JPH0641623B2 - 制御された膨張の合金 - Google Patents
制御された膨張の合金Info
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- JPH0641623B2 JPH0641623B2 JP59243137A JP24313784A JPH0641623B2 JP H0641623 B2 JPH0641623 B2 JP H0641623B2 JP 59243137 A JP59243137 A JP 59243137A JP 24313784 A JP24313784 A JP 24313784A JP H0641623 B2 JPH0641623 B2 JP H0641623B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
- C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
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Description
【発明の詳細な説明】 本発明は本明細書に記載の如く、特定のニッケル−鉄・
コバルト合金に関する特殊な熱処理操作に主として関す
るものである。
コバルト合金に関する特殊な熱処理操作に主として関す
るものである。
発明の背景 出願人による米国特許出願第409,838号（米国特許第4,4
87,743号）において、時効硬化性で制御された低膨張性
のニッケル−鉄およびニッケル−コバルト−鉄合金が記
載され特許請求されている。その合金は(i)少くとも625
゜Fの変曲温度、(ii)周囲温度と変曲温度との間の5.5×1
0-6／゜Fを超えない膨張係数、(iii)室温高引張強さ、(i
v)ノッチ−破壊強さを含む改良された高温応力−破壊特
性、(V)良好なノッチ延性（ノッチバー破壊寿命は平滑
バー破壊寿命を上廻る）等を特徴とするものである。
87,743号）において、時効硬化性で制御された低膨張性
のニッケル−鉄およびニッケル−コバルト−鉄合金が記
載され特許請求されている。その合金は(i)少くとも625
゜Fの変曲温度、(ii)周囲温度と変曲温度との間の5.5×1
0-6／゜Fを超えない膨張係数、(iii)室温高引張強さ、(i
v)ノッチ−破壊強さを含む改良された高温応力−破壊特
性、(V)良好なノッチ延性（ノッチバー破壊寿命は平滑
バー破壊寿命を上廻る）等を特徴とするものである。
上記出願第409,838号に述べられた合金は、約34％〜55
％のニッケル、最大25％までのコバルト、約１％〜２％
のチタン、約1.5％〜5.5％のニオブ、約0.25％〜１％の
シリコン、約0.2％を超えないアルミニウム、約0.1％を
超えない炭素、本質的残部鉄を含む。更に有利で好まし
い組成物は約35％〜39％のニッケル、約12％〜16％のコ
バルト、約1.2％〜1.8％のチタン、約4.3％〜5.2％のニ
オブ、約0.3％〜0.5％のシリコン、約0.1％を超えない
アルミニウム、約0.1％を超えない炭素、再び本質的に
残部を構成する鉄を含むものである。
％のニッケル、最大25％までのコバルト、約１％〜２％
のチタン、約1.5％〜5.5％のニオブ、約0.25％〜１％の
シリコン、約0.2％を超えないアルミニウム、約0.1％を
超えない炭素、本質的残部鉄を含む。更に有利で好まし
い組成物は約35％〜39％のニッケル、約12％〜16％のコ
バルト、約1.2％〜1.8％のチタン、約4.3％〜5.2％のニ
オブ、約0.3％〜0.5％のシリコン、約0.1％を超えない
アルミニウム、約0.1％を超えない炭素、再び本質的に
残部を構成する鉄を含むものである。
上記の合金に対して適用される熱処理の番号も以下に記
載される。
載される。
熱処理“Ａ”1700゜F／１時間で焼鈍、ＡＣ、1325゜F／８
時間で時効処理、100゜F／時間で1150゜FへＦＣ、1150゜F
／８時間で時効処理、ＡＣ 熱処理“Ｂ”1800゜Fで焼鈍する以外は“Ａ”と同じ 熱処理“Ｃ”1900゜Fで焼鈍する以外は“Ａ”と同じ 熱処理“Ｄ”1425゜Fで第１の時効処理を行う以外は
“Ｂ”と同じ 熱処理“Ｅ”1425゜Fで第１の時効処理を行う以外は
“Ｃ”と同じ 熱処理“Ｆ”1425゜Fで第１の時効処理を行う以外は
“Ａ”と同じ 熱処理“Ｇ”第１の冷却段階がＷＱである以外は“Ａ”
と同じ 熱処理“Ｈ”1425゜Fで24時間第１の時効処理を行う以外
は“Ｃ”と同じ （註）ＡＣ−空冷、ＦＣ−炉で冷却、ＷＱ−水冷 上記の熱処理は、比較的長期間の処理を用いた。本発明
の基本的な目的は操作時間を減少させることであった。
時間で時効処理、100゜F／時間で1150゜FへＦＣ、1150゜F
／８時間で時効処理、ＡＣ 熱処理“Ｂ”1800゜Fで焼鈍する以外は“Ａ”と同じ 熱処理“Ｃ”1900゜Fで焼鈍する以外は“Ａ”と同じ 熱処理“Ｄ”1425゜Fで第１の時効処理を行う以外は
“Ｂ”と同じ 熱処理“Ｅ”1425゜Fで第１の時効処理を行う以外は
“Ｃ”と同じ 熱処理“Ｆ”1425゜Fで第１の時効処理を行う以外は
“Ａ”と同じ 熱処理“Ｇ”第１の冷却段階がＷＱである以外は“Ａ”
と同じ 熱処理“Ｈ”1425゜Fで24時間第１の時効処理を行う以外
は“Ｃ”と同じ （註）ＡＣ−空冷、ＦＣ−炉で冷却、ＷＱ−水冷 上記の熱処理は、比較的長期間の処理を用いた。本発明
の基本的な目的は操作時間を減少させることであった。
発明の要約 本発明に係るニッケル−鉄−コバルト合金においては、
ある量のアルミニウムを含有させれば強度が向上し、更
に合金の安定性を向上させる。しかし、かかるアルミニ
