量のγプライムが析出したが、β析出温度
未満でありβは生じなかった。さらに、前工程で析出し
た小球状βは、Ｆｅ₃Ａｌに見られるのと極めて類似し
たＤＯ₃規則化に類似した分解を示し、そしてβ−γ界
面でのβ小球体内及びβ−β粒界において少量の小板状
相が形成された。まだ明確には同定されていないが、こ
れらの小板状体は、Ｎｉ₅Ａｌ₃又はＮｉ₂Ａｌを主成
分とするマルテンサイトＢＣＴであると思われた。この
ように、上記熱処理に付した材料は、顕著に向上した強
度を有するが、この材料を酸素補助サステンド付加亀裂
に対してより感受性とすると、応力破壊強度と延性が悪
化した。ノッチ破面上の延性粒内引張り破壊領域に隣接
する三日月状粒界破壊領域の古典的出現により、応力加
速粒界酸素脆化による急速亀裂成長が明確に示された。

【００７２】２．７８８℃で１６時間の時効により、
極めて良好な応力破壊強度と延性が得られ、降伏強度は
増加（３１ＭＰａ）したが、所望のレベルよりは低かっ
た。この温度は、最小β析出温度よりもわずかに高い
が、図９に示したγプライムソルバスよりはまだ低い。
γプライム相は、約１５００°Ｆ（８１５℃）であるγ
プライムソルバス温度よりも低い温度で析出されるのが
有利である。したがって、得られた微細構造は、前のβ
小球体の他に、新規に析出したβとγプライムとの両方
を含んでいた。しかしながら、より高温の析出温度とよ
り長時間の暴露のために、γプライム粒子は比較的粗
く、したがって、降伏強度の増加は中程度であった。析
出β（粒内と粒界の両方で生じた）と粗大γプライム
（より大きなミクロクリープ塑性を生じる）との組み合
わせにより、環境助長亀裂成長を抑制することにより、
極めて良好な破壊寿命と高延性の両方が得られる、しか
しながら、降伏強度は、高強度を必要とする用途には不
適当である。

【００７３】３．８４３℃で８時間の焼鈍では、応力
破壊寿命が低下したがまだ許容できるレベルであるとと
もに、優れた延性が得られたが、降伏強度は、焼鈍・空
冷材料よりも低いレベルに減少した。この温度は、図９
のγプライムソルバスよりも上であり、十分にβ析出温
度範囲内である。γプライムからβへの変態の結果及び
固溶体から、粒内と粒界に多量のβが析出した。βには
変態しないが溶解しないγプライム粒子は、粗大化し、
引張り強化剤としては効果がなくなったように思われ
た。得られた結果は、６４９℃破壊寿命は許容できるも
のであるとともに延性が優れており、良好な耐環境亀裂
性を示しているが、降伏強度が焼鈍材料よりも低く、高
強度を必要とする用途には不適当であった。１〜３０時
間の恒温時効は、約１０１０℃と合金の溶解温度との間
の温度で０．５〜１０時間焼鈍した後に行うのが最も有
利である。また、恒温焼鈍は、約１３５０°Ｆと１５０
０°Ｆ（７３２℃と８１５℃）との間の温度が、最も有
利である。これらの恒温時効により、良好な応力破壊強
度及び寿命が提供されるが、多少の延性損失が生じる。

【００７４】１１２１℃での焼鈍＋２段時効熱処理７３２℃及び７８８℃時効熱処理後、６２１℃まで５６
℃／時間で炉冷、８時間保持後空冷することにより得ら
れる効果について説明する。１．７３２℃／８時間ＦＣ６２１℃／８時間ＡＣ恐らく前工程β小球体内での分解及び変態により助長さ
れたγプライム析出強化のため、７３２℃恒温時効に対
して、降伏強度が顕著に増加（１０５ＭＰａ）した。２
段熱処理に付した試料中のγプライムは、引張り強化を
高めると思われる二項サイズ分布を有していた。２段γ
プライム時効熱処理を使用するとき、時効工程間で炉冷
を行って降伏強度を最適化することが重要である。しか
しながら、時効工程間の炉冷の速度については、測定可
能な効果は見られなかった。γプライム析出は、９５０
°Ｆと１５００°Ｆ（５１０℃と８１５℃）との間の温
度での時効中に生じるのが最も有利である。粗γプライ
ムは、１２５０°Ｆ〜１４５０°Ｆ（６７７℃〜７８８
℃）の時効温度で析出させるのが最も有利である。ま
た、微細γプライム相は、１０００°Ｆ〜１３００°Ｆ
（５３８℃〜７０４℃）の温度で析出させるのが最も有
利である。また、第一及び第二γプライム時効工程は、
０．５〜１２時間が有利であり、１〜１０時間が最も有
利である。しかしながら、γプライム析出は、応力加速
粒界酸素脆化には寄与せず、前のβ析出（体積けん引に
おける）が不十分であり、したがって、環境感受性ノッ
チ破壊のために応力破壊寿命が劣る。この熱処理は、高
強度を必要とする室温での用途には十分であるが、高温
用途には有用ではない。

