JPS61264146A - タ−ビン羽根超合金 - 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】 〔産業上の利用分野〕 本発明は特に工業用ガスタービン（ＩＧＴ）の熱部構造
として使用するに適した金属合金体に関するものであり
、さらに特にこのような用途に適したニッケル基合金体
に関するものである。

〔従来技術と問題点〕 近代の進歩した工業用ガスタービン（ＩＧＴ）は、比較
的低グレードの燃料の燃焼から生じる腐蝕性環境のもと
に、羽根の場合には高応力のもとに、２−５Ｘ１０　〜
１０　時間、例えば少なくとも約３０，０００時間の寿
命を必要とされる高熱段階の羽根および翼を有する。当
然に、効率増大のため、設計寿命と両立する最高有効作
動温度で、このような（ＩＧＴ）羽根および翼を作動す
る事がのぞましい。作動温度を考慮する場合、タービン
羽根の露出される最高温度のみならず、最高温度以下の
温度範囲をも考慮する必要がある。

定常運転においてさえも、タービン羽根は、その根部か
ら先端まで、またそのｙＪＲから後縁までその幅全体に
沿って相異なる温度を受ける。

ＩＧＴ用羽板羽根び翼の長設計寿命の間に、耐蝕性と耐
酸化性が、航空機用ガスタービン（ＡＧＴ）合金の非常
に開発された分野におけるよりも重要なファクタとなる
。ＡＧＴの場合にも、ＩＧＴの場合にも、羽根または翼
について酸化または腐蝕しやすい合金を選らぶ事は望ま
しくはないが、ＩＧＴＧ素をより腐蝕性の雰囲気に対し
て、より長時間（数乗のオーダ）露出させるが故に、耐
酸化性と耐蝕性はＩＧ丁金合金構造非常に重要な要素で
ある。高熱段階の羽根および藺は耐酸化性と耐蝕性を増
大するため通常の被覆体で被覆する事ができるが、これ
らの被覆はヒビ割れ、破砕などを生じる。より短い使用
期間のために被覆されたＡＧＴＧ素の場合に比較して、
ＩＧＴの長い設計寿命の間に被覆破損が生じゃすい。故
に、ＩＧＴの高熱段階で使用されるＩＧＴＧ金構造は他
の必要な特性および物性と釣り合った最高の耐酸化性お
よび耐蝕性を有しなければならない。

ＩＧＴタービン羽根の合金構造の設計に際しては、通常
ＡＧＴＧ−ビン羽根において使用されるニッケル基合金
を調査する事が当然である。最強の通常γ′強化ニッケ
ル基合金は９００’Ｃの温度で急速に強度を失う（米国
特許第 ４．３８６．９７６号の第２図を参照）。しかし、米国
特許第４，３８６．９７６号は、γ′強化と微細耐火性
酸化物粒子の均一拡散による強化を結合したニッケル基
合金は７５０℃−１１００℃の温度範囲で十分な機械特
性を示すと記載されている。しかし米国特許第４，３８
６，９７９号に記載の合金は、進歩した設計のＩＧＴに
おいて使用するには不充分な耐酸化性と耐蝕性を有する
と見なされる。また例えば米国特許第 ４．０３９，３３０号から、２１−２４重量％のクロム
と若干のアルミニウムを含有する強化ニッケル基合金は
ＩＧＴ用に必要な優れた耐蝕性を有する事が公知である
。しかし、例えば１０００℃以上の非常な高温において
は、米国特許第４．０３９，３３０号に記載の合金の耐
酸化性が低下する傾向を示す。米国特許第 ４．０３９，３３０号に記載の合金の９００℃以上の温
度における強度は、全部γ′強化のニッケル基合金の場
合と同様に進歩した設計のＩＧＴには不充分である。

前項の説明から進歩した設計のＩＧＴのタービン羽根を
提供するための解決法は明白であると言ぇよう。即ち米
国特許第４，３８６．９７６号に記載のγ′および分散
強化合金のクロムおよび／またはアルミニウム含有量を
増大するが、あるいは米国特許第４，０３９，３３０号
に記載の合金に分散強化を加えるかである。この問題に
対する一見論理的な解決法と思われるこのような解決法
は極めて単純なものである。