ウムが存在すると初期時効処理に少なくとも約５０時間
もの長い時間が必要とされ、それだけ生産費用が増大す
る。又高アルミニウム量では結晶粒界に連続的なエプシ
ロン相が生成し、この相が連続的に結晶粒を覆うと機械
的性質が失われてしまう。
ある量のアルミニウムを含有させれば強度が向上し、更
に合金の安定性を向上させる。しかし、かかるアルミニ
ウムが存在すると初期時効処理に少なくとも約５０時間
もの長い時間が必要とされ、それだけ生産費用が増大す
る。又高アルミニウム量では結晶粒界に連続的なエプシ
ロン相が生成し、この相が連続的に結晶粒を覆うと機械
的性質が失われてしまう。
かくて本発明の第１の目的は熱処理時間を短縮して生産
費の低下を図ることである。
費の低下を図ることである。
又、本発明の第２の目的は合金中にある量のアルミニウ
ムが存在するとき見出されるエプシロン相を減少させる
ことである。
ムが存在するとき見出されるエプシロン相を減少させる
ことである。
本発明によれば熱処理時間を短縮して生産費を低下させ
ることができる。特にケイ素を加えることにより反応熱
力学を改善してより高温で熱処理しうるようになり処理
時間の短縮を図りうることが見出された。典型的には全
熱処理時間は約８〜１５時間まで短縮することができ
る。又エプシロン相を減少させ、膨張係数や機械的特性
の悪化を来すことなくアルミニウム量を１．２５％まで
増加させ引張強さと破壊特性の向上を図ることができ
る。処理時間を短縮することによって過剰のエプシロン
相の生成を防止することができる。
ることができる。特にケイ素を加えることにより反応熱
力学を改善してより高温で熱処理しうるようになり処理
時間の短縮を図りうることが見出された。典型的には全
熱処理時間は約８〜１５時間まで短縮することができ
る。又エプシロン相を減少させ、膨張係数や機械的特性
の悪化を来すことなくアルミニウム量を１．２５％まで
増加させ引張強さと破壊特性の向上を図ることができ
る。処理時間を短縮することによって過剰のエプシロン
相の生成を防止することができる。
発明の記載 本発明によれば少くとも３２９．７℃（６２５゜F）の変
曲温度、周囲温度と変曲温度との間で５．５×１０-6／
０．５６℃（５．５×１０-6／゜F）又はそれ以下の膨脹
係数を有し、３４〜５５％のニッケル、１２〜１６％の
コバルト、１％〜２％のチタン、１．５％〜５．５％の
ニオブ、０．２５％〜１％のシリコン、０．２〜１．２
５％のアルミニウム、最大０．１％までの炭素、残部本
質的鉄を含む時効硬化性、制御された低膨張ニッケル−
コバルト−鉄合金を熱処理するための、下記の(i)〜(v
i)の段階を含み、 (i)９２６．７℃（１７００゜F）〜 １０３７．８℃（１９００゜F）の温度において、断面寸
法に応じて最大９時間までの期間、該合金を焼鈍し、 (ii)該合金を冷却し、 (iii)７１８．４℃（１３２５゜F）〜 ８０１．７℃（１４７５゜F）の温度において断面寸法に
応じて、最大１２時間までの間該合金を時効処理し、 (iv)該合金を第２の時効処理温度へ冷却し、 (v)５９３．３℃（１１００゜F）〜 ６７６．７℃（１２５０゜F）の温度において、最大１２
時間まで時効処理し、 (vi)該合金を周囲温度に冷却し、 かつ、該熱処理は７１８．４℃（１３２５゜F）〜８０
１．７℃（１４７５゜F）の初期時効温度とアルミニウム
含量とが、アルミニウム含量が０．２％以上に増加する
に従って時効温度もまた７１８．４℃（１３２５゜F）〜
８０１．７℃（１４７５゜F）の上記温度範囲内で上昇す
る如く（相関していることを特徴とする熱処理方法が提
供される。
曲温度、周囲温度と変曲温度との間で５．５×１０-6／
０．５６℃（５．５×１０-6／゜F）又はそれ以下の膨脹
係数を有し、３４〜５５％のニッケル、１２〜１６％の
コバルト、１％〜２％のチタン、１．５％〜５．５％の
ニオブ、０．２５％〜１％のシリコン、０．２〜１．２
５％のアルミニウム、最大０．１％までの炭素、残部本
質的鉄を含む時効硬化性、制御された低膨張ニッケル−
コバルト−鉄合金を熱処理するための、下記の(i)〜(v
i)の段階を含み、 (i)９２６．７℃（１７００゜F）〜 １０３７．８℃（１９００゜F）の温度において、断面寸
法に応じて最大９時間までの期間、該合金を焼鈍し、 (ii)該合金を冷却し、 (iii)７１８．４℃（１３２５゜F）〜 ８０１．７℃（１４７５゜F）の温度において断面寸法に
応じて、最大１２時間までの間該合金を時効処理し、 (iv)該合金を第２の時効処理温度へ冷却し、 (v)５９３．３℃（１１００゜F）〜 ６７６．７℃（１２５０゜F）の温度において、最大１２
時間まで時効処理し、 (vi)該合金を周囲温度に冷却し、 かつ、該熱処理は７１８．４℃（１３２５゜F）〜８０
１．７℃（１４７５゜F）の初期時効温度とアルミニウム
含量とが、アルミニウム含量が０．２％以上に増加する
に従って時効温度もまた７１８．４℃（１３２５゜F）〜
８０１．７℃（１４７５゜F）の上記温度範囲内で上昇す
る如く（相関していることを特徴とする熱処理方法が提
供される。
ここに変曲温度（Inflection Temperature＝ＩＴ）は、
合金が強磁性体から常磁性体の挙動に変る温度のことで
あり、キュリー温度とも呼ばれる。変曲温度以上では熱
膨張係数レートが低下する。殆どの高温低熱膨張合金で
はできるだけ高い変曲温度を有するのが望ましい。
合金が強磁性体から常磁性体の挙動に変る温度のことで
あり、キュリー温度とも呼ばれる。変曲温度以上では熱
膨張係数レートが低下する。殆どの高温低熱膨張合金で
はできるだけ高い変曲温度を有するのが望ましい。
焼鈍温度 1700゜Fという低い焼鈍温度を用いることができ、引張強
