JPS6343457B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]

〔発明の技術分野〕 本発明はニツケル―鉄基合金に関し、より詳し
くは耐熱的に使用する時効硬化性低膨張合金に関
する。 〔発明の背景〕 従来その技術は４×10^-6／〓（7.2×10^-6／
℃）、５×10^-6／〓（９×10^-6／℃）または約5.5
×10^-6／〓（9.9×10^-6／℃）までの膨張係数
（COE）で約700〓（371℃）または900〓（482
℃）の変曲温度（IT）のような低い熱膨張係数
と高い変曲温度とを有するニツケル―鉄―コバル
ト合金を含む時効硬化性のニツケル―鉄合金につ
いて言及された。例えばエイゼルステインら
（H.L.Eisel―stein and J.K.Bell）の論文「新Ni
―Fe―Co合金が定モジユラスと高温強度とを提
供する（New Ni―Fe―Co Alloys Provide
Constant Modulus＋High Temperature
Strength）」、マテリアルス・イン・デザイン・エ
ンジニアリング、1965年11月。所望の膨張特性及
び良好な強度特性が得られたけれども、1000〓
（538℃）、1150〓（621℃）または1200〓（649℃）
のような高温において熱作用耐性が応力の集中す
る形状、例えば切欠き、に対し鋭敏であるという
問題に遭遇し、例えばムジカ（Muzyka）らの論
文「新しい膨張の制御されたスーパーアロイの物
理や金及び性質（Physical Metallurgy and
Properties of ａ New Controlled―
Expansion Superalloy）」、JOM，1975年７月、
そしてそのような困難を克服するために、特定の
制限された熱処理加工及びミクロ構造状態、殊に
再結晶を避けること、がこの論文及び米国特許第
3705827号明細書中に提案された。さらに特定組
成物の開発が米国特許第4006011号明細書及び米
国特許第703528号明細書、1976、７、８に言及さ
れている。依然として機械、機関及び他の装置の
商業生産には広範な加工の融通性、例えば鍛造、
ろう付及び他の加工に対する広範な温度、を有す
ること、並びに望ましい低いCOE及び高いITの
値を得ることが重要であり、発明者の知る限りこ
れまでに特に必要な膨張特性及び耐熱特性を達成
できる合金組成物に対する要求のすべてが満され
たわけではない。 〔発明の概要〕 今回、加熱された構造物における望ましい熱膨
張特性及び応力集中に耐える能力を有する製品の
提供に特に有用な特に制限された合金組成物が見
出された。 本発明の目的は機関、機械及び他の構造物にお
ける高温で使用する低膨張性合金を提供すること
である。 本発明の他の目的及び利点は以下の開示中に明
らかである。 本発明は重量で、ニツケル34〜55.3％、コバル
ト25.2％まで、チタン１〜２％、ニオブ、タンタ
ルの群の金属、ニオブとタンタルの重量（％）の
１／２との合計が合金の1.5〜5.5％を与える量、マ
ンガン２％までとクロム6.2％まで、マンガンと
クロムとの合計は6.2％を超えない、並びに残部
実質上鉄を含み、不可避的不純物として含まれる
アルミニウムの存在が望ましくは0.1％未満、例
えば0.08％、0.05％または0.008％の量に制限され
た、そして時効硬化した状態においては少くとも
650〓（343℃）の熱膨張変曲温度、変曲温度まで
加熱したとき5.5×10^-6／〓（9.9×10^-6／℃）ま
たはそれ未満の膨張係数、少くとも110ksi（7734
Kg／cm²）の室温耐力（0.2％オフセツト）を有す
る時効硬化性合金を企図する。 一般に多くの実施態様において鉄含量は鉄約20
〜55％の範囲にある。 コバルトのかなりの量の存在、例えば約10％ま
たはより多くのコバルトの存在は、殊にニツケル
と相関させて約51〜53％のニツケル含量とコバル
ト含量との和を与えたときにしばしば特性、例え
ば変曲温度、を高めるのに望ましい。 付随元素、例えば脱酸剤及び可鍛化剤、スキヤ
ベンジヤー並びに許容できる不純物は凡そカルシ
ウム0.01％、マグネシウム0.01％、ホウ素0.03％、
ジルコニウム0.1％、ケイ素0.5％並びに銅、モリ
ブデン及びタングステンを各々約１％までのよう
な量であつても良い。硫黄及びリンは望ましくな
く、通常個々に約0.015％を超えないように制限
される。 合金の商業的実施態様には、しばしば、存在す
るタンタルはニオブ含量の10％を超えず、その場
合にニオブとタンタルとの間の差異は重要でない
とみなすことができ、合金は簡単にニオブまたは
ニオブとタンタルとを合せて1.5〜5.5％含有する
と示すことができる。しかし、望むならば合金は
タンタルを11％まで有することができる。 時効硬化した状態は、約1350〜1100〓（732〜
593℃）のような温度範囲で８時間、16時間また
はより長時間のような時効時間の間時効すること
により得ることができ、時効前の焼なましが推奨
される。 時効硬化した合金の一般特性である膨張係数、
変曲温度及び耐力を保証する有用な指針はそれぞ
れ次の関係式による特定組成割合（本発明の百分
率範囲内で）にすることである。 Ａ―（％Ni）＋0.84（％Co）−1.7（％Ti＋％Al）＋
0.42（％Mn＋％Cr）が多くとも51.5 Ｂ―（％Ni）＋1.1（％Co）−1.0（％Ti）−1.8（％Mn
＋％Cr）−0.33（％Nb＋1/2Ta）が少くとも
44.4 Ｃ―（％Nb＋1/2％Ta）（％Ti）−0.33（％Cr）が
少くとも2.7 関係式Ａ，Ｂ及びＣから見て、それらによる合
金組成物中に鉄含量が51.2％までであることがで
き、そして、例えばタンタル11％で鉄が少くとも