【００７５】２．７８８℃／１６時間、ＦＣ６２１℃
／８時間ＡＣここでも、降伏強度は大きく増加（１６２ＭＰａ）し、
上記７３２℃２段熱処理の場合とほぼ同一であった。７
３２℃２段熱処理とは対照的に、この材料の応力破壊寿
命と延性は優れており、耐酸素脆化性と良好な耐亀裂成
長性が顕著に向上したことを示している。この状態での
材料は、粒内の顕著な量のβ析出と粒界内の微細β析出
に伴い、粒内に二項サイズ分布を有するγプライム析出
を示した。最適な量のβ相と混合サイズ分布のγプライ
ムの両方を組み合わせることによる有利な効果は、高強
度と良好な応力破壊寿命・延性の両方が兼ね備わること
により分かる。この熱処理は、ガスタービンエンジンで
の仕様を含む室温及び高温用途用熱処理として有利であ
る。

【００７６】１１２１℃焼鈍＋３段時効熱処理この熱処理は、より高温のβ析出熱処理（８４３℃／２
時間ＡＣ）と、インコロイ合金９０９又はインコネル合
金Ｘ７５０若しくは７１８について使用されることがあ
る時効処理等の従来のγプライム又はγ２回プライム時
効熱処理とを組み合わせたものである。ここでも、高強
度と優れた破壊寿命・延性が得られた。実際に、２段時
効熱処理に対してさえ高い降伏強度が得られた。この材
料の微細構造は、二項分布サイズの立方形γプライムを
含有している比較的粗大なγ粒子（ＡＳＴＭ＃５〜＃
１）を有していた。粒内には、前の処理中に形成された
β小球体と新たに析出したβ粒子（針状に見えることが
ある）の両方が見られた。より粗大な小球体と粒子は、
Ｆｅ₃Ａｌに類似した規則化又は部分的に規則化したＤ
Ｏ₃相と、βマトリックス界面とβ−β粒界でのβ小球
体内に小板状相を示した（粗大な前析出β小球体は、粒
界により相互接続されているのが見られることがあっ
た）。より短時間でより高温のβ析出熱処理を利用した
３段熱処理により、７８８℃／１６ＦＣ５５℃／時間〜
６２１℃／８時間ＡＣ熱処理についての総時効熱処理時
間を、約２７時間から約２０時間若しくはそれ以下に減
少できた。さらに、短時間β析出熱処理により、γプラ
イム時効熱処理についての柔軟性ができ、合金をインコ
ネル合金７０６又は７１８等の異種スーパーアロイに接
合したときに都合よく熱処理できる。さらに、この合金
は、クロマイジングするか、窒化珪素等のセラミックに
接合できる。表１６に、上記熱処理から得られた機械的
試験データをまとめて示す。

【００７７】表１６室温引張り（ＲＴＴ）及び６４９℃／５８６ＭＰａコン
ビネーション平滑ノッチ（Ｋｔ３．７）応力破壊（ＳＲＵ）特性試料＃３０熱間圧延エンジンリング

【表１７】備考：１）ＡＣ＝室温まで空冷ＷＱ＝室温まで水焼き入れＦＣ＝表示した室温まで５６℃／時間で炉冷２）ＮＴ＝試験せず３）ＹＳ＝０．２％オフセット降伏強さ、ＥＬ＝伸び４）ノッチ＝表示した寿命時間でノッチ断面が破壊