さと破壊特性の優れた包括的組合せが得られる。しか
し、この温度水準での焼鈍では、合金は完全には再結晶
しないかも知れないし（化学的性質によって異なる）、
また中間相、例えばNi3(Cb、Ti)を溶体化することがあ
る。別な言い方をすれば、これによって合金が過去の操
作履歴に不必要に影響を受けやすくすると言える。以上
で明らかなように最大約1900゜Fまでの焼鈍温度が用いら
れる一方、その合金は粒子を粗くする傾向があり、これ
は通常、破壊特性の低下を伴う。この欠点を埋め合わせ
るため、過時効処理（overaging）が必要となるかも知
れない。従って、1750゜Fまたは1775゜F乃至1825゜Fまたは
1850゜Fで焼鈍することが有利であると思われる。
さと破壊特性の優れた包括的組合せが得られる。しか
し、この温度水準での焼鈍では、合金は完全には再結晶
しないかも知れないし（化学的性質によって異なる）、
また中間相、例えばNi3(Cb、Ti)を溶体化することがあ
る。別な言い方をすれば、これによって合金が過去の操
作履歴に不必要に影響を受けやすくすると言える。以上
で明らかなように最大約1900゜Fまでの焼鈍温度が用いら
れる一方、その合金は粒子を粗くする傾向があり、これ
は通常、破壊特性の低下を伴う。この欠点を埋め合わせ
るため、過時効処理（overaging）が必要となるかも知
れない。従って、1750゜Fまたは1775゜F乃至1825゜Fまたは
1850゜Fで焼鈍することが有利であると思われる。
焼鈍時間は時効処理される材料の厚さに依存する。薄い
シートでは数分間しか要しないかも知れないが、ロッド
製品では最大３または４時間を要するだろう。実際、最
大６時間またはそれ以下の焼鈍期間で、制御因子である
粒子成長を、通常、充分に満足させるであろう。
シートでは数分間しか要しないかも知れないが、ロッド
製品では最大３または４時間を要するだろう。実際、最
大６時間またはそれ以下の焼鈍期間で、制御因子である
粒子成長を、通常、充分に満足させるであろう。
初期冷却 冷却速度は、水冷から、空冷または炉での冷却というよ
うに変化できる。焼鈍からの冷却速度は、時効処理によ
り発揮される機械的特性に対し重大な硬化を及ぼす。こ
れは相殺すべき時効処理パラメーターの調整を必要とす
ることがある。例えば、水冷は過時効を起す傾向があ
る。従って、低温での時効処理が望まれるだろう。徐冷
でも過時効を起すことがあり、同様な注意が必要とな
る。一般に50゜F〜300゜F／時間の冷却が適している。或
る例においては、例えば雰囲気中での熱処理において
は、合金を時効処理温度へ直接冷却してもよいが、時効
処理に先立って周囲温度への冷却を行うのが正規の手順
であると見做されていることを付言すべきかもしれな
い。
うに変化できる。焼鈍からの冷却速度は、時効処理によ
り発揮される機械的特性に対し重大な硬化を及ぼす。こ
れは相殺すべき時効処理パラメーターの調整を必要とす
ることがある。例えば、水冷は過時効を起す傾向があ
る。従って、低温での時効処理が望まれるだろう。徐冷
でも過時効を起すことがあり、同様な注意が必要とな
る。一般に50゜F〜300゜F／時間の冷却が適している。或
る例においては、例えば雰囲気中での熱処理において
は、合金を時効処理温度へ直接冷却してもよいが、時効
処理に先立って周囲温度への冷却を行うのが正規の手順
であると見做されていることを付言すべきかもしれな
い。
初期時効処理 第１の時効処理を約２〜12時間の間約1300゜F〜約1450゜F
の範囲内で行うことが必要である。1450゜Fを超える温
度、例えば1475゜F、およびそれ以上では過時効を生ずる
結果となり、室温（ＲＴ）引張強さ、延性および平滑バ
ー破壊強度における損失を伴う。しかし、高温破壊延性
とノッチ強度は増加する。今日までに得られたデータに
基き、1325゜Fから1350゜Fの範囲の時効処理温度から得ら
れたノッチ強度を比較の目的で使用すれば、ノッチ強度
は高度の水準−即ち、1475゜Fでの時効処理（145Ksiでの
応力で1000゜Fの試験温度）で97時間〜975時間−で増加
する。このようにして、高温ノッチ強度に適した応用の
ためには、1450゜Fを超え最大1500゜Fまでの時効処理温度
が有利であると考えられる。
の範囲内で行うことが必要である。1450゜Fを超える温
度、例えば1475゜F、およびそれ以上では過時効を生ずる
結果となり、室温（ＲＴ）引張強さ、延性および平滑バ
ー破壊強度における損失を伴う。しかし、高温破壊延性
とノッチ強度は増加する。今日までに得られたデータに
基き、1325゜Fから1350゜Fの範囲の時効処理温度から得ら
れたノッチ強度を比較の目的で使用すれば、ノッチ強度
は高度の水準−即ち、1475゜Fでの時効処理（145Ksiでの
応力で1000゜Fの試験温度）で97時間〜975時間−で増加
する。このようにして、高温ノッチ強度に適した応用の
ためには、1450゜Fを超え最大1500゜Fまでの時効処理温度
が有利であると考えられる。
上記とは別に、アルミニウム含有量と時効処理温度との
間に相互関係があるように思われる。例えば、約0.5％
のアルミニウム水準と組合わせた1325゜Fの時効処理温度
は良い結果を与えないが、一方、同じパーセントのアル
ミニウムでの1375゜Fの時効処理温度では極めて満足な特
性が得られる。同様に、1375゜Fの時効処理温度と１％の
アルミニウム含有量の組合わせでは性質の特性値の点で
許容できない。しかし、温度が約1475゜Fあるいはそれ以
上では満足な結果が得られる。かくして、アルミニウム
水準は、もし時効処理温度が約1325゜Fから最大約1475゜F
またはそれ以上に高められれば、0.2％を超え最大少く
