JPH0317243A

JPH0317243A - タンタル含有超合金

Info

Publication number: JPH0317243A
Application number: JP2093260A
Authority: JP
Inventors: Thomas J Kelly; トーマス・ジョセフ・ケリー
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1989-04-10
Filing date: 1990-04-10
Publication date: 1991-01-25
Also published as: IL93341A0; GB2230274A; GB2230274B; AU624463B2; IT9019977A0; IT1240749B; CN1046944A; CA2010147A1; GB9001431D0; DE4011129A1; AU4765290A; FR2646171A1; IT9019977A1

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］技術分野本発明は、ほぼ室温から約１５００″Ｆの温度範囲にお
いて強度特性と延性との特に高度な組合わせを保有する
改良されたニッケル基合金に関する。

一般にはニオブに対する原子対原子置換によりかなりの
量のタンタルを合金に取り込んで、次に該合金を非常に
高い温度で長時間熱処理することによって上記の改良を
行う。

［先行技術］先行技術のニッケル基超合金は着丈に改良されてはいる
が、強度または延性の観点からみて欠点があり、特に高
温度すなわち約１２００下を越える温度においてそうで
ある。これらの合金は一般にニッケル基合金でありクロ
ム、鉄およびコバルトの中のＩ　Ｐ．！以上を含有して
なる。さらに、これらの合金には様々な元素を様々な組
合わせで含有させて所望する効果を生起させることがで
きる。

ニッケル基超合金においては下記のごとき元素が下記の
特性のうちの１つ以上の特住を改良するために用いられ
てきた。すなわち、強度に対して山，１”，，　ｗ，　
Ｒａ，耐酸化性に対してＣｒ，／Ｖ，相安定性に対して
ＮＬ．あるいは好ましい２次析出物の体積率の増加に対
して６などである。その他の添加元素としては、γ′で
ある硬化性析出物を形成するためのＮやＴ＋．およびγ
′である硬化性析出物を形成するためのｃｂがある。微
量元素であるＣ，　　Ｂは炭化物およびホウ化物を形或
させるために添加する。その他のＣｃ．　Ｆｋ２はトラ
ンブ元素管理の目的で添加する。Ｂ．　Ｚｒ，　Ｈｆ’
は好ましい結晶粒界効果を促進するために添加する。多
くの元素（たとえば、Ｃｏ．　ｔ％．　Ｗ，　Ｃｒ）は
それらの好ましい合金化特件の故に添加するが、状況に
よっては好ましくムい相（たとえばσ，μ，ラベス）の
形成に関与する。

γ′は、休心正方晶に配列したＮＬ３Ｎｂ強化析出物で
あり、しかも該析出物はニッケル基超合金にニオブが存
在する場合に形成されると一般に考えられる。γ′強化
が存在する超合金にはインコネル（！ｏｃｏｎｅｌ　）
　７　１　８があり、これはアイゼルスタイン（　Ｅ！
ｓｏｌｓｔｅｌｎ）の米国特許第３．０４６．１０８号
記載の発明に含まれる。アイゼルスタインによれば、該
合金は約４〜約ｇ’ｉｉ％のコロンビウムを含有するこ
とが必要であるが、該合金中のコロンビウムは該合金の
４％以下のユにおいて部分的にタンタルで代替してよい
とされている。

該合金の含有するコロンビウムを部分的にタンタルで代
替する場合、アイゼルスタインによれば特性について同
じ効果を得るためには２倍の重さのタンタルを用いなけ
ればならないとされる。さらに、タンタルを含有しない
合金および／または５０％以下のコロンビウムをタンタ
ルで代替した合金についてのみ高温で切欠き延性である
とも、アイゼルスタインは述べている。したがって、タ
ンタルが限られた量だけ存在する場合にタンタルとニオ
ブとはニッケル基合金において同じ作用があるとアイゼ
ルスタインは教示する。