21％であり、あるいはニオブ5.5％で実質上タン
タルを含まず鉄が少くとも26.5％であることが理
解される。 殊に良好な膨張特性及び強度特性に対しては、
組成をニツケル35〜39％、コバルト12〜16％、チ
タン1.2〜1.8％、ニオブとタンタルの群の金属、
ニオブとタンタルの重量の1/2とを合せた合計が
合金の3.7〜4.8になる量、マンガン及びクロムの
元素各１％まで、ホウ素0.012％まで、好ましく
はホウ素0.003〜0.012％、並びに残部実質上鉄を
含有するように制御し、不可避的不純物として含
まれるアルミニウムが0.1％未満のような低割合
に制限されることが有利である。 時効硬化状態において4.5×10^-6／〓（8.1×
10^-6／℃）より大きくない熱膨張係数、少くとも
780〓（415℃）の変曲温度及び少くとも13000psi
（9100Kg／cm²）の室温耐力を有する合金を提供す
るには関係式Ａが多くとも47.5で、関係式Ｂが少
くとも48.8で、関係式Ｃが少くとも4.8である組
成割合にあることが有利である。 精度は劣るけれども、関係式Ａ及びＢに応じそ
して、ある有利な実施態様に対する融解制御は簡
単にして51〜53％にニツケルとコバルトとの和を
制御し、％Ti及び％Mn＋％Crをそれぞれ約1.5
％及び約0.3％にしても良く、しばしば良好な結
果が達成される。 合金の特性を表わすために、膨張計または他の
真の膨張測定が利用できない特定例において、本
発明において熱膨張特性がCOE（10^-6／〓、すな
わち１度当りの百万分の１の単位の熱膨張係数）
及びIT（〓（℃）で示した変曲温度）に対する下
記関係式により組成百分率から計算される。この
関係式は次に示すCOE及びITの式である： COE＝0.248（％Ni）＋0.209（％Co） −0.427（％Al＋％Ti） ＋0.104（％Mn＋％Cr）−−7.39 IT＝26.9（％Ni）＋29.6（％Co） −57.2（％Al）−28.2（％Ti） −47.0（％Mn＋％Cr） −8.90（％Nb＋1/2％Ta）−509 上記COEは室温から上記IT式による変曲温度
までの範囲の温度の平均COEを示し、前記の式
は本発明の範囲内及び適度の範囲外の合金の多数
についての膨張計の測定値の統計的分析に基く。 高温で使用しているときに応力依存割れ作用に
耐えねばならない製品及び他の物品、例えばター
ビン機関の成分用の合金の提供における本発明の
成功は後に試験結果で確証される。熱空気が当該
物品の大部分の使用環境であるので応力依存割れ
に耐える能力があるか不足であるかは高温におけ
る空気中で合金の試験片に長時間応力を加える試
験、例えば1000〜1200〓（538〜649℃）のような
温度における加熱空気室中の切欠き―破断試験ま
たは応力―割れ試験の結果によつて示されると解
される。ストリツプ試験片を炉中に配置された装
置によつて保持して反らせた又は曲げた形状に応
力を加えて保ち、視覚的に調べるSAGBO（応力
促進粒界酸化）試験として示される一種の応力―
割れ試験が応力―割れ特性の重要な証拠を与える
と解される。それは多くの例において割れの生成
及び成長のような金属の分離が粒界酸化位置に生
ずることが認められたからであり、また反らせた
ビームの外部表面が応力集中域であることが理解
される。 合金は高品質ニツケル―鉄合金の製造に公知の
融解実務によつて製造できる。空気融解実務及び
真空融解実務による誘導融解が満足であることが
認められた。他の融解実務、例えば電機融剤融解
または真空アーク融解あるいは再融解は、望むな
らば利用できる。合金は、熱間加工に対し、また
冷間加工に対し良好な展性を有する。さらに、本
発明により制御された合金組成で温間加工し次い
で再結晶焼なましすると良好な切欠き―破断強度
特性を含む満足な結果が与えられる。ここに温間
加工とは合金再結晶温度より数百度以内下の高温
の、熱間に近い温度、例えば加工される合金の再
結晶温度より30〜300〓（−１〜149℃）下で行な
われる特殊の冷間加工を示す。合金の再結晶した
生成物は等方性の強度特性及び他の特性を得るの
に有利な等軸結晶粒構造を有する。多くの利点の
中でも、温間加工法に満足な合金は、合金の鍛
造、圧延または他の加工を続けその間に熱間加工
範囲から再結晶温度を通つて再加熱のために加工
を冷却することができ、従つて再加熱のために加
工を中断する損失時間及び出費が避けられるので
商業生産における能力及び経済性に対し有利であ
る。 合金のインゴツトの熱間加工は2100〓（1149
℃）付近で開始することができ、引続き温間加工
範囲に下げることができ、そして望むならば、合
金を温間加工範囲中へ冷却しながら熱間加工した
合金の加工を続けることができる。温間加工され
た合金の結晶焼なましのための再加熱は、もちろ
ん、金属の厚さ及び再結晶温度以下で加工する間
保持された加工エネルギーの量により、一般に約
1700〜1900〓／927〜1038℃の範囲で約１〜1/4時
間行なわれる。1700〓（927℃）で１時間あるい
は1900〓（1038℃）で1/4時間、あるいはその間
の適当な焼なましがバー素材中の微粒子構造の生
成に望ましいが、薄いストリツプにおいては粒子
がより早く粗粒子になるであろう。微粒子構造は
良好な耐応力―割れ性（切欠き―破断強度を含
む）及び高い室温温度を保証するのに有利である
が、ある実施態様においては合金は粗粒子状態及
び微粒子状態のどちらにおいても良好な耐応力―
割れ性を有する。 本発明の生成物について、再結晶した微粒とし
て示す粒子構造はおおよそASTMNo.５まで、し
ばしばASTMNo.５〜No.８の平均粒度を有し、ま
た再結晶した粗粒として粒子構造は凡そASTM
No.４，５またはより大きい、しばしばASTMNo.