とも１％まで増加させることができる。アルミニウム含
有量は1.25％という高水準にまで高めうることが可能で
ある。
間に相互関係があるように思われる。例えば、約0.5％
のアルミニウム水準と組合わせた1325゜Fの時効処理温度
は良い結果を与えないが、一方、同じパーセントのアル
ミニウムでの1375゜Fの時効処理温度では極めて満足な特
性が得られる。同様に、1375゜Fの時効処理温度と１％の
アルミニウム含有量の組合わせでは性質の特性値の点で
許容できない。しかし、温度が約1475゜Fあるいはそれ以
上では満足な結果が得られる。かくして、アルミニウム
水準は、もし時効処理温度が約1325゜Fから最大約1475゜F
またはそれ以上に高められれば、0.2％を超え最大少く
とも１％まで増加させることができる。アルミニウム含
有量は1.25％という高水準にまで高めうることが可能で
ある。
本発明の熱処理によれば高い含量のアルミニウムを低い
熱膨張性超合金に含有させることができる。アルミニウ
ムを０．２％以上含有させるときアルミニウム量の増加
とともに時効処理温度を上昇させるよう相互に関係させ
ればエプシロン相の生成速度を工業的に実際的な程度に
まで低下させることができる。エプシロン相は粒界析出
物として有効であるが過剰の量存在すると上述のように
粒界に沿って連続フィルムが生成して合金がもはや利用
しえない程に性質を顕著に低下させてしまう。アルミニ
ウムとケイ素は相互に作用し合ってこの合金の強度を向
上させることができる。そして０．２％以上のアルミニ
ウムを含む合金にケイ素を含有させることによってその
時効処理時間を５０時間から１２〜１４時間にまで短縮
せしめて性能の改良、生産性の向上を図ることができ
る。
熱膨張性超合金に含有させることができる。アルミニウ
ムを０．２％以上含有させるときアルミニウム量の増加
とともに時効処理温度を上昇させるよう相互に関係させ
ればエプシロン相の生成速度を工業的に実際的な程度に
まで低下させることができる。エプシロン相は粒界析出
物として有効であるが過剰の量存在すると上述のように
粒界に沿って連続フィルムが生成して合金がもはや利用
しえない程に性質を顕著に低下させてしまう。アルミニ
ウムとケイ素は相互に作用し合ってこの合金の強度を向
上させることができる。そして０．２％以上のアルミニ
ウムを含む合金にケイ素を含有させることによってその
時効処理時間を５０時間から１２〜１４時間にまで短縮
せしめて性能の改良、生産性の向上を図ることができ
る。
製作又はその他の理由でより高い焼鈍温度、例えば、ろ
う付けのための1900゜F、を用いる時は、1375゜F〜1475゜F
の範囲に亘る時効処理温度が、良好な破壊強度の観点か
ら用いられることが必要とされる。
う付けのための1900゜F、を用いる時は、1375゜F〜1475゜F
の範囲に亘る時効処理温度が、良好な破壊強度の観点か
ら用いられることが必要とされる。
シリコンが存在するために、引張強さと破壊特性の優れ
た組合せが得られる許りでなく時効処理期間を減少させ
ることもできると信じられている。これは、例えば真空
中での時効処理を要する用途に関して特に重要である。
というのは、このような作業のコストは全時効処理時間
によって極めて大きな影響を受けるからである。以下の
表VI、VIIおよびVIIIは、良好な特性が４時間の時効処
理期間で容易に得られることを示している。他の点では
同等な化学的性質を持つ、シリコンがないか極く少量の
合金において、同様な応答が経験されているようには見
えない。３乃至８時間未満の時効処理期間が満足な結果
を与える。
た組合せが得られる許りでなく時効処理期間を減少させ
ることもできると信じられている。これは、例えば真空
中での時効処理を要する用途に関して特に重要である。
というのは、このような作業のコストは全時効処理時間
によって極めて大きな影響を受けるからである。以下の
表VI、VIIおよびVIIIは、良好な特性が４時間の時効処
理期間で容易に得られることを示している。他の点では
同等な化学的性質を持つ、シリコンがないか極く少量の
合金において、同様な応答が経験されているようには見
えない。３乃至８時間未満の時効処理期間が満足な結果
を与える。
第２の冷却段階 初期時効処理に引続き他の冷却サイクルが用いられる場
合には、第２段階の時効処理温度に直接冷却することが
好ましい。これは、例えば約50゜F〜150゜F／時間の速度
での炉冷却をすることができる。出願人は100゜F／時間
の速度を用いて非常に満足すべき結果を得た。他の冷却
処理に関しては、合金は焼鈍段階に従う冷却サイクルと
ほとんど同じようにして周囲温度にまで冷却することが
可能となる。
合には、第２段階の時効処理温度に直接冷却することが
好ましい。これは、例えば約50゜F〜150゜F／時間の速度
での炉冷却をすることができる。出願人は100゜F／時間
の速度を用いて非常に満足すべき結果を得た。他の冷却
処理に関しては、合金は焼鈍段階に従う冷却サイクルと
ほとんど同じようにして周囲温度にまで冷却することが
可能となる。
第２の時効処理段階 第２の時効処理は、約1100゜F〜約1250゜Fの温度範囲で約
２〜12時間の期間実施されることが必要である。1100゜F
より遥か低い温度では、所望の特性を発揮させるに必要
な時間を増加させ、一方、1250゜Fを超える温度では、微
細なガンマプライム／ガンマダブルプライム粒子の不充
分な分散に起因する引張強さの低下を来たす結果とな
る。
２〜12時間の期間実施されることが必要である。1100゜F
より遥か低い温度では、所望の特性を発揮させるに必要
な時間を増加させ、一方、1250゜Fを超える温度では、微
細なガンマプライム／ガンマダブルプライム粒子の不充