γ′相は高温度に長時間さらされるとγ′またはδに変
化することがあるので、通常はγ′相は安定な相ではな
い。γ″により硬化された合金は比較的低い温度では高
い引張強さと非常に良好なクリープ破断特性とを示すが
、約１　２　５　０”Ｆを越える温度でγ′はγ′また
はδに変化するので強度が著しく減少する。（ドナキー
，エム．ジエイ，「超合金の特性と顕微鏡組織との関係
」、超合金資料集、米国金属学会、１９８４年）［発明の要約］今般、ニッケル基超合金においてはタンタルがニオブと
同じには作用しないことを発見した。むしろ、タンタル
は相当するニオブ含有合金より優れた相安定性および異
なる相関係を保有する合金を生成することを発見した。

この相安定性の相異によって、１を含有する合金はＮｂ
を含有する合金にくらべもっと高い温度に対しはるかに
強くなる。

さらに、本発明の合金中のγ″は、相当するＮｂ含有合
金中で起こるようには、容易にはδ相へ変化しない。

本発明は、約３０重量％以−ＬのＮＬと約８〜約１６重
量％のタンタルからなるとともに実質的にニオブを含有
しないニッケル基合金を特に意図する。

該合金に含有させるその他の元素はクロム、鉄、コバル
ト、モリブデン、チタン、ジルコニウム、タングステン
、ハフニウム、アルミニウム、ホウ素および炭素、並び
にこれらの組合わせからなる群から主に選択する。さら
に、マンガン、ケイ素、リン、硫黄、鉛、ビスマス、テ
ルル、セレン、ニオプおよび銀のごときその他の元素が
随伴する不純物として存在することもある。

さらに、ニオブ含有ニッケル基超合金中に含まれる実質
的にすべてのニオブについて、原子対原子に則り、タン
タルで置換することによりニオブ含有ニッケル基超合金
の高温強度特性を改良する方法にまで本発明は広く及ぶ
。

本発明のタンタル含有ニッケル基超合金の高温強度特性
を向上すべく、相当する二オプ含有超合金に対してより
も高い温度かつ長い時間の熱処理を施こす方法をも含む
。

［好ましい尖施の態様］本発明の合金は約３０％以上のＮＬ　（本明細書および
特許請求の範囲で表示されるすべての百分率は特にこと
わりのないかぎり重量百分率である）および約８〜約１
６％のタンタルを含有する。該合金の残部は、クロム、
鉄、コバルト、モリブデン、チタン、ジルコニウム、タ
ングステン、ハフニウム、アルミニウム、ホウ素、炭素
およびこれらの組合わせからなる群がら選択した元素な
どのニッケルと合金化して超合金を形成するために慣用
されるその他の元素がらなるであろう。さらに、マンガ
ン、ケイ素、リン、硫黄、鉛、ビスマス、テルル，セレ
ンおよび銀などのその他の元素が該合金中に随什する不
純物として存在することもある。これらの合金は吏質的
にニオプを含有しない、すなわち約１％未満、好ましく
は約０．　　５％未満、最も好ましくは約０．１％未満
のＮｂを含むであろう。

一般に、ニッケルおよびタンタルの他に約２５％以下の
クロム、約４０％以下の鉄、約２５％以下のコバルト、
約８％以下のモリブデン、約３９４以下のチタン、約２
％以下のアルミニウム、約７％以下のタングステン、約
３０〜約１　５　０　ｐｐｍのホウ素、および約０．　
　１％以下の炭素を該合金は含有するであろう。前記の
その他の合金化元素のごときその他の元素はそれぞれに
ついて約１％以下の量でしかも合計で約５％以下の量で
存在することもある。

一つの好ましい合金は、約８〜約１６％のタンタル、約
１７〜約２２％のクロム、約２５％以下の鉄、約１６％
以下のコバルト、ただし鉄とコバルトの合計が１２％以
上、約２〜約６％のモリブデン、約１〜約５％のチタン
、約０．１〜約５％のアルミニウム、約３０〜約１　５
　０　ｐｐＩＩ１のホウ素、約０．０１〜約０．　　１
％の現索、残部のニッケル（随伴する不純物を含む）か
ら本質的になるとともに、鉄とコバルトの合計量が約１
２〜約２５％である合金である。