【００７８】

【表１８】概略０．００７％を各試料に添加した。表１７の組成に
ついて、異なるチタン含量に関して、安定性に及ぼす長
時間暴露の影響について試験した。

【００７９】

【表１９】

【００８０】

【表２０】ベースライン熱処理：１１２１℃／１時間、ＡＣ＋８４
３℃／２時間、ＡＣ＋７１８℃／８時間ＦＣ（３８℃／時間）〜６２１℃／８時間、ＡＣ表１８において、合金は、５３８℃に暴露後顕著な延性
損失を生じることなく、少量の強度を得たように思われ
る。強度は、６４９℃に暴露後一定であったが、７０４
℃に暴露後わずかに減少した。しかしながら、Ｃｒ５．
５％及びＴｉ０．５％を含有する合金６は、７０４℃に
１，０００時間暴露後、多少の脆化を示した。したがっ
て、上記データから、チタン含量を約０．５重量％未満
に限定するのが最も有利であることが確認された。図１
０において、この熱処理された状態での試料３０のｄａ
／ｄｔは、９０９に対して１桁向上し、クロムを含有し
ない類似の合金に対して２桁向上し、そして応力強度約
４５ｋｓｉインチ^1/2（４９．ＭＰａｍ^1/2）は７１８
と同等であった。

【００８１】図１０の合金は、１１２１℃で１時間焼鈍
し、空冷し、８４３℃で１時間β析出時効し、空冷し、
７３２℃で１時間２段γプライム時効処理し、６４１℃
に炉冷し、その温度で１時間保持し、そして空冷して得
た。ｄａ／ｄｔについては多少方位効果があるかもしれ
ないが、２つの曲線はｄａ／ｄｔ試験精度内であり、顕
著な差はない。これらのデータは、焼鈍効果と時効熱処
理効果とを相俟って所望の有用な実用特性の組み合わせ
が得られる一方法を示している。

【００８２】

【発明の効果】本発明の合金は、ほとんどの鋳造用途に
適当であると予想される。類似の合金は、いくつかの許
容される鋳造特性を示した。また、β相の形成は、高Ａ
ｌ含有合金に対して良好な溶接性を付与すると思われ
る。（典型的な高Ａｌ合金は、溶接が困難である。）ま
た、本発明の合金は、粉末冶金、イットリア等の酸化物
分散質との機械式合金化又は溶剤により形成してもよ
い。以上、本発明の実施態様を説明したが、特許請求の
範囲内で本発明を変更することができ、そして時には本
発明のある特徴を対応の他の特徴を使用することなく有
利に使用することができることは当業者に理解されると
ころであろう。

【図面の簡単な説明】

【図１】横−縦方向で測定した５３８℃での静的亀裂成
長を種々の組成について比較したグラフである。

【図２】亀裂成長速度に及ぼすＮｉの影響を横−縦方向
で測定した５３８℃での静的亀裂成長を示すグラフであ
る。試料６、１２及び１６は、１０１０℃で１時間焼鈍
し、空冷し、７８８℃で１６時間時効し、６２１℃まで
炉冷し、６２１℃で８時間時効し、そして空冷して得
た。

【図３】クロム含量の異なる９８２℃で焼鈍した合金に
ついて、応力強度３３ＭＰａで横−縦方向における５３
８℃での静的亀裂成長を示すグラフである。これらの合
金は、９８２℃で１時間焼鈍し、６２１℃まで空冷し、
６２１℃で８時間保持し、そして空冷して得た。

【図４】異なる温度で焼鈍及び時効した合金について、
応力強度３３ＭＰａで横−縦方向における５３８℃での
静的亀裂成長を示すグラフである。これらの合金は、１
時間焼鈍し、空冷した。時効処理は、図に示した温度で
１６時間保持し、炉冷し、そして６２１℃で８時間保持
した後空冷して行った。

【図５】横−縦方向における初期強度３３ＭＰａで試験
した５３８℃での試料の静的亀裂成長速度に及ぼすクロ
ム含量及びコバルト含量の影響を示すグラフである。

【図６】１４５０°Ｆ（７８℃）未満の時効処理を受け
る去り似ついて、Ｎｉ含量とｄａ／ｄｔに及ぼす焼鈍温
度の影響との関係を示すグラフである。

【図７】ｄａ／ｄｔ速度と、亀裂面方向と、二次クリー
プ速度と、焼鈍温度と、形態との関係を示すグラフであ
る。

【図８】ニッケル２７〜３２％を有する合金について、
表示した温度で１時間焼鈍し、表示した温度で１６時間
時効し、１１５０°Ｆ（６２１℃）まで炉冷し、８時間
保持し、そして空冷した試料の応力強度Ｋ＝３０Ｋｓｉ
インチ^1/2（３３ＭＰａ）ｍ^1/2での１０００°Ｆ（５
３８℃）亀裂成長速度に及ぼす焼鈍及び時効の総合的影
響を示す３次元グラフである。