分な分散に起因する引張強さの低下を来たす結果とな
る。
第１の時効処理に関連してなされた時効処理時間に関す
る上記のコメントは一般に第２段階へも同様に適用され
る。
る上記のコメントは一般に第２段階へも同様に適用され
る。
最終冷却段階 単なる空冷以外を適用する必然性を指示する具体的な物
性に関する特別な理由はない。水冷または炉での冷却
は、得られる物理的機械的特性を著しく変更することな
しに採用できる。
性に関する特別な理由はない。水冷または炉での冷却
は、得られる物理的機械的特性を著しく変更することな
しに採用できる。
説明のための具体例 当業者に本発明をよりよく理解させるために、下記の情
報とデーターが与えられる。
報とデーターが与えられる。
即ち、20,000ポンドの工業的規模のヒートを真空誘導
（vacuum induction）溶融して18″径の２本の電極を作
り、これを引続いて１個の20″径のインゴットに再溶融
した。この化学組成を第１表に報告する。インゴットは
2175゜Fで48時間均質化し次に８″の八角形に熱加工し
た。八角形の１部分を2050゜Fに熱し１″×４″の平鉄棒
に熱圧延した。仕上げ段階は約1700℃での20％圧減を含
むものである。
（vacuum induction）溶融して18″径の２本の電極を作
り、これを引続いて１個の20″径のインゴットに再溶融
した。この化学組成を第１表に報告する。インゴットは
2175゜Fで48時間均質化し次に８″の八角形に熱加工し
た。八角形の１部分を2050゜Fに熱し１″×４″の平鉄棒
に熱圧延した。仕上げ段階は約1700℃での20％圧減を含
むものである。
1700℃から始まる一連の種々の焼鈍温度が最高1900゜Fま
で50゜Fづつ変化させて、空冷（これは、水冷による起り
得る影響を最少にした）が追随する１時間の間隔をおい
て行われた。
で50゜Fづつ変化させて、空冷（これは、水冷による起り
得る影響を最少にした）が追随する１時間の間隔をおい
て行われた。
1325゜F／８時間での時効処理とそれに引続く1150゜Fへの
100゜F／時間のＦＣ、1150゜F／８時間での時効処理とＡ
Ｃを含む全体的な処理が採用された。
100゜F／時間のＦＣ、1150゜F／８時間での時効処理とＡ
Ｃを含む全体的な処理が採用された。
試験結果（熱圧延平鉄棒を通る長い横方向の配向）が表
II及びIIIに示される。表で見られるように、圧延降伏
強度（as-rolled yield strength）は91Ksiで、これは1
700゜F〜1900゜Fでの焼鈍と上述の時効処理後に150Ksiへ
増加した。粒子寸法はミックスされ、延ばされた（elon
gated）ＡＳＴＭ８＃８であった。再結晶は1750゜F〜180
0゜Fで起こり粒子成長は1850゜F〜1900゜F（ＡＳＴＭ＃
２）で続行した。室温降伏及び最終引張強さは、粒子寸
法に関した上記焼鈍範囲に亘って実質上影響を受けなか
った。引張延性は1850゜F〜1900゜Fで低下した。
II及びIIIに示される。表で見られるように、圧延降伏
強度（as-rolled yield strength）は91Ksiで、これは1
700゜F〜1900゜Fでの焼鈍と上述の時効処理後に150Ksiへ
増加した。粒子寸法はミックスされ、延ばされた（elon
gated）ＡＳＴＭ８＃８であった。再結晶は1750゜F〜180
0゜Fで起こり粒子成長は1850゜F〜1900゜F（ＡＳＴＭ＃
２）で続行した。室温降伏及び最終引張強さは、粒子寸
法に関した上記焼鈍範囲に亘って実質上影響を受けなか
った。引張延性は1850゜F〜1900゜Fで低下した。
1700゜Fにおいて、時効処理の他に応力破壊強度と延性
（表III）が極めて良好であった。140ksiでの組合せバ
ーはノッチ延性で良好な平滑バー延性を示した。焼鈍温
度を1750゜F及び1800゜Fに上昇させるとノッチ強度が高く
なるが、平滑バー延性とノッチ延性は低下した。平滑バ
ー寿命、延性及びノッチバー寿命（Ｋt＝２）は1900゜F
の焼鈍温度において低下を来たした。
（表III）が極めて良好であった。140ksiでの組合せバ
ーはノッチ延性で良好な平滑バー延性を示した。焼鈍温
度を1750゜F及び1800゜Fに上昇させるとノッチ強度が高く
なるが、平滑バー延性とノッチ延性は低下した。平滑バ
ー寿命、延性及びノッチバー寿命（Ｋt＝２）は1900゜F
の焼鈍温度において低下を来たした。
表IV及びVにおいて、初期時効処理温度は、1800゜Fと190
0゜Fの双方の焼鈍を用いて、1325゜Fから1475゜F（８時
間）へ変更された。得られた結果は本質的には、上記の
ごとく、時効処理（初期）温度が増大するとともに降伏
ならびに最終引張強さが減少した。同様に引張延性も時
効処理温度が最高1425゜Fまで増加するに従って低下し
た。
0゜Fの双方の焼鈍を用いて、1325゜Fから1475゜F（８時
間）へ変更された。得られた結果は本質的には、上記の
ごとく、時効処理（初期）温度が増大するとともに降伏
ならびに最終引張強さが減少した。同様に引張延性も時
効処理温度が最高1425゜Fまで増加するに従って低下し
た。
発揮された1000゜Fでの応力破壊特性は以下の通りであ
る。
る。
Ａ．１1800゜Fの焼鈍 Ｋt＝２ノッチバー ｉ１個のノッチバーのみがノッチ断面で破壊、他の試験
は総べて中断されたか平滑バーでは不合格であった ii 130ksiでのノッチ試験は1000時間後に中断された iii 145ksiでのノッチ試験のうち、１個は約100時間の
寿命でノッチで破壊（1325゜Fでの時効処理）した ivより高い時効処理温度を与えられた試験は平滑なひだ