第二の好ましい合金は、約８．５〜約１０％のタンタル
、約１８〜約２０％のクロム、約１７〜約１９％の鉄、
約２６　５〜約４％のモリブデン、約０．７５〜約２．
５％のチタン、約０６　２５〜約０．７５％のアルミニ
ウム、約３０〜約６０ｐｐｍ　　（当該合金を鋳造する
場合）または約８０〜約１５０ｐｐｍ（当該合金を鍛錬
する場合）のホウ素、約０．０３〜約０．０５％の炭素
、および残部のニッケルから本質的になる。この合金の
最も好ましい態様は、約９％のタンタル、約１９％のク
ロム、約１８％の鉄、約３％のモリブデン、約１％のチ
タン、約０．　　５％のアルミニウム、約３０〜約６０
ｐｐｍ（当該合金を鋳造する場合）または約８０〜約１
００ｐｐｍ（当該合金を鍛錬する場合）のホウ素、約０
．０５％の炭素、および残部のニッケルから本質的にな
る。

第３の好ましい合金は、約３０〜約４０％のニッケル、
約３０〜約４０％の鉄、約１５〜約２３％のコバルト、
約８〜約１６％のタンタル、および約３０〜約１５０ｐ
ｐ−のホウ素から本質的になる。この合金のさらに好ま
しい態様は、約３５〜約３８％のニッケル、約３５〜約
３８％の鉄、約１７〜約２０％のコバルト、約８〜約１
０％のタンタル、および約３０〜約６０ｐｐｍ（当該合
金を鋳遣する場合）または約８０〜約１００ｐｐ＠　（
当該合金を鍛錬する場合）のホウ素から本質的になる。

この合金の最も好ましい態様は、約３６〜約３７％のニ
ッケル、約３６〜約３７％の鉄、約１７〜約１９％のコ
バルト約８。５〜約９．５％のタンタル、および約３０
〜約６０ｐｐｍ（当該合金を鋳逍する場合）または約８
０〜約１００ｐｌ）ｆｆｌ（当該合金を鍛錬する場合）
のホウ素から本質的になる。

本発明のこれら合金は鋳造してよいしまた鍛錬してよく
、慣用の方法により製造できる。

本発明のこれらの合金の高温特性の改良を実現するため
には、熱処理を行うことが必要である。

該熱処理は類似のニオブ含有合金に対する慣用の熱処理
と比較してより高温度でかつかなり長時間にわたり行わ
れる。

第２の好ましい合金に対する本発明による好ましい熱処
理は、約２０００°Ｆで約１時間加熱すること、次に約
２　０　５　０”Ｆにおいて約１２〜約１５ｋｓｉの圧
力で約３〜約５１侍間熱間静水圧処理（ＨＩＰ）を行う
こと、さらに約１９２５°Ｆで約４時間加熱すること、
次に約１６００°Ｆで約２時間加熱することからなる。

さらに約１３５０°Ｆで約８時間加熱する（時効する）
ことは一部の合金について最適の特性を得るために有効
であることがある。この合金をニオブ含有の態様で慣用
の熱処理を施こす場合、１６００″Ｆの工程は含まず、
約１１５０°Ｆで約４〜８時間かけるより低い温度の時
効工程を含むことになろう。

ニオブを実質的に含有させずにタンタルを含有させてよ
り高温の熱処理条件を採用することにより、在来のニオ
ブ含有合金にくらべてγ′強化をより多く利用する合金
が製遣される。本発明の合金は時効硬化可能でありかつ
可鍛性があり、しかも強度と延性とを特に高温度で高度
に組合わせて保有することを特徴とする。さらに、アル
ミニウムおよびチタンを合金に含有させる場合、溶接部
の歪時効割れを起こすことなくアルミニウムおよびチタ
ンの合計量をニオプ含有合金における通常の使用量より
高くすることができると考えられる。

該合金においてニオプに代えてタンタルを用いることの
もう一つの効果は溶接性の改良である。これは、Ｎｂ−
ＮＬ共晶の共晶温度に比較してＴａ　−　ＮＬ共品温度
が高いため熱影響部の微細割れ抵抗が向上することによ
る。