２〜No.４の平均粒度を有する。 少くとも1700〓（927℃）の温度における再結
晶焼なましもまた合金を均質な固溶体状態にする
のに役立ち、時効処理のための調製としてγ′形成
元素が全部でなくても大部分溶体になる。（焼な
ましは炭化物溶体化焼なましではない。）焼なま
し後の後の水冷は次の処理段階まで溶体状態を保
持させるのに望ましいが、しかし、ある場合には
より遅い冷却、例えば空冷、で十分であろう。 合金は約1150〜1350〓（621〜732℃）の温度で
約８時間またはより長時間の時効により補強され
る。望ましくは熱間加工された合金は、温間加工
または冷間加工をなしまたはそれらをしないで、
時効の前に固溶体状態に置かれるが、しかし、あ
る場合には完全な溶体化処理をしないで良好な結
果を得ることができる。殊に良好な時効処理には
連続的に順次1325〓（718℃）における８時間の
保持、それから1150〓（621℃）までの100〓／hr
の速度の炉冷、1150〓（621℃）における８時間
の保持、次いで室温への空気中または炉中の冷却
が含まれる。破壊延性またはSAGBO寿命を有利
にするために1350〜1550〓（732〜843℃）におけ
る中間処理を推奨しても良い。 一般に微粒子状態及び粗粒子状態のどちらの状
態においても、時効硬化した生成物は少くとも
110ksi（7734Kg／cm²）の耐力及び約10％またはよ
り大きい室温における引張伸びを有する。 〔実施例〕 本発明が当業者に一層良く理解されるために次
の例を示す。 例 凡そニツケル36％、コバルト17％、ニオブ３％
及びチタン1.5％を含有する鉄基合金（合金１）
のために真空誘導融解物を調製しインゴツト型に
真空鋳造した。少量のホウ素及びカルシウムを出
湯の前に融解物に添加した。合金１の化学分析の
結果は表に示される。インゴツトの金属1/4イ
ンチ（0.64cm）厚さに熱間圧延し、次いで0.06イ
ンチ（0.15cm）のシートに冷間圧延した。次いで
３／４×４インチ（7.62／10.2×10.2cm）及び3/8×
４インチ（7.62／20.32×10.2cm）の試験ブランク
を切取り、1900〓（1038℃）で0.25時間加熱し、
そして水令したのち、さらに1325〓（718℃）で
８時間加熱保持し、1325〓（718℃）から1150〓
（621℃）への100〓／hrの炉冷、1150〓（621℃）
における８時間の保持及び空冷を加えた焼なまし
に時効を加えた処理で熱処理した。ストリツプは
凡そASTM4.5または４〜５の粗粒子構造に再結
晶した。0.2％オフセツト耐力（YS）、極限引張
強さ（UTS）、伸び（E1）及び断面収縮率
（RA）の室温（RT）及び1000〓（538℃）にお
ける測定を、圧延方向に対し横（垂直）にとつた
引張試験片で行ない、結果は表に示される。
127.5ksi（8964Kg／cm²）の室温耐力と伸び14％と
の結果が室温における非常に良好な機械的性質を
実証する。 高温の耐応力―割れ力性を評価するために
SAGBO試験用の横試験片を、時効した3/8″
（0.95cm）ブランクを320グリツトまで表面研削
し、厚さを正確に測定し、選んだ試験応力のため
の試験装置の膨張を補償してASTM「ベントビー
ム応力―腐食試験片の調製及び使用の推奨実務
（Recommended Practice for Preparation and
Use of Bent・Beam Stress Corrosion
Specimens）」G39―72により所要長さを計算し、
所要の長さに切断することにより準備した。試験
片の端は、試験片ホルダー上にポイント接触を与
えるためたがね刃に研削した。そのように調製し
た合金１の試験片を試験装置中に置き、1000〓
（538℃）における高温試験の間150ksi（10546Kg／
cm²）の応力が生ずるように十分に装置ボルトを締
めることにより荷重した。装置に保持された試験
片を観察窓を有する箱型炉中で1000〓（538℃）
に保ち、試験片を時々、例えば４時間または24時
間の間隔で肉眼で調べたところ荷重下に294時間
不変であつたが次の時間中に割れにより破損し
た。従つて1000〓（538℃）において150ksi
（10546Kg／cm²）の応力で294時間の寿命を有した。 この294時間の結果は試験片を、試験片の長さ
に対し横に冷間圧延したシートからとつたので、
合金１の組成物が非常に良好な耐応力―割れ性を
備えていることを示すと解される。 また、1900〓（1038℃）／0.25時間の焼なまし
が等方性に有利であるとしても、圧延に対し横に
とつた試験片の試験は圧延に平行にとつた試験片
を試験するよりも一層苛酷な判定基準であると考
えられる。 本発明の他の例の化学分析の結果が表中に合
金１の結果とともに示されている。また本発明と
は異なる他の合金の化学分析の結果が表に示さ
れ、それは合金Ａ〜Ｇとして示されている。 表Ａには関係式Ａ，Ｂ及びＣの値並びに式に
より計算したCOE及びITの特性の値がその中に
示されている。 さらに表には本発明の例及び本発明とは異な
る合金の評価した機械的性質が示されている。表
中の見出しSAGBOの下のTL（寿命時間）は破
損の生ずる前に試験片を調べた最長の時間を示
し、TC（割れ時間））は試験片が破壊しているこ
とを認めた最初の時間を示す。従つてSAGBO寿
命はTLとTCとの間にある時間である。 [Technical Field of the Invention] The present invention relates to a nickel-iron based alloy, and more particularly to an age hardenable low expansion alloy used for heat resistance. [Background of the invention] Conventionally, the technology is 4×10 ^-6 /〓(7.2×10 ^-6 /
℃), 5×10 ^-6 /〓 (9×10 ^-6 /℃) or about 5.5