（smooth ligament）で破壊した 平滑バー ｉ時効処理温度が増加するにつれて破壊強度が減少した
が、 ii破壊延性は増大した ノッチ延性 ｉ平滑バーとＫt＝２ノッチバー寿命との比較から1325゜
Fの時効処理だけがノッチ脆性の兆候を証明したことが
示された iiノッチバー対平滑バー破壊寿命比率は、1325゜Fを超え
る時効処理温度が急激に増大した。
は総べて中断されたか平滑バーでは不合格であった ii 130ksiでのノッチ試験は1000時間後に中断された iii 145ksiでのノッチ試験のうち、１個は約100時間の
寿命でノッチで破壊（1325゜Fでの時効処理）した ivより高い時効処理温度を与えられた試験は平滑なひだ
（smooth ligament）で破壊した 平滑バー ｉ時効処理温度が増加するにつれて破壊強度が減少した
が、 ii破壊延性は増大した ノッチ延性 ｉ平滑バーとＫt＝２ノッチバー寿命との比較から1325゜
Fの時効処理だけがノッチ脆性の兆候を証明したことが
示された iiノッチバー対平滑バー破壊寿命比率は、1325゜Fを超え
る時効処理温度が急激に増大した。
Ｂ．1900゜F焼鈍 Ｋt＝２ノッチバー 1000゜F／120ksiでのノッチバー寿命は時効処理温度が上
昇するに従って増大した 平滑バー 1800゜F焼鈍で得られた結果とは反対に、平滑バー破壊寿
命は時効処理温度とともに増大した。この予想外の挙動
についての説明は現在でも完全には理解されていない
が、コース粒状構造（a course grained structure）と
いう理由で、応力促進粒子境界酸素脆化機構（mechaniz
m of stress accelerated grain boundary oxygen embr
ittlement）に対する感受性が高まるものと思われる。
しかし、ノッチバーの場合におけると同様、平滑バーも
機械加工時のけがきや心合わせなどの影響を受けること
があることを述べねばならない。過時効処理は、このよ
うな因子への感受性を低減させる傾向がある。
昇するに従って増大した 平滑バー 1800゜F焼鈍で得られた結果とは反対に、平滑バー破壊寿
命は時効処理温度とともに増大した。この予想外の挙動
についての説明は現在でも完全には理解されていない
が、コース粒状構造（a course grained structure）と
いう理由で、応力促進粒子境界酸素脆化機構（mechaniz
m of stress accelerated grain boundary oxygen embr
ittlement）に対する感受性が高まるものと思われる。
しかし、ノッチバーの場合におけると同様、平滑バーも
機械加工時のけがきや心合わせなどの影響を受けること
があることを述べねばならない。過時効処理は、このよ
うな因子への感受性を低減させる傾向がある。
表VIおよびVIIは、1800゜Fおよび1900゜Fの双方の焼鈍温
度の後、４時間という短い時間の時効処理の影響を反映
している。ここで時効処理温度は表VIに示されるように
変更されている。表VIIIは全熱処理期間の比較−短いサ
イクル（10時間）対長いサイクル（18時間）−を示す。
それから分るように、短い持続熱処理サイクルで満足す
べき特性を得るこができる。1800゜F／１時間、ＡＣ、13
75゜F／４時間時効処理、1150゜F／４時間へＦＣ、ＡＣ
が、Ｋt＝3.6の組合せバーで良好なノッチ延性を賦与し
たことを付記できよう。
度の後、４時間という短い時間の時効処理の影響を反映
している。ここで時効処理温度は表VIに示されるように
変更されている。表VIIIは全熱処理期間の比較−短いサ
イクル（10時間）対長いサイクル（18時間）−を示す。
それから分るように、短い持続熱処理サイクルで満足す
べき特性を得るこができる。1800゜F／１時間、ＡＣ、13
75゜F／４時間時効処理、1150゜F／４時間へＦＣ、ＡＣ
が、Ｋt＝3.6の組合せバーで良好なノッチ延性を賦与し
たことを付記できよう。
本発明は好ましい実施例と関連して既述されているが、
当業者には容易に理解できるように修正と変更が本発明
の精神と領域を逸脱することなく行えることが理解され
るべきである。このような修正と変更は発明と請求され
たクレームの限界と範囲内にあると考えられる。好まし
いシリコンの範囲は0.3〜0.6％であることも付言しうる
ものである。炭素の水準は上記のごとく、最大約0.12％
まで拡大することができ、アルミニウム含有量は約0.2
から1.25％までの範囲にあることができる。本発明出願
の開示には引用文献が含まれている。主題の合金の与え
られた構成物の範囲は他の構成物の範囲と組合わせて使
用することができる。同様に、特定の熱処理範囲も他の
熱処理パラメーターとともに用いることができる。
当業者には容易に理解できるように修正と変更が本発明
の精神と領域を逸脱することなく行えることが理解され
るべきである。このような修正と変更は発明と請求され
たクレームの限界と範囲内にあると考えられる。好まし
いシリコンの範囲は0.3〜0.6％であることも付言しうる
ものである。炭素の水準は上記のごとく、最大約0.12％
まで拡大することができ、アルミニウム含有量は約0.2
から1.25％までの範囲にあることができる。本発明出願
の開示には引用文献が含まれている。主題の合金の与え
られた構成物の範囲は他の構成物の範囲と組合わせて使
用することができる。同様に、特定の熱処理範囲も他の
熱処理パラメーターとともに用いることができる。
次に０．２〜１．２５％アルミニウムを含む本発明に係
る合金の熱処理法の例を挙げる。
る合金の熱処理法の例を挙げる。
各種機械的性質に及ぼすアルミニウム含量と時効処理温
度の影響を検討するため、１４kgの真空誘導インゴット