以下の尖施例は発明の範囲を限定する意図ではなく本発
明の合会を調製することおよび該合会の改良された特性
、特に高温度特性を実証するために開示される。

火施例１４８．６％のニッケル、１９．２％のクロム、１８．０
％の鉄、０．０２％のニオブ、９．１％のタンタル、３
，Ｏ％のモリブデン、１．０４％のチタン、０．４７％
のアルミニウム、０．００４３％のホウ素、０．０４４
％の炭素、および０．０２％のケイ素からなる組成物を
真空誘導炉により溶融して合金７１８に類似のタンタル
含有合金を作成した。溶融した合金はセラミック製の型
に鋳込んで２″×４″×１７４″のスラブを製逍した。

該スラブから作成した試験片に次のような熱処理を施し
た。すなわち、２　０　０　０　”Ｆ　１　１１．’７
間、２０５０”Ｆにて１４．７ｋｓｉの熱間静水圧処理
３時間、１９２５″Ｆ４特間、１６００″Ｆ２時間、お
よび１３５０″Ｆ８時間。

本質的にタンタルを全く含有せずに約４．６％のニオブ
を含有するほかは同じ組成の在来の７１８合金を上記と
同様にして作成し７１８合金に対して通常行われるよう
に（第１表の脚注１に示す）熱処理した。

タンタル含有合金の顕微鏡組織について判明したことは
、在来の７１８合金と比較して凝固時のラベス相の安定
性が同等ないし低いということである。さらに、タンタ
ル含有合金は１６００”Ｆ〜１８００下の範聞の温度に
暴露すなわち７１８合金中の成分偏析を促進させるため
に用いられる熱処理δダンブ（ｄｕｍｐ）を行ってから
もδ相を生威しない。適度な強化効果をもたらす寸法の
γ′とγ″とが好都合に分布した顕微鏡組織をタンタル
含有合金は保有する。在来の鋳造した７１Ｂと比較して
タンタル含有合金においては、γ′およびγ″析出物は
樹枝状晶の芯部および隙間全体にわたってはるかに一様
に分布する。

上記２つの合金の試験片を試験して室温および高温にお
けるそれらの機楓的性質を測定した。試験桔果は次のと
おりである。

第１表室温　　１２０Ｇ　　　＋３０（１　　’Ｍ温　　１２
００　　　室温　　１２１１０　　　１４００極限引張
強さ　　　１５５１　　１３０　　　１２２　　　１５
１　　　１１７　　　１７８．２　　１４７．７　　１
３３．３０．２％オフセ　　　１１８．１　　１１４　
　　１０６．５　　１３３　　　１０４　　　１４２．
５　　１１７．１１　　１１２．８ブト耐力伸び（％）　　　　　　１，９　　　１１．５　　　　
９　　　　１５　　　　１１　　　　１２　　　　Ｉｆ
　　　　Ｇ絞り　（％）　　　　　　　２９．１　　　
２２．５　　　　２１．５　　　２９　　　　．２９　
　　　１８　　　　　８　　　　　Ｇ１．２０００″Ｆ
″７１時間．２０５０丁／１　４．　　７ｋｓｉ　／３
Ｌ’ｊ間ＨＩＰ．１９２５下７１時間；１３５０下／８
ＩＩ！ｒ間．Ｌ１５［］″Ｆ／ＢＰｊ間。

２．２０００″Ｆ／１時間；　２０５０’Ｆ／１　４．
７ｋｓｉ　／３Ｂ．’ｊ間ＨＩＰ．１９２５″Ｆ７１時
間；１６００”Ｆ／２叫間．１３５０’Ｆ／８！５間。

３．２個の試験片の平均４．１個の試験片第１表から判ることは、タンタル含有７１８型超合金は
それに対応する二オブ含有合金と比較して高温強度特性
に優れ、しかもこれらの特性は好ましい熱処理を採用す
ることによりさらに向上することである。

尖施例２３６．６％のニッケル、３６．６％の鉄、１７．７％の
コバルト、９．１％のタンタル、および４５　ｐｐｍの
ホウ素からなる組成の合金について実施例１の手順を繰
返した。これに対応する在来型の合金、すなわち原子対
原子にＩｌｌリタンタルをニオブで置換してニオプ含有
量を４．５％とした合金を比較のために作成した。実施
例１と同じようにこれらの合金を試験して機械的性質を
測定した。