×10 ^{-6 /} 〓 (9.9
Mention was made of age-hardenable nickel-iron alloys, including nickel-iron-cobalt alloys, which have low coefficients of thermal expansion and high inflection temperatures, such as an inflection temperature (IT) of 0.5 °C. For example, in the paper by HLEiselstein and JKBell, “New Ni
-New Ni-Fe-Co Alloys Provide Constant Modulus and High Temperature Strength
Constant Modulus＋High Temperature
Materials in Design Engineering, November 1965. Although the desired expansion properties and good strength properties were obtained, 1000〓
(538℃), 1150〓 (621℃) or 1200〓 (649℃)
At high temperatures such as Physical Metallurgy and
Properties of a New Controlled―
Expansion Superalloy)”, JOM, July 1975,
And to overcome such difficulties, certain limited heat treatment processes and microstructural states, especially avoiding recrystallization, are proposed in this paper and in U.S. Pat.
It was proposed in the specification of No. 3705827. Furthermore, the development of specific compositions is mentioned in US Pat. No. 4,006,011 and US Pat. No. 7,035,28, 1976, 7, 8. Commercial production of machines, engines and other equipment still requires extensive processing flexibility, such as forging,
It is important to have a wide range of temperatures for brazing and other processing, and to obtain the desired low COE and high IT values, and to the best of the inventor's knowledge there have been no attempts to date to specifically achieve the required expansion and heat resistance properties. Not all requirements for possible alloy compositions have been met. SUMMARY OF THE INVENTION Particularly limited alloy compositions have now been discovered that are particularly useful in providing products with desirable thermal expansion properties and the ability to withstand stress concentrations in heated structures. It is an object of the present invention to provide a low expansion alloy for use at high temperatures in engines, machines and other structures. Other objects and advantages of the invention will be apparent from the following disclosure. The present invention consists of 1.5% alloy by weight of 34% to 55.3% nickel, up to 25.2% cobalt, 1% to 2% titanium, metals from the group of niobium and tantalum, and 1/2 of the weight (%) of niobium and tantalum. ~5.5%, up to 2% manganese and up to 6.2% chromium, the sum of manganese and chromium not exceeding 6.2%, and the balance substantially containing iron, preferably with the presence of aluminum included as an unavoidable impurity. limited to amounts less than 0.1%, such as 0.08%, 0.05% or 0.008%, and at least in the age hardened state.