を２個調製した。その組成を表Ａに示す。
度の影響を検討するため、１４kgの真空誘導インゴット
を２個調製した。その組成を表Ａに示す。
このインゴットは１０．２cm（４インチ）の直径を有し
ており、１１９０℃（２１７５゜F）で１６時間均質化処
理し、空冷し、１１２１℃（２０５０゜F）で鍛造して
３．８cm（１．５インチ）平方の棒とし、１１２１℃
（２０５０゜F）に再度加熱し、２．０６cm（１３／１６
インチ）平方の棒に鍛造し、室温に空冷した。この棒は
次いで１０３８℃（１９００゜F）に加熱し、１５．２cm
（６インチ）のシュミッツミルで４回熱間圧延して１．
４２cm（９／１６インチ）の直径のテスト棒をつくっ
た。
ており、１１９０℃（２１７５゜F）で１６時間均質化処
理し、空冷し、１１２１℃（２０５０゜F）で鍛造して
３．８cm（１．５インチ）平方の棒とし、１１２１℃
（２０５０゜F）に再度加熱し、２．０６cm（１３／１６
インチ）平方の棒に鍛造し、室温に空冷した。この棒は
次いで１０３８℃（１９００゜F）に加熱し、１５．２cm
（６インチ）のシュミッツミルで４回熱間圧延して１．
４２cm（９／１６インチ）の直径のテスト棒をつくっ
た。
この試料に次のような処理を加えた。
(1)９８２℃（１８００゜F）で１時間焼鈍して空冷す
る。
る。
(2)７１８℃、７３２℃、７４６℃、７７４℃と８０２
℃（夫々１３２５゜F、１３５０゜F、１３７５゜F、１４２
５゜F、１４７５゜F）の温度で８時間時効処理し、５５．
６℃／ｈｒ（１００゜F／ｈｒ）の速さで炉冷して６３７
℃（１１５０゜F）とする。
℃（夫々１３２５゜F、１３５０゜F、１３７５゜F、１４２
５゜F、１４７５゜F）の温度で８時間時効処理し、５５．
６℃／ｈｒ（１００゜F／ｈｒ）の速さで炉冷して６３７
℃（１１５０゜F）とする。
(3)８時間６３７℃（１１５０゜F）で時効処理し、この
試料を空冷する。
試料を空冷する。
機械的試験データを以下の表Ｂ〜Ｅに示す。
各表においてＨ．Ｒ．ラウンドとは円型断面を有する熱
間圧延インゴットを意味する。
間圧延インゴットを意味する。
表ＤはＡＳＴＭ規格Ｅ２９２に従って行なわれた試験の
結果を示すものである。用語ＫTはクラックチップ又は
コーナーにおける応力集中度に関する幾何学的依存用語
（geometrical dependentterm）である。ここでは夫々
応力集中度ＫTが３．６と２を有する物質を用いて試験
サンプルがつくられた。
結果を示すものである。用語ＫTはクラックチップ又は
コーナーにおける応力集中度に関する幾何学的依存用語
（geometrical dependentterm）である。ここでは夫々
応力集中度ＫTが３．６と２を有する物質を用いて試験
サンプルがつくられた。
一つの試験片はＫT＝２ノッチ試験片をつくるよう加工
され、ノッチで破損するよう設計された。平滑区域の断
面積はノッチよりも大である。非常に延性のサンプルは
断面積が大きくても平滑区域で破損しがちである。これ
は意図した試験の目的ではないので、この表では平滑区
域を示すものとしてＳと表示された。他の試料はすべて
意図したようにノッチで破損したのでＮと表示した。
され、ノッチで破損するよう設計された。平滑区域の断
面積はノッチよりも大である。非常に延性のサンプルは
断面積が大きくても平滑区域で破損しがちである。これ
は意図した試験の目的ではないので、この表では平滑区
域を示すものとしてＳと表示された。他の試料はすべて
意図したようにノッチで破損したのでＮと表示した。
もう一つの試験片はＫT＝３．６の試験用に用いられ
た。ＫT＝２の試験片と異なり、この場合の試験片は平
滑区域とノッチ区域で等しい断面を有している。これら
のサンプルはＮと表示されなければそれらは平滑区域で
破損したものである。サンプルが平滑区域で破損しない
ならばこのサンプルには延性はないであろう。平滑区域
で破損したサンプルには“Ｓ”はつけなかった。
た。ＫT＝２の試験片と異なり、この場合の試験片は平
滑区域とノッチ区域で等しい断面を有している。これら
のサンプルはＮと表示されなければそれらは平滑区域で
破損したものである。サンプルが平滑区域で破損しない
ならばこのサンプルには延性はないであろう。平滑区域
で破損したサンプルには“Ｓ”はつけなかった。
上にあげた表ＢとＣによれば高い過時効又は高い熱処理
温度の場合引張り強度が低下しており、表Ｄによれば高
い過時効又は高い熱処理温度ではノッチ強度と破壊延性
が増加している。
温度の場合引張り強度が低下しており、表Ｄによれば高
い過時効又は高い熱処理温度ではノッチ強度と破壊延性
が増加している。
又表Ｅでは高い過時効又は高い熱処理温度では平滑バー
破壊寿命が低下することが示されている。尚平滑バー及
引張り試験はＡＳＴＭ規格Ｅ１３９に従って行なわれた
ものである。
破壊寿命が低下することが示されている。尚平滑バー及
引張り試験はＡＳＴＭ規格Ｅ１３９に従って行なわれた
ものである。
これらの試験の結果から次のようにまとめることができ
る。
る。
１．高アルミニウム含量の合金の５３８℃（１０００゜
F）ノッチ強度と破壊延性は過時効によって劇的に改良
されたが、これらの改良は引張強度は平滑バー破壊寿命
の犠牲によって達成された。
F）ノッチ強度と破壊延性は過時効によって劇的に改良
されたが、これらの改良は引張強度は平滑バー破壊寿命
の犠牲によって達成された。
２．ノッチ脆性行動からノッチ延性行動への転移はアル
ミニウム含量と初期時効温度との相互作用如何による。
即ちアルミニウム含量が増大すると転移時効温度が上昇
する。
ミニウム含量と初期時効温度との相互作用如何による。
即ちアルミニウム含量が増大すると転移時効温度が上昇