結果は次の通りである。

第２表極限引張強さ（ｋｓｉ　）　　　　　　　　ＩＩｔ２．
５　　　１４１．８　　　　　　　１３５　　　　１０
８０．２％オフセット耐力（ｋｓｉ　）　　１５９．４
　　　１２ａ．Ｂ　　　　　　１２０　　　　　８９仲
び（％）　　　　　　　　　　　　　４．５　　　　３
．０　　　　　　　４．８　　　　７．０絞り　（％）
　　　　　　　　　　　　　　　８．５　　　　　Ｂ．
５　　　　　　　　７．０　　　　１３．０本発明のタ
ンタル含有合金は、二オブを含有するほかは同等の合金
ξ比較して引張強さおよび耐力の点で相当に強化され、
絞について減少し、伸びについて同程度の値を示す。

様々な合金についての評価から、本発明のタンタル含有
合金は対応するニオプ含有合金と比較して優れている。

実施例３実施例１に述べた在来の７１８合金は溶接応力除去時の
歪時効割れに対し高度に抵抗力があるが、溶接熱影響部
の溶離割れ、および高度に拘束された状態では溶接溶融
部の凝固割れを起こしがちである。本発明におけるニオ
ブを置換するタンタルの効果を評価するために、実施例
１の合金作成手順を再度実施して５ｍｌ厚さの鋳込み状
態で試験片寸法である溶接性試験片を作成した。溶接性
の試験に先だってすべての試験片を真空中において２０
００°Ｆで１時間熱処理し、１２００″Ｆまで２０分で
冷却した。スポットパレストレイント（　ＳｐｏｔＶａ
ｒａｓｔｒａｌｎｔ）溶接性試験およびミニパレストレ
インド（Ｍ！ｎｆ　Ｖａｒｃｓｔｒａｌｎｔ）溶接性試
験を利用して熱影響部溶離割れおよび溶融部凝固割れの
起こりやすさを評価した。スポットパレストレイント試
験では、ガスタングステンアークによるスポット溶接部
に対しアークが消滅した直後に歪を与えて割れを熱影譬
部に制限する。ミニパレストレイント試験においては、
連続的にガスタングステンアーク溶接部生成中に歪が発
生し、先行して凝固した溶融部分に主に割れが形成され
る。全割れ長さを割れ感受性の定量的尺度として利用す
る。

第３表に示すように、スポットパレストレイント試験に
おいて０．２５〜３％の範囲で増大する歪をかけて試験
した歪水車全体にわたってタンタル含有合金は最も低い
溶接熱影響部割れ感受性を示す。