【図９】２１００°Ｆ（１１４９℃）で１時間溶体化処
理後水焼き入れした試料３０（表３）についての時間−
温度−変態図である。

【図１０】合金７１８、９０９及びクロムを含有しない
類似の合金と比較した、短正面方向及び長正面方向で試
験した試料３０（表３）についての、５３８℃での完全
ｄａ／ｄｔ亀裂成長曲線である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁵ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｃ２２Ｆ 1/18 Ｚ (72)発明者メリッサ、アン、ムーアアメリカ合衆国オハイオ州、サウス、ポイント、ルート、５、ボックス、686ビー (72)発明者ダレル、フランクリン、スミス、ジュニアアメリカ合衆国ウェストバージニア州、ハンチントン、ピードモント、ロード、4015 (72)発明者ラリー、アイザック、ステインアメリカ合衆国ウェストバージニア州、ハンチントン、ハイローン、アベニュ、2723 (72)発明者ジョン、スコット、スミスアメリカ合衆国オハイオ州、プロクタービル、スコット、ドライブ、ルート、４、ボックス、460デー

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、コバルト２６〜５０％、ニッケ
ル２０〜４０％、鉄２０〜３５％、アルミニウム４〜１
０％、ニオブ＋タンタルの重量％の１／２の合計０．５
〜５％、クロム１．５〜１０％、チタン１％以下、炭素
０．２％以下、銅１％以下、マンガン２％以下、珪素２
％以下、モリブデン８％以下、タングステン８％以下、
硼素０．３％以下、ハフニウム２％以下、レニウム２％
以下、ジルコニウム０．３％以下、窒素０．５％以下、
イットリウム１％以下、ランタン１％以下、ランタン以
外の希土類元素の合計１％以下、セリウム１％以下、マ
グネウム１％以下、カルシウム１％以下、酸化物系分散
質４％以下及び不可避的不純物から実質的になることを
特徴とする熱膨張係数制御合金。
【請求項２】コバルト含量が２８〜４５％、ニッケル含
量が２５〜３５％及び鉄含量が２２〜３０％であること
を特徴とする請求項１に記載の熱膨張係数制御合金。
【請求項３】アルミニウム含量が４〜８％であることを
特徴とする請求項１に記載の熱膨張係数制御合金。
【請求項４】ニオブ＋タンタルの重量％の１／２の合計
含量が１〜４％であることを特徴とする請求項１に記載
の熱膨張係数制御合金。
【請求項５】クロム含量が１．５〜５％であることを特
徴とする請求項１に記載の熱膨張係数制御合金。
【請求項６】チタン含量が０．５％以下であり、炭素含
量が０．１％以下であることを特徴とする請求項１に記
載の熱膨張係数制御合金。
【請求項７】前記合金が、焼鈍と中間温度時効処理から
生じる体心立方β相と、時効処理から生じるγプライム
相とを有することを特徴とする請求項１に記載の熱膨張
係数制御合金。
【請求項８】前記合金の初期応力強度２７ＭＰａｍ^1/2
から求めた温度５３８℃での静的亀裂寿命が、少なくと
も１０時間であることを特徴とする請求項１に記載の熱
膨張係数制御合金。
【請求項９】室温での０．２％降伏強度が少なくとも６
９０ＭＰａであり、室温での伸びが少なくとも１０％で
あり、７０４℃での０．２％降伏強度が５９０ＭＰａで
あり、７０４℃での伸びが少なくとも１５％であり、６
４９℃及び３７９ＭＰａの条件下で歪み０．２％を生じ
るのに要する時間が少なくとも１５時間であり、室温で
のシャルピーＶノッチ衝撃エネルギーが少なくとも５Ｎ
・ｍであり、応力強度３３ＭＰａｍ^1/2及び温度５３８
℃の条件下での亀裂成長速度が１ｘ１０^-4mm／秒未満で
あり、そして６４９℃での熱膨張係数が１３．６μｍ／
ｍ／℃以下であることを特徴とする請求項１に記載の熱