する。
３．高い時効温度では０．４６％Ａｌヒートでは針状相
が存在したが、１．２％Ａｌヒートでは存在しなかっ
た。
が存在したが、１．２％Ａｌヒートでは存在しなかっ
た。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ダーレル、フランクリン、スミス、ジユニ ア アメリカ合衆国ウエストバージニア州、ハ ンチントン、ピードモント、ロード、4015 (56)参考文献 特開 昭47−42414（ＪＰ，Ａ) 特公 平４−1057（ＪＰ，Ｂ２) 米国特許4685978
Claims (3)
- 【請求項１】少くとも３２９．７℃（６２５゜F）の変曲
温度、周囲温度と変曲温度との間で５．５×１０-6／
０．５６℃（５．５×１０-6／゜F）又はそれ以下の膨脹
係数を有し、３４〜５５％のニッケル、１２〜１６％の
コバルト、１％〜２％のチタン、１．５％〜５．５％の
ニオブ、０．２５％〜１％のシリコン、０．２〜１．２
５％のアルミニウム、最大０．１％までの炭素、残部本
質的鉄を含む時効硬化性、制御された低膨張ニッケル−
コバルト−鉄合金を熱処理するための、下記の(i)〜(v
i)の段階を含み、 (i)９２６．７℃（１７００゜F）〜 １０３７．８℃（１９００゜F）の温度において、断面寸
法に応じて最大９時間までの期間、該合金を焼鈍し、 (ii)該合金を冷却し、 (iii)７１８．４℃（１３２５゜F）〜 ８０１．７℃（１４７５゜F）の温度において断面寸法に
応じて、最大１２時間までの間該合金を時効処理し、 (iv)該合金を第２の時効処理温度へ冷却し、 (v)５９３．３℃（１１００゜F）〜 ６７６．７℃（１２５０゜F）の温度において、最大１２
時間まで時効処理し、 (vi)該合金を周囲温度に冷却し、 かつ、該熱処理は７１８．４℃（１３２５゜F）〜８０
１．７℃（１４７５゜F）の初期時効温度とアルミニウム
含量とが、アルミニウム含量が０．２％以上に増加する
に従って時効温度もまた７１８．４℃（１３２５゜F）〜
８０１．７℃（１４７５゜F）の上記温度範囲内で上昇す
る如く相関していることを特徴とする熱処理方法。 - 【請求項２】各時効処理が８時間を超えない期間の間行
われる特許請求の範囲第１項記載の方法。 - 【請求項３】各時効処理が少くとも３時間の期間の間行
われる特許請求の範囲第２項記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/552,949 US4685978A (en) | 1982-08-20 | 1983-11-17 | Heat treatments of controlled expansion alloy |
| US552949 | 1983-11-17 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60128243A JPS60128243A (ja) | 1985-07-09 |
| JPH0641623B2 true JPH0641623B2 (ja) | 1994-06-01 |
Family
ID=24207492
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59243137A Expired - Lifetime JPH0641623B2 (ja) | 1983-11-17 | 1984-11-17 | 制御された膨張の合金 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4685978A (ja) |
| EP (1) | EP0147616B1 (ja) |
| JP (1) | JPH0641623B2 (ja) |
| AT (1) | ATE33402T1 (ja) |
| AU (1) | AU578634B2 (ja) |
| CA (1) | CA1280914C (ja) |
| DE (1) | DE3470327D1 (ja) |
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| JP2025519161A (ja) * | 2022-05-27 | 2025-06-24 | アペラム | 複合材料で作製された航空機部品を製造することを意図したツールを製造するための合金 |
| CN116005088B (zh) * | 2022-12-29 | 2024-02-09 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 高温合金盘锻件组织性能和残余应力协同调控的方法 |
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| BE639012A (ja) * | 1962-10-22 | |||
| GB1083432A (en) * | 1963-12-26 | 1967-09-13 | Gen Electric | Improvements in nickel-iron-chromium base alloy |
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1984
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Non-Patent Citations (1)
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| 米国特許４６８５９７８ |
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