第一の提案、公知のγ′および分散強化型合金のクロム
および／またはアルミニウム含有量の増大は二つの問題
点がある。クロムまたはアルミニウムの増大はニッケル
基合金のシグマ傾向を生じる傾向がある。クロムの増大
は、γ′相析出後に残存する基質のニッケル含有■を直
接に薄める。

またアルミニウム含有量の増大は、ニッケル基合金中に
形成される（　Ｎ　ｉ　３　Ａ　Ｉ　−Ｔ　ｉ　）相の
ｍを増大し、またこれが合金基質をニッケルに関して薄
めることになる。低ニツケル基質含有量を有するニッケ
ル基合金においては、中温（例えば８００℃）に露出さ
せたのちに有害な針状シグマ相が形成される傾向があり
、その結果、合金の延性を低下させる。γ′相の存在が
約９００℃までの温度における機素強度に対して本質的
なものであるから、最小限度の許容される延性が必要な
ＪＧ丁にとって特徴的な長時間使用中の相不安定性を生
じないように慎重に合金変性を制御する必要がある。他
の観点からして、特にアルミニウムおよび／またはクロ
ム含有量の範囲の無差別な合金変性は、高温における分
散強化合金の強さにとって必要な成分顕微鏡組織を生じ
ることに困難をもたらす。米国特許第４．３８６，９７
６号、第１５．５８行以下には、ＯＤＳ　（酸化物分散
強化型）が優れた高温特性を得るためには粗大な細長い
結晶粒組織を展開できなければならないと記載されてい
る。この粗大な細長い結晶粒組織は、γ′ソルバス温度
以上、初期融解１度以下の温度での方向性、二次再結晶
によって展開され、（米国特許第４．３８６，９７６号
の第６１１，５８行以下参照）または初期融解温度に近
い湿度で展開される。γ′相が溶解されていなければ二
次品出は生じないであろう。もし合金の初期融解温度が
越えられれば、酸化物分散は有害な影響を受けるであろ
う。実際の生産のためには、γ′ソルバス温度と初期融
解温度との間隔は、摂氏で少なくとも約１０℃、さらに
望ましくは少なくとも約２０°でなければならない。近
代のγ′強化合金組成物の′ａ雑さと、合金元素間の複
雑な相互作用の故に、ＯＤＳ合金の高温強度を得るため
の必要条件である二次再結晶間隔を予言する方法はない
。

公知の高強度γ′耐酸化性−耐蝕性合金に対して酸化物
分散強化を実施する考え方についても同様の困難が存在
する。理論的ｏＤｓ−γ′強化合金が商業的ベースで製
造され得るが否かを予言する方法はない。

前記から明らかなように、高温段階の進歩した設計のＩ
ＧＴに使用するに適した合金組成を提供することは、こ
のような組成の実際的製造のために必要な熱処理に対し
て少なくとも適当な窓を開くために臨界的な冶金学的バ
ランスを必要とする問題である。更に、この合金Ｉ酸物
は方向性再結晶段階に達するための有効な機械的処理お
よび熱機械的処理を受けることができるものでなければ
ならない。

本発明は、進歩した設計のＩＧＴの中に使用するに適し
た実際的に製造することのできる合金を提供することに
ある。

〔発明の概要〕

本発明は、８００−１１００’Ｃ（７）ｔ！囲（７）ｌ
［ｔ−の改良された耐長期応力性と共に優れた耐酸化性
−耐蝕性を有する工業用ガスタービンの高温段階の機素
として特に有効な合金体において、この合金体は相互間
に粒界を有する細長い本質的に平行な金属結晶の凝集体
を少なくとも部分的に含有し、前記の金属結晶の平均結
晶粒アスペクト比が少な（とも７である。これらの金属
結晶は、（，１）約１１８０℃以下の温度でγ′相を内
部に分散され、（２）少なくとも１１００℃以下の温度
で安定な酸化物相の、約５−５００ナノメートルの範囲
の長径を有する微粒子を内部に分散されている。分散物
質と粒界物質を含む金属結晶は、本質的に重量％で、約
１８−２５％のクロムと、約５．５−９％のアルミニウ
ムと、アルミニウムとチタンの合計が９以下の条件で０
〜１％のチタンと、約４．５％までのモリブデンと、約
３−約８％のタングステンと、約０．０５％、例えば約
０．００５〜０．０５％のホウ素と、約０．５％までの
、ジルコニウムと、約０．４％−，１％のイツトリウム
と、約０．４−１％の酸素と、約０．２％までの炭素と
、約１％または２％までの鉄と、約０．３％または０．
５％までの窒素と、約４％までのタンタルと、約２％ま
でのニオブと（合金中のアルミニウム含有量が約７％以
下の場合にのみタンタルとニオブが存在する条件で）、
約１０％までのコバルトと、約２％までのハウニウムと
、（モリブデンおよび／またはタングステンの全部また
は一部の代わりの）約４％までのレニウムから成り、残
分は不純分と付随的元素以外は本質的にニッケルである
。これらの合金において、イツトリウムの実質全部とア
ルミニウムの一部は、分散安定酸化物相の主要部分を成
す酸化物として存在する。正確な製造条件と使用条件に
よりて、分散酸化物相は、イツトリアおよびアルミナ、
または、Ａ１０　・２Ｙ２０３゜ ２Ａ１０　・Ｙ２Ｏ３または５Ａ１２ｏ３・３Ｙ２０３
などのアルミナ−イツトリア混合酸化物を含むことがで
き、また約２．５−約４容積％の金属結晶を含む。