膨張係数制御合金。
【請求項１０】重量％で、コバルト２８〜４５％、ニッ
ケル２５〜３５％、鉄２２〜３０％、アルミニウム４〜
８％、ニオブ＋タンタルの重量％の１／２の合計１〜４
％、クロム１．５〜５％、チタン０．５％以下、炭素
０．１％以下、銅０．７５％以下、マンガン１％以下、
珪素１％以下、銅＋マンガン＋珪素の合計１．５％未
満、モリブデン５％以下、タングステン５％以下、モリ
ブデン＋タングステンの合計５％未満、硼素０．０５％
以下、ハフニウム１％以下、レニウム１％以下、ジルコ
ニウム０．２％以下、窒素０．３％以下、イットリウム
０．５％以下、ランタン０．５％以下、ランタン以外の
希土類元素の合計０．５％以下、セリウム０．５％以
下、マグネウム０．５％以下、カルシウム０．５％以
下、酸化物系分散質３％以下及び不可避的不純物から実
質的になることを特徴とする熱膨張係数制御合金。
【請求項１１】コバルト含量が３０〜３８％、ニッケル
含量が２６〜３３％及び鉄含量が２４〜２８％であるこ
とを特徴とする請求項１０に記載の熱膨張係数制御合
金。
【請求項１２】アルミニウム含量が４．８〜６．０％で
あることを特徴とする請求項１０に記載の熱膨張係数制
御合金。
【請求項１３】ニオブ＋タンタルの重量％の１／２の合
計含量が２〜３．５％であることを特徴とする請求項１
０に記載の熱膨張係数制御合金。
【請求項１４】クロム含量が２〜４％であることを特徴
とする請求項１０に記載の熱膨張係数制御合金。
【請求項１５】前記合金が、焼鈍と中間温度時効処理か
ら生じる体心立方β相と、時効処理から生じるγプライ
ム相とを有することを特徴とする請求項１０に記載の熱
膨張係数制御合金。
【請求項１６】前記合金の初期応力強度２７ＭＰａｍ
^1/2から求めた温度５３８℃での静的亀裂寿命が、少な
くとも１０時間であることを特徴とする請求項１０に記
載の熱膨張係数制御合金。
【請求項１７】室温での０．２％降伏強度が少なくとも
６９０ＭＰａであり、室温での伸びが少なくとも１０
％、７０４℃での０．２％降伏強度が少なくとも５９０
ＭＰａであり、７０４℃での伸びが少なくとも１５％で
あり、６４９℃及び３７９ＭＰａの条件下で歪み０．２
％を生じるのに要する時間が少なくとも１５時間であ
り、室温でのシャルピーＶノッチ衝撃エネルギーが少な
くとも５Ｎ・ｍであり、応力強度３３ＭＰａｍ^1/2及び
温度５３８℃の条件下での亀裂成長速度が１ｘ１０^-4mm
／秒未満であり、そして６００℃での熱膨張係数が１
２．３３μｍ／ｍ／℃以下であることを特徴とする請求
項１０に記載の熱膨張係数制御合金。
【請求項１８】重量％で、コバルト３０〜３８％、ニッ
ケル２６〜３３％、鉄２４〜２８％、アルミニウム４．
８〜６．０％、ニオブ＋タンタルの重量％の１／２の合
計２〜３．５％、クロム２〜４％、チタン０．２％以
下、炭素０．０５％以下、銅０．５％以下、マンガン
０．５％以下、珪素０．５％以下、ただし銅＋マンガン
＋珪素の合計が１％未満、モリブデン３％以下、タング
ステン３％以下、ただしモリブデン＋タングステンの合
計が５％未満、硼素０．０１５％以下、ハフニウム０．
５％以下、レニウム０．５％以下、ジルコニウム０．１
％以下、窒素０．２％以下、イットリウム０．２％以
下、ランタン０．２％以下、ランタン以外の希土類元素
の合計含量０．２％以下、セリウム０．２％以下、マグ
ネシウム０．２％以下、カルシウム０．２％以下、酸化
物系分散質２％以下及び不可避的不純物から実質的にな
ることを特徴とする熱膨張係数制御合金。
【請求項１９】前記合金が、初期応力強度２７ＭＰａｍ
^1/2及び温度５３８℃の条件下での静的亀裂寿命が少な
くとも２０時間であり、そして焼鈍と中間温度時効処理
から生じる体心立方β相及び時効処理から生じるγプラ
イム相を有することを特徴とする請求項１８に記載の熱
膨張係数制御合金。