Thermal expansion inflection temperature of 650〓 (343 °C), expansion coefficient of 5.5 × 10 ^-6 /〓 (9.9 × ^{10 -6} / °C) or less when heated to inflection temperature, at least 110 ksi (7734
An age hardenable alloy having a room temperature yield strength (0.2% offset) of Kg/cm ² ) is contemplated. Generally, in many embodiments the iron content is about 20
In the range of ~55%. The presence of a significant amount of cobalt, for example about 10% or more, is often characteristic, especially when correlated to nickel giving a nickel content plus cobalt content of about 51-53%. For example, it is desirable to increase the inflection temperature. Associated elements such as deoxidizers and malleants, scavengers, and acceptable impurities are approximately 0.01% calcium, 0.01% magnesium, 0.03% boron,
Amounts such as 0.1% zirconium, 0.5% silicon, and up to about 1% each of copper, molybdenum, and tungsten may be used. Sulfur and phosphorus are undesirable and are usually limited to no more than about 0.015% individually. In commercial embodiments of alloys, the tantalum present often does not exceed 10% of the niobium content, in which case the difference between niobium and tantalum can be considered insignificant and the alloy can easily contain niobium or tantalum. It can be shown that the total content of niobium and tantalum is 1.5 to 5.5%. However, if desired, the alloy can have up to 11% tantalum. The age hardened state is about 1350~1100〓(732~
Annealing before aging is recommended. Expansion coefficient, which is a general property of age-hardened alloys,
A useful guideline for ensuring inflection temperature and yield strength is to have specific composition proportions (within the percentage range of the present invention) according to the following relationships, respectively: A - (%Ni) + 0.84 (%Co) - 1.7 (%Ti + %Al) +
0.42 (%Mn + %Cr) is at most 51.5 B - (%Ni) + 1.1 (%Co) - 1.0 (%Ti) - 1.8 (%Mn
+%Cr)−0.33(%Nb+1/2Ta) is at least
44.4 C - (%Nb + 1/2%Ta) (%Ti) - 0.33 (%Cr) is at least 2.7 Considering the relationships A, B and C, the iron content in the alloy composition according to them is up to 51.2%. and for example tantalum 11% iron at least
21% or 5.5% niobium with substantially no tantalum and at least 26.5% iron. For particularly good expansion and strength properties,
The composition is nickel 35-39%, cobalt 12-16%, titanium 1.2-1.8%, metals of the group of niobium and tantalum,
an amount such that the sum of niobium and 1/2 of the weight of tantalum is 3.7 to 4.8 of the alloy, up to 1% each of the elements manganese and chromium, up to 0.012% boron, preferably 0.003 to 0.012% boron, and the remainder substantial It is advantageous to control the iron content and limit the aluminum content as an unavoidable impurity to a low proportion, such as less than 0.1%. 4.5×10 ^-6 /〓(8.1×
10 ^-6 /℃), at least
Inflection temperature of 780〓(415℃) and at least 13000psi
In order to provide an alloy with a room temperature yield strength of (9100 Kg/cm ² ), it is necessary to have a composition ratio in which relational expression A is at most 47.5, relational expression B is at least 48.8, and relational expression C is at least 4.8. It's advantageous. Although less precise, according to relations A and B, melting control for certain advantageous embodiments is simplified to control the sum of nickel and cobalt to 51-53%, and %Ti and %Mn+%Cr, respectively. Approximately 1.5
% and about 0.3%, and good results are often achieved. In certain instances where dilatometers or other true dilatation measurements are not available to characterize the properties of the alloy, the present invention provides thermal expansion properties in the range of COE (10 ^-6 /〓, or parts per million per degree). unit thermal expansion coefficient)
It is calculated from the composition percentage using the following relational expression for This relationship is the following COE and IT equation: COE = 0.248 (%Ni) + 0.209 (%Co) -0.427 (%Al + %Ti) +0.104 (%Mn + %Cr) - -7.39 IT =26.9 (%Ni) + 29.6 (%Co) -57.2 (%Al) -28.2 (%Ti) -47.0 (%Mn + %Cr) -8.90 (%Nb + 1/2% Ta) -509 The above COE is from room temperature The average COE for a range of temperatures up to the inflection temperature is given by the IT equation above, which is based on statistical analysis of dilatometer measurements for a large number of alloys within and moderately outside the range of the present invention. The success of the present invention in providing alloys for products and other articles that must withstand stress-dependent cracking effects when used at high temperatures, such as components of turbine engines, is later confirmed by test results. Since hot air is the operating environment for most of the articles, the ability or lack thereof to withstand stress-dependent cracking can be determined by testing the alloy specimen in air at high temperatures for long periods of stress, e.g. 1000-1200〓 (538-649° C.) as indicated by the results of a notch-break test or a stress-crack test in a heated air chamber at temperatures such as (538-649° C.). A type of stress indicated as a SAGBO (Stress Accelerated Grain Boundary Oxidation) test in which a strip specimen is held under stress in a warped or bent shape by a device placed in a furnace and examined visually.
It is understood that cracking tests provide important evidence of stress-cracking characteristics. This is because in many instances metal separation, such as crack formation and growth, has been observed to occur at grain boundary oxidation sites, and it is understood that the external surface of the bowed beam is a stress concentration area. The alloy can be produced by melting practices known for producing high quality nickel-iron alloys. Induction melting by air melting practice and vacuum melting practice was found to be satisfactory. Other melting practices can be used if desired, such as electric flux melting or vacuum arc melting or remelting. The alloy has good malleability for hot working as well as for cold working. Furthermore, warm working followed by recrystallization annealing with controlled alloy compositions according to the present invention provides satisfactory results including good notch-to-break strength properties. Here, warm working is carried out at a high temperature within several hundred degrees below the alloy recrystallization temperature, close to hot temperature, for example, 30 to 300 degrees (-1 to 149 degrees Celsius) below the recrystallization temperature of the alloy to be processed. Indicates special cold working. The recrystallized product of the alloy has an equiaxed grain structure which is advantageous for obtaining isotropic strength and other properties. Among its many advantages, alloys that are satisfactory for warm working methods allow the alloy to continue forging, rolling or other processing while cooling the processing from the hot working range through the recrystallization temperature for reheating. This is advantageous to capacity and economy in commercial production as the lost time and expense of interrupting processing for reheating is avoided. Hot processing of alloy ingots is 2100〓(1149
℃), can be continued down to the warm working range, and, if desired, can continue processing the hot worked alloy while cooling the alloy into the warm working range. Reheating for crystalline annealing of warm worked alloys will, of course, generally be about
The heating is carried out at a temperature of 1,700 to 1,900°C/927 to 1,038°C for about 1 to 1/4 hours. Annealing at 1700°C (927°C) for 1 hour or 1900°C (1038°C) for 1/4 hour, or any suitable annealing in between, is desirable to create a fine-grained structure in the bar stock, but in thin strips the grains are more It will quickly become coarse particles. Although a fine-grained structure is advantageous in ensuring good stress-cracking resistance (including notch-breaking strength) and high room temperature, in some embodiments the alloy can be used in both coarse-grained and fine-grained states. Good stress resistance
It has breakability. For the products of this invention, the grain structure as recrystallized fine grains has an average grain size up to approximately ASTM No. 5, often ASTM No. 5 to No. 8, and the grain structure as recrystallized coarse grains is approximately ASTM
No. 4, 5 or larger, often ASTM No.