第３表０．２９％　　　　２４　　　　　　．４２２０．２９
％　　　　２８　　　　　　．４９３ｔ．ｔａ％　　　
　３３　　　　　　．Ｇ７１ｌ．１６％　　　　３５　
　　　　　．７７５２．９％　　　　４２　　　　　１
．００１１２．９　％　　　　　４８　　　　　１．１
０８割れ　；１溶接箇所当りの割れの数ＴＣＬ：全割れ艮さＭＣＬ：最大割れ艮さ本発明を具体的な実施例および実施の態様と関連させて
説明したが、本発明が特許請求の範囲に示す技術的思想
とその範囲から逸脱することなく変更可能であることは
、当業者には理解されるであろう。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）約３０重量％以上のニッケル、約８〜約１６重量
％のタンタル、約３０〜約１５０ｐｐｍのホウ素を含有
するとともに実質的にニオブを含有しないことを特徴と
するニッケル基合金。
（２）該合金の構成成分の残余が、クロム、鉄、コバル
ト、モリブデン、チタン、アルミニウム、タングステン
および炭素からなる群から選択した１種以上の元素から
なることを特徴とする請求項（１）に記載の合金。
（３）該合金がジルコニウムおよびハフニウムからなる
群から選択した１種以上の元素をさらに含有することを
特徴とする請求項（２）に記載の合金。
（４）約８〜約１６％のタンタル、約１７〜約２２％の
クロム、約２５％以下の鉄、約１６％以下のコバルト、
約２〜約６％のモリブデン、約１〜約５％のチタン、約
０．１〜約５％のアルミニウム、約３０〜約１５０ｐｐ
ｍのホウ素、約０．０１〜約０．１％の炭素および残部
のニッケルから本質的になるとともに鉄とコバルトの合
計量が約１２％以上であることを特徴とするニッケル基
超合金。
（５）約８．５〜約１０％のタンタル、約１８〜約２０
％のクロム、約１７〜約１９％の鉄、約２．５％〜約４
％のモリブデン、約０．７５〜約２．５％のチタン、約
０．２５〜約０．７５％のアルミニウム、鋳造する場合
には約３０〜約６０ｐｐｍ、鍛錬する場合には約８０〜
約１００ｐｐｍのホウ素、約０．０３〜約０．０５％の
炭素、および残部のニッケルから本質的になることを特
徴とするニッケル基超合金。
（６）該合金が約９％のタンタル、約１９％のクロム、
約１８％の鉄、約３％のモリブデン、約１％のチタン、
約０．５％のアルミニウム、鋳造する場合には約３０〜
約６０ｐｐｍ、鍛錬する場合には約８０〜約１００ｐｐ
ｍのホウ素、約０．０５％の炭素、および残部のニッケ
ルから本質的になることを特徴とする請求項（５）に記
載の合金。
（７）約３０〜約４０％のニッケル、約３０〜約４０％
の鉄、約１５〜約２３％のコバルト、約８〜約１６％の
タンタル、および約３０〜約１５０ｐｐｍのホウ素から
本質的になることを特徴とするニッケル基超合金。
（８）該合金が約３５〜約３８％のニッケル、約３５〜
約３８％の鉄、約１７〜約２０％のコバルト、約８〜約
１０％のタンタル、および鋳造する場合には、約３０〜
約６０ｐｐｍ、鍛錬する場合には、約８０〜約１００ｐ
ｐｍのホウ素から本質的になることを特徴とする請求項
（７）に記載の合金。
（９）該合金が約３６〜約３７％のニッケル、約３６〜
約３７％の鉄、約１７〜約１９％のコバルト、約８．５
〜約９．５％のタンタル、および鋳造する場合には、約
３０〜約６０ｐｐｍ、鍛錬する場合には、約８０〜約１
００ｐｐｍのホウ素から本質的になることを特徴とする
請求項（８）に記載の合金。
（１０）ニオブ含有ニッケル基超合金に含まれる実質的
にすべてのニオブを原子対原子に則りタンタルにより置
換することによりニオブ含有ニッケル基超合金の高温強
度特性を向上する方法。
（１１）該合金が約３０重量％以上のニッケル、約８〜
約１６重量％のタンタル、並びにクロム、鉄、コバルト
、モリブデン、チタン、アルミニウム、タングステン、
ホウ素および炭素からなる群から選択した１種以上の元
素を含むことを特徴とする請求項（１０）に記載の方法
。
（１２）該合金がジルコニウムおよびハフニウムからな
る群から選択した１種以上の元素をさらに含有すること
を特徴とする請求項（１１）に記載の方法。
（１３）該合金が約２０００°Ｆで約１時間熱処理され
、続いて約２０５０°Ｆにおいて約１２〜約１５ｋｓｉ
の圧力で約３〜約５時間熱間静水圧処理され、次に約１
９２５°Ｆで約４時間加熱され、さらに約１６００°Ｆ
で約２時間加熱されていることを特徴とする請求項（１
１）に記載の合金。
（１４）該合金がさらに約１３５０°Ｆで約８時間熱処
理されていることを特徴とする請求項（１３）に記載の
方法。
（１５）タンタルを含有するとともに実質的にニオブを
含有しないニッケル基超合金の熱処理方法において、該
超合金を約２０００°Ｆで約１時間加熱する工程と、続
いて約２０５０°Ｆにおいて約１２〜約１５ｋｓｉの圧
力で約３〜約５時間熱間静水圧処理する工程と、次に約
１９２５°Ｆで約４時間加熱する工程と、さらに約１６
００°Ｆで約２時間加熱する工程を含む熱処理方法。
（１６）該合金をさらに約１３５０°Ｆにおいて約８時
間熱処理する工程を含む請求項（１５）に記載の方法。