【請求項２０】室温での０．２％降伏強度が少なくとも
８２５ＭＰａであり、室温での伸びが少なくとも１０
％、７０４℃での０．２％降伏強度が少なくとも５９０
ＭＰａであり、７０４℃での伸びが少なくとも１５％で
あり、６４９℃及び３７９ＭＰａの条件下で歪み０．２
％を生じるのに要する時間が少なくとも１５時間であ
り、室温でのシャルピーＶノッチ衝撃エネルギーが少な
くとも１０Ｎ・ｍであり、応力強度３３ＭＰａｍ^1/2及
び温度５３８℃の条件下での亀裂成長速度が５ｘ１０^-5
mm／秒未満であり、そして６４９℃での熱膨張係数が１
２．８５μｍ／ｍ／℃以下であることを特徴とする請求
項１８に記載の熱膨張係数制御合金。
【請求項２１】前記合金が、鋳造にて得たものであるこ
とを特徴とする請求項１８に記載の熱膨張係数制御合
金。
【請求項２２】重量％で、コバルト２６〜５０％、ニッ
ケル２０〜４０％、鉄２０〜３５％、アルミニウム４〜
１０％、ニオブ＋タンタルの重量％の１／２の合計０．
５〜５％、クロム１．５〜１０％、チタン１％以下、炭
素０．２％以下、銅１％以下、マンガン２％以下、珪素
２％以下、モリブデン８％以下、タングステン８％以
下、硼素０．３％以下、ハフニウム２％以下、レニウム
２％以下、ジルコニウム０．３％以下、窒素０．５％以
下、イットリウム１％以下、ランタン１％以下、ランタ
ン以外の希土類元素の合計１％以下、セリウム１％以
下、マグネウム１％以下、カルシウム１％以下、酸化物
系分散質４％以下及び不可避的不純物から実質的になる
合金を熱処理する方法であって、１０１０℃未満の温度か、少なくとも１０６６℃と前記
合金の融解温度との間の温度で焼鈍する工程と、８１５℃未満の温度で時効処理してγプライムを析出さ
せる工程とを含んでなる熱処理方法。
【請求項２３】β相を溶体化し、そして前記合金の等方
性挙動を増加するために、前記焼鈍を少なくとも１０６
６℃で行うことを特徴とする請求項２２に記載の熱処理
方法。
【請求項２４】β相を十分に溶体化してその後にβ相の
粒界析出を行うために、前記焼鈍を少なくとも１１１０
℃で行うことを特徴とする請求項２３に記載の熱処理方
法。
【請求項２５】７８８℃を越える温度で時効してβ相の
析出を行う工程を含むことを特徴とする請求項２２に記
載の熱処理方法。
【請求項２６】時効温度が８９０℃未満であることを特
徴とする請求項２５に記載の熱処理方法。
【請求項２７】γプライム析出のための前記時効が、粗
γプライム相を析出させるための第一温度での時効と、
微細γプライム相を析出させるための第二低温度での時
効とを含み、γプライム時効工程間に炉冷を行うことを
特徴とする請求項２５に記載の熱処理方法。
【請求項２８】前記焼鈍を０．５〜１０時間行い、前記
β時効処理を０．５〜２４時間行い、各γプライム時効
工程を０．５〜１２時間行うことを特徴とする請求項２
７に記載の熱処理方法。
【請求項２９】前記合金が、コバルト３０〜３８％、ニ
ッケル２６〜３３％、鉄２４〜２８％、アルミニウム
４．８〜６．０％、ニオブ＋タンタルの重量％の１／２
の合計２〜３．５％、クロム２〜４％、チタン０．２％
以下、炭素０．０５％以下、銅０．５％以下、マンガン
０．５％以下、珪素０．５％以下、ただし、銅＋マンガ
ン＋珪素の合計が１％未満、モリブデン３％以下、タン
グステン３％以下、ただし、モリブデン＋タングステン
の合計が５％未満、硼素０．０１５％以下、ハフニウム
０．５％以下、レニウム０．５％以下、ジルコニウム
０．１％以下、窒素０．２％以下、イットリウム０．２
％以下、ランタン０．２％以下、ランタン以外の希土類
元素の合計０．２％以下、セリウム０．２％以下、マグ
ネウム０．２％以下、カルシウム０．２％以下、酸化物
系分散質２％以下及び不可避的不純物からなる組成を有
することを特徴とする請求項２７に記載の熱処理方法。