一般的に言えば、本発明の合金は、粉末状元素成分また
は母合金成分を激化イツトリウムと共に、アトリッタま
たは水平ボールミルの中で、実質飽和硬度が得られるま
で機械的に合金化し、つぎに粉砕された金属を相互に完
全に混合し、粉砕された微粒子中にイツトリウム含有酸
化物を均一に介在させる事によって製造される。最もよ
い結果を得るため、粉砕装入物は、オムニバス−マスタ
アロイ、即ちニッケルまたはニッケルーコバルトが少な
い以外はすべての非酸化物成分を含む合金の粉末を含有
しなければならない。このオムニバス−マスタアロイ粉
末は融解−噴霧法、例えばガス噴霧法によって製造され
る。ミル装入物はマスタアロイ　プラス　酸化イツリウ
ムと適当量のニッケルまたはニッケルとコバルトまたは
ニッケルーコバルト合金の粉末から成る。

次に、粉砕された粉末をスクリーンに掛け、配合し、軟
鉄押し出し缶の中に封入して、密封する。

次に密封された缶を約１ｏｏｏ’ｃ〜約１２００’Ｃに
加熱し、比較的高い歪み率をもちいて、少なくとも約５
の押し出し率で熱間押し出しする。押し出し又は同等の
熱間圧縮の後、このように機械的に処理された合金材料
を熱間加工する。特に圧延などによって方向性熱間圧延
する。この熱間加工は、最初の押し出しまたはその他の
熱間圧縮によって誘導された歪みエネルギーの相当部分
を金属中に残すように急速に実施されなければならない
。

その後生なくとも７の平均結晶アスペクト比（ＧＡＲ）
を有する粗大な結晶粒を得るため、前記のように処理さ
れた合金を適当な手段、例えばゾーン焼鈍によって処理
する。もし必要なら、このように処理された合金に対し
て結晶粒粗大化温度からの冷却に際して形成されるγ′
相の量のほかにγ′相を析出するために、前記の処理合
金に対して溶体化処理と、次に時効加熱処理を実施づる
。前記の範囲内の組成を有する合金にを得るため、全体
結晶粒粗大化間隔、即ちＴ　ｉｃ（初期融解温度）−Ｔ
　　・　　（γ′ンルバス温度）は摂氏単γ　　Ｓ 位で少なくとも約２０°である。このようにして、高い
ＧＡＲの細長い粗大結晶粒を有する合金の商業的製造の
ための広い窓が開かれる。本発明の合金の場合、溶体化
処理は１０５０〜１３００℃において１〜２０時間とす
ることができる。満足な時効処理は、合金を６００〜９
５０℃の範囲の温度で１〜２０時間、保持するにある。