It has an average particle size of 2 to No. 4. Recrystallization annealing at temperatures of at least 1700°C (927°C) also helps to bring the alloy into a homogeneous solid solution state, and in preparation for aging, most if not all of the γ′-forming elements are in solution. become. (Annealing is not carbide solution annealing.) Subsequent water cooling after annealing is desirable to maintain the solution state until the next processing step, but in some cases slower cooling, e.g. Air cooling would be sufficient. The alloy is strengthened by aging at a temperature of about 1150-1350°C (621-732°C) for about 8 hours or longer. Preferably hot worked alloys are made without or without warm working or cold working;
It is placed in a solid solution state before aging, however, in some cases good results can be obtained without complete solution treatment. Particularly good aging treatment is achieved by successively holding for 8 hours at 1325〓 (718℃) and then 100〓/hr up to 1150〓 (621℃).
8 hours hold at 1150°C (621°C), followed by cooling in air or in the oven to room temperature. Intermediate treatment at 1350-1550〓 (732-843°C) may be recommended to favor fracture ductility or SAGBO life. In general, age-hardened products in both fine-grained and coarse-grained states are at least
It has a yield strength of 110 ksi (7734 Kg/cm ² ) and a tensile elongation at room temperature of about 10% or greater. EXAMPLES In order that the present invention may be better understood by those skilled in the art, the following examples are provided. Example: approximately 36% nickel, 17% cobalt, 3% niobium
and iron-based alloy containing 1.5% titanium (alloy 1)
A vacuum induction melt was prepared and vacuum cast into an ingot mold. Small amounts of boron and calcium were added to the melt before tapping. The results of the chemical analysis of Alloy 1 are shown in the table. Ingot metal was hot rolled to 1/4 inch (0.64 cm) thick and then cold rolled to 0.06 inch (0.15 cm) sheets. Then 3/4 x 4 inches (7.62/10.2 x 10.2 cm) and 3/8 x
A 4 inch (7.62/20.32 x 10.2 cm) test blank was cut and heated at 1900㎓ (1038℃) for 0.25 hours.
After cooling the water, heat and hold at 1325〓 (718℃) for 8 hours, and reduce the temperature from 1325〓 (718℃) to 1150〓.
100〓/hr furnace cooling to (621℃), 1150〓 (621℃)
The heat treatment was carried out by annealing with holding and air cooling for 8 hours, followed by aging. The strip recrystallized to approximately ASTM 4.5 or 4-5 coarse grain structure. Measurements of 0.2% offset yield strength (YS), ultimate tensile strength (UTS), elongation (E1), and area shrinkage (RA) at room temperature (RT) and 1000° (538°C) were carried out transversely (perpendicularly) to the rolling direction. ), and the results are shown in the table.
The room temperature yield strength of 127.5 ksi (8964 Kg/cm ² ) and elongation of 14% demonstrate very good mechanical properties at room temperature. High temperature stress resistance - for evaluating cracking strength
3/8″ aged horizontal specimen for SAGBO test
(0.95 cm) blanks were surface ground to 320 grit, accurately measured for thickness, and compensated for expansion of the test equipment for the selected test stress in accordance with ASTM Bent Beam Stress - Preparation and Use of Corrosion Test Specimens. Recommended Practice for Preparation and
Use of Bent・Beam Stress Corrosion
Specimens)” G39-72 to calculate the required length,
It was prepared by cutting it to the required length. The ends of the specimens were ground into chisel blades to provide point contact on the specimen holder. A specimen of Alloy 1 thus prepared was placed in the testing apparatus and 1000
150ksi (10546Kg/
The load was applied by tightening the device bolts sufficiently to create a stress of cm ² ). The specimen held in the device was heated to 1000㎓ (538℃) in a box furnace with an observation window.
The specimens were visually inspected from time to time, for example at 4 or 24 hour intervals, and remained unchanged under load for 294 hours, but failed by cracking during the next hour. Therefore, 150 ksi at 1000〓 (538℃)
It had a life of 294 hours at a stress of (10546 Kg/cm ² ). This 294-hour result was obtained from a sheet that was cold-rolled transversely to the length of the specimen.
It is understood that this shows that the composition of Alloy 1 has very good stress-cracking resistance. Also, even though annealing at 1900㎓ (1038℃) for 0.25 hours is advantageous for isotropy, testing on specimens taken horizontally to rolling is better than testing specimens taken parallel to rolling. is considered to be an even harsher criterion. The results of chemical analysis for other examples of the invention are shown in the table along with the results for Alloy 1. Also shown in the table are the results of chemical analyzes of other alloys different from the present invention, designated as Alloys A to G. Table A shows therein the values of relational expressions A, B, and C, as well as the values of the COE and IT characteristics calculated by the expressions. Furthermore, the table shows the evaluated mechanical properties of examples of the invention and of alloys different from the invention. In the table, under the heading SAGBO, TL (Life Time) indicates the longest time the specimen was examined before failure occurred, and TC (Crack Time)) indicates the first time the specimen was observed to have failed. Show time. Therefore, the SAGBO lifetime is the time between TL and TC.