【請求項３０】重量％で、コバルト２６〜５０％、ニッ
ケル２０〜４０％、鉄２０〜３５％、アルミニウム４〜
１０％、ニオブ＋タンタルの重量％の１／２の合計０．
５〜５％、クロム１．５〜１０％、チタン１％以下、炭
素０．２％以下、銅１％以下、マンガン２％以下、珪素
２％以下、モリブデン８％以下、タングステン８％以
下、硼素０．３％以下、ハフニウム２％以下、レニウム
２％以下、ジルコニウム０．３％以下、窒素０．５％以
下、イットリウム１％以下、ランタン１％以下、ランタ
ン以外の希土類元素の合計１％以下、セリウム１％以
下、マグネウム１％以下、カルシウム１％以下、酸化物
系分散質４％以下及び不可避的不純物から実質的になる
合金を熱処理する方法であって、７８８℃〜８９０℃の温度で時効してβ相を析出させる
工程と、８１５℃未満の温度で時効してγプライムを析出させる
工程とを含んでなる熱処理方法。
【請求項３１】前記時効の前に、前記合金を少なくとも
１０６６℃及び融解温度で焼鈍して、β相を溶体化する
とともに、前記合金の等方性挙動を増加させることを特
徴とする請求項３０に記載の熱処理方法。
【請求項３２】β相を十分に溶体化してその後にβ相の
粒界析出を行うために、前記焼鈍を少なくとも１１１０
℃で行うことを特徴とする請求項３１に記載の熱処理方
法。
【請求項３３】前記β析出時効温度が、少なくとも８２
０℃であることを特徴とする請求項３０に記載の熱処理
方法。
【請求項３４】γプライム析出のために、前記合金を第
一温度で時効して粗γプライム相を析出させ、前記β時
効工程後に第二低温度で時効して微細γプライム相を析
出させるとともに、γプライム時効工程間に炉冷を行う
ことを特徴とする請求項３０に記載の熱処理方法。
【請求項３５】前記合金が、コバルト３０〜３８％、ニ
ッケル２６〜３３％、鉄２４〜２８％、アルミニウム
４．８〜６．０％、ニオブ＋タンタルの重量％の１／２
の合計２〜３．５％、クロム２〜４％、チタン０．２％
以下、炭素０．０５％以下、銅０．５％以下、マンガン
０．５％以下、珪素０．５％以下、ただし、銅＋マンガ
ン＋珪素の合計が１％未満、モリブデン３％以下、タン
グステン３％以下、ただし、モリブデン＋タングステン
の合計が５％未満、硼素０．０１５％以下、ハフニウム
０．５％以下、レニウム０．５％以下、ジルコニウム
０．１％以下、窒素０．２％以下、イットリウム０．２
％以下、ランタン０．２％以下、ランタン以外の希土類
元素の合計０．２％以下、セリウム０．２％以下、マグ
ネウム０．２％以下、カルシウム０．２％以下、酸化物
系分散質２％以下及び不可避的不純物からなる組成を有
することを特徴とする請求項３３に記載の熱処理方法。
【請求項３６】前記焼鈍処理を０．５〜６時間行い、前
記β相析出処理を１〜６時間行い、前記各γプライム時
効処理を１〜１０時間行うことを特徴とする請求項３５
に記載の熱処理方法。
【請求項３７】重量％で、コバルト２６〜５０％、ニッ
ケル２０〜４０％、鉄２０〜３５％、アルミニウム４〜
１０％、ニオブ＋タンタルの重量％の１／２の合計０．
５〜５％、クロム１．５〜１０％、チタン１％以下、炭
素０．２％以下、銅１％以下、マンガン２％以下、珪素
２％以下、モリブデン８％以下、タングステン８％以
下、硼素０．３％以下、ハフニウム２％以下、レニウム
２％以下、ジルコニウム０．３％以下、窒素０．５％以
下、イットリウム１％以下、ランタン１％以下、ランタ
ン以外の希土類元素の合計１％以下、セリウム１％以
下、マグネウム１％以下、カルシウム１％以下、酸化物
系分散質４％以下及び不可避的不純物から実質的になる
合金を熱処理する方法であって、少なくとも１０１０℃と前記合金の融解温度との間の温
度で焼鈍する工程と、７３２℃と８１５℃との間の温度で１〜３０時間恒温時
効してβ相を析出させる工程とを含んでなる熱処理方
法。