溶体化処理と最終時効処理との間に介在された１〜１６
時間、８００〜１１５０℃の温度範囲に合金を保持する
中間時効処理は望ましいものである。

〔実施例〕

本発明の合金は望ましくは、下記の好ましい聞の合金成
分を結合的にまたは単独に含有する。

處己注　　　重　　量　　％　　　Ｌｊｌ　　−」Ｌ−
」Ｌ−］（−Ｃｒ　　　　１９　−２１　　　　　Ｃｏ
　　　　　ＯＡＩ　　　　　６　−７　　　　　Ｈｆ　
　　　０７ｉ　　　　　０　　　　　　　　　ＣＯ−０
，１Ｔａ　　　　ＯＲｅ　　　　Ｏ Ｎ　ｂ　　　　１．５−　２．５　　　Ｚ　ｒ　　　Ｏ
，０５−０，２５Ｗ　　　　　　３−４．５ 本発明の合金体を構成する特定の合金例の分析成分の重
量％組成（全イツトリウムはイツトリアとして存在する
ものと仮定）を下表工に示す。

♀１°″〜 ；１″″″″− 目：：： ２１品品品 北１−〜− 各合金組成物は、材料として１２３型ニツケル粉末、元
素クロム、タングステン、モリブデン、タンタルおよび
ニオブ、ニッケル４７．５％マスク・アロイ、ニッケル
２８％ジルコニウム　マスク・アロイ、およびニッケル
１６．９％ホウ素マスク・アロイとイツトリアとを使用
して、アトリッタ中で各バッチを機械的に合金化する事
により調製された。それぞれの場合に、粉末を均一に成
るまで処理した。各バッチをスクリーニング処理して１
２メツシュ以上の粒子を除去し、２時間コーン配合し、
軟鉄押出缶の中に封入し、これらの缶を排気して、密封
した。各組成について、４個までの押出缶を作った。こ
れらの缶を１０００〜１２００℃の範囲に加熱し、約７
の押出比でバー状に押し出した。押出は約３５％絞り設
定で７５０トン・プレスで実施された。押し出されたバ
ー材料に対して、１２００〜１３００℃の温度で、約６
０％までの合計絞り（約２０％ずつのバス絞り）で、熱
間圧延処理を実施したが、問題はなかった。

熱処理実験は、押し出され圧延された材料が粗大な細長
い粒子を成長させ、約１２００℃〜１３１５℃の範囲の
高温ゾーン焼鈍が有効な結晶粒粗大化工程である事を証
明した。

本発明による高いＧＡＲの粗大結晶粒組織を有する合金
体について、引っ張りテスト、応力破断テスト、酸化テ
スト、および硫化テストを実施して下記の表に示す結果
を得た。引っ張りテストと応力破断テストはすべて、合
金の結晶粒組織によって決定される長手方向に実施され
た。テストに先立って、表■に示した合金を表■に示し
たゾーン焼鈍処理によって本発明の合金体に形成した。

実施された特定の熱処理も表■に示されている。

表■ １　　１２６０　７６　　２−１２７９−八Ｃ÷２−９
５４−ＡＣ＋２４−８４３−ＡＣ２１２６０７６２−１
２７９−ＡＣ＋２−９５４−ＡＣ＋２４−８４３−ＡＣ
３１２６０７６２−１２７９−ＡＣ＋２−９５４−ＡＣ
＋２４−８４３−ＡＣ表■に述べたようにゾーン焼鈍さ
れ熱処理された状態の本発明の合金体の一部について表
■に示すような各種の温度で引っ張りテストした。

表　　■ Ｕ、Ｔ、Ｓ、　　　Ｅｌ、　　　　Ｒ，八。

１衾茎　糺り胆ハ二　　　（ＨＰａ）　　　（％）　　
汎−室温 １　１１１３　　　１３２０３．０２．５２　１１２３
　　　１２０８１．０５．０６００℃ １　１０１３　　　１２３７５．０４．０２　１００５
　　　１２４１５．０８．５８００℃ １　　　　７５８　　　　　　　８７６　　５．０　　
８．５２　　　　７４３　　　　　　　９１６　　１．
０　　１．０１０００℃ １　２２４　　　２６６８．０１６．０２　　　　２０
７　　　　　　　２６Ｇ　　　７．０　１３．５１１０
０℃ １　１０９　　　１１７１７．０４０．０２　１１６　
　　１１９１４．０３７．０応力下にクリープ破断テス
トされた合金体重のサンプルは下記の表■に示す特性を
有していた。