【表】【table】

【表】【table】

【表】【table】

【表】 （膨張計測定値）
＊１：摂氏の場合は(×10^−６×9／5／℃)であ
る。
＊２：摂氏は5／9(〓−32)で換算する。
[Table] (Dilatometer measurement values)
*1: In the case of Celsius, it is (× ^10-6 ×9/5/℃).
*2: Celsius is converted by 5/9 (〓-32).

【表】 1200〓（649℃）切欠き―破断特性と室温及び
1200〓（649℃）の短時間引張特性を評価する試
験片を合金４並びに合金Ｃ〜Ｆの9/16インチ
（22.86／40.64cm）角材鍛造品からとり、その結
果は表に示される。これらの合金は真空誘導融
解し、インゴツトに鍛造し、次いで鍛造した。鍛
造実務はインゴツトを1/4″（2.54／10.16cm）ス
テツプにおいて、必要に応じ2050〓（1121℃）に
再加熱した2050〓（1121℃）において11/16″
（27.94／40.64cm）角材にハンマ鍛造し、ハンマ
上で約1600〓（871℃）に冷却し、次いで9/16″
（22.86／40.64cm）角材に仕上鍛造し空令するこ
とであつた。表に示すように熱処理した後の試験
片中の粒度は約ASTM7〜９であつた。 表中の結果は強度、延性及び応力集中部分、
例えば切欠き、における耐破壊性の所望の良好な
組合せを得るために、0.2％を超えないようにア
ルミニウムを制限する効果の例証である。 また、表及び表の結果を表の分析値に関
連させると長時間の耐破壊性がアルミニウムを限
定するときに効果があることが明らかである。中
でも、合金２が、少量のアルミニウムが少量のク
ロムとともに存在するときにかなりの寿命の得ら
れることの例証となることに注目することがで
き、そして約0.3％または0.5％のクロムのような
少量のクロムが存在するとき長寿命を保証するた
めに約0.05％のような少量のアルミニウムを含ま
せることを推奨できることが予期され、それは短
寿命の異常な例が、クロム0.58％及びアルミニウ
ム0.006％を含有することを分析で示した一合金
で生じたからである。[Table] 1200〓(649℃) Notch - Fracture characteristics and room temperature and
Test specimens for evaluating the short-term tensile properties at 1200°C (649°C) were taken from 9/16 inch (22.86/40.64 cm) square forgings of Alloy 4 and Alloys C to F, and the results are shown in the table. These alloys were vacuum induction melted, forged into ingots, and then forged. The forging process is to process the ingot in 1/4" (2.54/10.16cm) steps and reheat the ingot to 2050° (1121°C) as necessary to 11/16"
(27.94/40.64cm) hammer forged into a square piece, cooled on the hammer to about 1600〓 (871℃), then 9/16″
(22.86/40.64cm) was to be finished forged into a square piece and ordered. As shown in the table, the particle size in the specimen after heat treatment was about ASTM 7-9. The results in the table are strength, ductility, stress concentration area,
2 is an illustration of the effect of limiting aluminum to no more than 0.2% in order to obtain the desired good combination of fracture resistance in, for example, notches. Also, when the table and the results in the table are related to the analytical values in the table, it is clear that long-term fracture resistance is effective when limiting aluminum. Among others, it may be noted that Alloy 2 is illustrative of the fact that considerable longevity can be obtained when a small amount of aluminum is present together with a small amount of chromium, and a small amount such as about 0.3% or 0.5% chromium. It is expected that when chromium is present it may be recommended to include a small amount of aluminum such as about 0.05% to ensure long life; This is because it occurred in one alloy that analysis showed contained.

【表】 バレストレイン（Varestraint）試験法による
溶接性を評価したところ本発明の合金がエイゼル
ステイン・アンド・ベル（Eiselstein and Bell）
低膨張ニツケル―コバルト―鉄合金、これは本明
細書に合金Ｇとして例示されている、の商業変種
に比べて改良された耐溶接割れ性を有することを
示した。表の分析値を有する合金Ｇはエイゼル
ステイン・アンド・ベル合金の真空誘導融解した
ヒートに対する商業生産実務により処理された。
熱間圧延された状態の合金７，８及びＧの試験片
のバレストレイン試験の結果は表に示される。 圧延された状態及び1900〓（1038℃）／0.25hr
焼なましと時効とを行なつた状態の合金７及び８
の電子ビーム溶接法の評価は典型的な市場の合金
程度に溶接性が良好であつて、圧延された状態と
熱処理された状態との間には（どちらも約
ASTM粒度＃５）僅かな差異があつたことを示
した。少数の電子ビーム試験の中で合金７がビー
ド下割れに対し最も耐性であると思われ、そして
圧延された状態及び熱処理された状態の合金12の
曲げ試験結果の金属組織学的試験において、実際
に何らの割れの形跡も認められなかつた。[Table] The alloy of the present invention was evaluated for weldability using the Varestraint test method.
A low expansion nickel-cobalt-iron alloy, exemplified herein as Alloy G, has been shown to have improved weld cracking resistance compared to commercial variants. Alloy G having the analytical values in the table was processed by commercial production practice to vacuum induction melting heat of Eiselstein & Bell alloys.