表　　■ ８１１３　６００　１．１３．０６．０８１６　４５０
　１６．５４．０４．７８１６　４００１１１．９２．
５４．０８１６　３５０３７４．３１．６６．７０．０
０２８１６　３２５７１４．５１．５３．５８１６　３
００１７５０．６２．５２．５０．０ｔ１０２７８１Ｂ
　　２７０４３０１．８１５２．００．０００１５９８
２　１９３　２．１１１．２２８．５９８２　１７２　
５．７９．５２４．５９８２　１６０　４９．７３．２
９．３０．００８８９８２　１５０　６６．７２．５１
．００．００６５９８２　１３５２５３３．３１．０２
．００．００００６表Ｖに記載のように、合金体２〜３
の破断応力能を他のテストによって測定した。

−Ｍ 順　　！　　１　　　＠　　　［ｌｉ　　」Ｉｌｌ　　
　　　４００　　３２０　２６０　　　１６０　　１５
０　　１３５２　　　　　３７５　　　２９０　　２４
０寧　　　１６０　　　　ＨＡ　　　　ＮＡ３　　　　
　４１０　　　３２５　　２６０本　　　１６０　　　
１５０　　１３５１本外挿値　Ｎ八−未測定 合金体懇１は下記の条件で熱間腐食テストされた。（１
）９２６℃と８４３℃で、ＪＰ−５燃料→−ｏ、　３ｗ
ｔｘ　Ｓ、　５１）１１１１海塩、３０：１空気−燃料
比、１サイクル／時（炎中で５８分、空気中で２分）お
よび（２）７０４℃で、ディーゼル＃２燃料＋３．０重
量％ｓ、１ｏｐｐｍ海塩、３０：１空気−燃料比、１サ
イクル／日、（炎中１４２５分、空気中１５分）５００
時間テスト持続。９２６℃で、金属損失は０゜００５１
＃ｌ！、最大腐食０．０８６ｍであった。８４３℃で、
金属損失と最大腐食は共に０．００５１ｍであった。７
０４℃で、金属損失と最大腐食は共に０．０８４ｍであ
った。

前項の熱間腐食テストのほかに、本発明の合金体に対し
て周期的酸化テストを実施し、このテストにおいて、合
金ケンプルを表■に示した温度で、５％水分含有空気中
で２４時間サイクルづつ保持し、次にサイクルの残りは
空気中で冷却した。表ＶＩは、これらのテストの結果を
デスケーリング重量変化（ｓ＋ｙ／ｃｄ）として示した
。

１ｏｏｏ℃／４１　　　　１１００℃／２１１皇１　　
サイクル　　　　　サイクル１　　　　−０．４７５　
　　　　　−０．９２８２　　　　−０．８００　　　
　　　−０．９９２３　　　　−０．７８７　　　　　
　−０．９１６本発明の合金体の安定性を評価するため
、これらを無応力のまま８１６℃の空気中に種々の時間
露出し、次に顕微鏡により、または常温引っ張りテスト
によって検査した。合金体１と３の顕ａｍ検査は、６２
７２時間の露出後にシグマ相の形成の証拠を示さなかっ
た。空気中に８１６℃で特定時間、無応力露出した本発
明の合金体の常温引っ張りテスト結果を表■に示す。

１　　６０００　９２３　１０９６　４．３　４．６　
４１−４２１　　８０００　８９３　１０６１　５．１
　４．３　４３２　　６０００　８８５　１０３２　３
．０　６．２　４１２　　８０００　８γ２　１０５０
　１．３　３．５　４０−４１３　　６０００　９１３
　１０５１　１．６　３．３　４０−４３表■乃至表Ｖ
ｌは、前記の米国特許第 ４．３８６，９７６号および第 ４．０３９．３３０号に比較して、本発明の合金体が加
熱段階の羽根およびその他の要素として使用するに適し
ている事を示す。例えば、表■〜Ｖは、強度特性に関し
て本発明の合金体はＩＮＣＯＮＥＬ１ＨＭＡ６０００　
（米国特許第３．９２６．５６８号）に匹敵し、また表
■と■は、Ｍ触性−耐酸化性に関して本発明の合金体が
ｌＮ−９３９（米国特許第４．０３９，３３０１と類似
またはこれ以上の特性を示す。付図は、本発明の合金体
の粗大な細長い結晶粒組織を示し、これはその有利な強
度特性を生じるのに役立つ。