The results of the Balestrain test of alloys 7, 8 and G specimens in the hot rolled condition are shown in the table. Rolled condition and 1900〓(1038℃)/0.25hr
Alloys 7 and 8 in annealed and aged condition
Evaluation of the electron beam welding method shows that the weldability is as good as that of typical market alloys, and that the weldability between the rolled and heat-treated states (both approximately
ASTM particle size #5) showed slight differences. Alloy 7 appears to be the most resistant to subbead cracking in a small number of e-beam tests, and in metallographic examination of flexural test results for Alloy 12 in the rolled and heat treated conditions, it actually No evidence of cracking was observed.

【表】 合金は熱間、温間及び冷間の状態における圧延
及び鍛造に対する良好な加工適性を有し、また良
好な機械加工性を有する。合金はシート及びスト
リツプのような鍛練製品を含む合金の物品を同じ
合金又は異なる合金の他の物品に連結させる良好
なろう付性を有する。合金の特定の望ましい特徴
には、ろう付または他の要求のためにその後高い
温度、例えば1900〓（1038℃）に加熱される冷間
（または温間）加工された部材に良好な強度特性
及び延性特性を与える能力が含まれる。 本発明はタービン機関及びその他のための物品
並びに室温と約600〓（316℃）、1000〓（538℃）
または1200〓（649℃）のような温度との間の加
熱・冷却中応力をうける構造物、例えばガスター
ビンに用いるシール、ブラケツト、フランジ、シ
ヤフト、ボルト及びケーシングの製造に適用でき
る。 本発明は好ましい実施態様に関連して記載され
たけれども、当業者が容易に理解するように、本
発明の精神及び範囲から逸脱しないで修正及び変
更をなすことのできることを理解すべきである。
そのような修正及び変更は本発明及び特許請求の
範囲の権限及び範囲内にあると考えられる。[Table] The alloy has good processing suitability for rolling and forging in hot, warm and cold conditions and also has good machinability. The alloy has good brazeability for joining articles of the alloy, including wrought products such as sheets and strips, to other articles of the same or different alloys. Certain desirable characteristics of the alloy include good strength properties and good strength properties in cold (or warm) worked parts that are subsequently heated to elevated temperatures, e.g. 1900°C (1038°C) for brazing or other requirements. Includes the ability to impart ductile properties. The present invention applies to articles for turbine engines and others, and for room temperature and temperatures of approximately 600° (316°C) and 1000° (538°C).
It can be applied to the manufacture of structures that are subjected to stress during heating and cooling to temperatures such as 1200° C. (649° C.), such as seals, brackets, flanges, shafts, bolts and casings used in gas turbines. Although the invention has been described with reference to preferred embodiments, it is to be understood that modifications and changes can be made therein without departing from the spirit and scope of the invention, as will be readily apparent to those skilled in the art.
Such modifications and changes are considered to be within the power and scope of this invention and the claims.

Claims (1)

【特許請求の範囲】 １ 時効硬化性合金において、34〜55.3％のニツ
ケル、25.2％までのコバルト、１〜２％のチタ
ン、1.5〜11％のニオブ、タンタルおよびこれら
の混合物から成る群から選ばれた金属（ニオブの
量とタンタルの１／２の量との和が合金の1.5〜5.5 ％）、２％までのマンガンおよび6.2％までのクロ
ムを含みマンガンとクロムとの和が合金の6.2％
を超えず、そして残部が実質上鉄からなり、そし
て時効硬化の状態おいて熱膨張変曲点が少なくと
も650〓（343℃）であり、膨張係数5.5×10^-6／
〓（9.9×10^-6／℃）以下で室温における耐力が
少なくとも110000psi（7334Kg／cm²）であることを
特徴とする、時効硬化合金。 ２ 35〜39％のニツケル、12〜16％のコバルト、
1.2〜1.8％のチタン、3.7〜4.8％のニオブ＋１／２の タンタル、１％までのマンガン、１％までのクロ
ムを含み、そして時効硬化の状態においては変曲
温度が少なくとも780〓（415℃）、膨張係数4.5×
10^-6／〓（8.1×10^-6／℃）以下および室温にお
ける耐力が少なくとも130000psi（9100Kg／cm²）で
ある、特許請求の範囲第１項記載の合金。[Claims] 1. In an age hardenable alloy, selected from the group consisting of 34 to 55.3% nickel, up to 25.2% cobalt, 1 to 2% titanium, 1.5 to 11% niobium, tantalum and mixtures thereof. containing up to 2% manganese and up to 6.2% chromium, where the sum of manganese and chromium is 6.2% of the alloy. %
and the remainder consists essentially of iron, and in the age-hardened state has a thermal expansion inflection point of at least 650〓 (343°C) and an expansion coefficient of 5.5 × 10 ^-6 /
An age hardening alloy characterized by a yield strength of at least 110000 psi (7334 Kg/cm ² ) at room temperature below (9.9×10 ^-6 /°C). 2 35-39% nickel, 12-16% cobalt,
Contains 1.2-1.8% titanium, 3.7-4.8% niobium + 1/2 tantalum, up to 1% manganese, up to 1% chromium, and in the age-hardened condition has an inflection temperature of at least 780〓 (415℃). ), expansion coefficient 4.5×
10 ^-6 /〓 (8.1 x ^{10 -6} /°C) or less and a yield strength of at least 130000 psi (9100 Kg/cm ² ) at room temperature.