この顕微鏡写真は、粒界物質によって相互に結合された
粗大な金属結晶粒の腐食された輪郭を示す。

当業者には明らかなように、この合金体の一部は、非常
な高温での極端な機械特性を有する事を要求されない限
り、写真に示した細長い粗大組織と異なる結晶粒組織を
有する事ができる。例えば、タービン羽根構造において
、その根部の一部は羽根部の粗大な細長い長手方向配向
結晶粒組織と異なる組織を有する事ができる。

本発明の合金体のアルミニウムおよびクロムの全含有量
から見て、これらの合金体は、拡散アルミニド被覆およ
び種々の高アルミニウムー高クロム付着被覆、例えばＭ
−Ｃｒ−ＡＩ−Ｙ被−覆（ここにＭはニッケルまたはコ
バルトなどの金属元素）のいずれにも匹敵する基質を成
す事が予想される。

このような被覆を使用する事により、本発明の合金体の
それ自体高い耐蝕性−耐酸化性がさらに増進される。

本発明は前記の説明のみに限定されるものでなく、その
趣旨の範囲内で任意に変更実施できる。

【図面の簡単な説明】

付図は本発明の合金体の結晶粒組織を示す顕微鏡写真で
ある。 出願人代理人　　佐　　藤　　−雄 手続補正書 昭和６１年６月１３日 １　事件の表示 昭和６１年　特許願　第５６０２０号 ２　発明の名称 タービン羽根超合金 ３　補正をする者 事件との関係　　特許出願人 インコ、アロイス、インターナショナル、インコーホレ
ーテッド ４　　代　　理　　人 ８　補正の内容 （１）　　明細書２５頁４行「付図」を「参考図面にか
かる顕微鏡写真」と訂正する。 （２）　　２６頁７〜９行を削除する。 （３）　　図面を削除する。 （４）　　参考図面を鱒提出する。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、８００−１１００℃の範囲の温度での改良された耐
   長期応力性と共に優れた耐酸化性−耐蝕性を有する工業
   用ガスタービンの高温段階の機素として特に有効な合金
   体において、この合金体は相互間に粒界を有する細長い
   本質的に平行な金属結晶の凝集体を少なくとも部分的に
   含有し、前記の金属結晶の平均結晶粒アスペクト比が少
   なくとも７であり、これらの金属結晶は、（１）約１１
   ８０℃以下の温度でγ′相を内部に分散され、（２）安
   定なイットリウム含有酸化物相の、約５−５００ナノメ
   ートルの範囲の長径を有する微粒子を内部に分散されて
   、前記金属結晶と粒界物質は、本質的に重量％で、約１
   ８−２５％のクロムと、約５．５−９％のアルミニウム
   と、チタンがあればチタンとアルミニウムの合計量が９
   ％以下となる約１％までのチタンと、約４％までのタン
   タルと、アルミニウム含有量が約７％以下の場合にのみ
   タンタルとニオブが存在する条件で約２％までのニオブ
   と、約４．５％までのモリブデンと、約３−約８％のタ
   ングステンと、約１０％までのコバルトと、約２％まで
   のハフニウムと、約０．４−１％の酸素と、約０．４−
   １％のイットリウムと、約０．２％までの炭素と、約０
   ．０５％までのホウ素と、約０．５％までのジルコニウ
   ムと、約２％までの鉄と、約０．５％までの窒素と、同
   等重量のタングステンまたはモリブデンの代わりの約４
   ％までのレニウムとから成り、残分は不純分以外は本質
   的にニッケルである合金体。 ２、約１９％乃至２１％のクロムを含有する特許請求の
   範囲第１項による合金体。 ３、約６乃至７％のアルミニウムを含有する特許請求の
   範囲第１項による合金体。 ４、本質的にチタン、タンタル、ニオブ、コバルト、ハ
   フニウム、およびレニウムを含有しない特許請求の範囲
   第３項による合金体。 ５、約１．５乃至約２．５％のモリブデンと約３乃至約
   ４．５％のタングステンを含有する特許請求の範囲第４
   項による合金体。 ６、約１０乃至２１％のクロムと、約６乃至７％のアル
   ミニウムと、約１．５乃至２．５％のモリブデンと、約
   ３乃至８％のタングステンと、約０．００５％乃至０．
   ０５％のホウ素と、約０．０５乃至０．２５％のジルコ
   ニウムと、約０．１％までの炭素と、１％までの鉄と、
   ０．３％までの窒素とを含有する特許請求の範囲第１項
   による合金体。