特許 7488423 耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金、及び耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の製造方法及び応用

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2024-05-13

(45)【発行日】2024-05-21

(54)【発明の名称】耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金、及び耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の製造方法及び応用

(51)【国際特許分類】

   C22C 19/05 20060101AFI20240514BHJP

   C22F 1/10 20060101ALI20240514BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20240514BHJP

【ＦＩ】

C22C19/05 C

C22F1/10 H

C22F1/00 611

C22F1/00 623

C22F1/00 624

C22F1/00 626

C22F1/00 630K

C22F1/00 630M

C22F1/00 631A

C22F1/00 650A

C22F1/00 651B

C22F1/00 681

C22F1/00 691

C22F1/00 691B

C22F1/00 691C

【請求項の数】 9

(21)【出願番号】P 2023528611

(86)(22)【出願日】2021-08-10

(65)【公表番号】

(43)【公表日】2023-10-31

(86)【国際出願番号】 CN2021111913

(87)【国際公開番号】W WO2022100169

(87)【国際公開日】2022-05-19

【審査請求日】2023-07-13

(31)【優先権主張番号】202011262753.1

(32)【優先日】2020-11-12

(33)【優先権主張国・地域又は機関】CN

【早期審査対象出願】

(73)【特許権者】

【識別番号】523175672

【氏名又は名称】チャイナ ユナイテッド ガスタービン テクノロジー カンパニー リミテッド

(73)【特許権者】

【識別番号】523175683

【氏名又は名称】ベイジン ベイエ ファンクショナル マテリアルズ コーポレーション

(74)【代理人】

【識別番号】100096091

【弁理士】

【氏名又は名称】井上 誠一

(72)【発明者】

【氏名】束 国▲剛▼

(72)【発明者】

【氏名】文 新理

(72)【発明者】

【氏名】董 建新

(72)【発明者】

【氏名】章 清泉

(72)【発明者】

【氏名】江 河

(72)【発明者】

【氏名】李 振瑞

(72)【発明者】

【氏名】▲劉▼ ▲偉▼

(72)【発明者】

【氏名】余 志勇

(72)【発明者】

【氏名】彭 劼

(72)【発明者】

【氏名】柳 海波

(72)【発明者】

【氏名】魏 然

(72)【発明者】

【氏名】李 国超

【審査官】川村 裕二

(56)【参考文献】

【文献】中国特許出願公開第１１０７５６７９５（ＣＮ，Ａ）

【文献】中国特許出願公開第１１０６４３８５６（ＣＮ，Ａ）

【文献】特開２００９－１９１３０１（ＪＰ，Ａ）

【文献】国際公開第２０１１／０７１０５４（ＷＯ，Ａ１）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２２Ｃ １９／００－１９／０７

Ｃ２２Ｆ １／００－ １／１８

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金であって、
Ｃ：０．０４～０．０８％、Ｃｒ：１８．５０～２１．５０％、Ｃｏ：９．００～１１．００％、Ｍｏ：８．００～９．００％、Ａｌ：２．００～３．００％、Ｔｉ：１．１０～１．４９％、Ｎｂ：０．８１～２．００％、Ｂ：０．００３～０．００９％、Ｓｃ：０．００１～０．１０％、及び０．０２％以下であるＺｒを含み、残部は、ニッケルと不可避な不純物であり、質量百分率含有量で計算されると、前記合金中の元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量は１１．５９％≦Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ≦１３．０％という関係式を満たす、
ことを特徴とする耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金。

【請求項2】

前記不純物は、Ｗ≦０．５０％、Ｆｅ≦１．５０％、Ｓｉ≦０．１０％、Ｍｎ≦０．１０％、Ｐ≦０．００８％、Ｓ≦０．００８％、Ｔａ≦０．１０％、Ｃｕ≦０．２０％である、
ことを特徴とする請求項１に記載の耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金。

【請求項3】

前記合金中の元素Ａｌ、Ｓｃ及びＴｉの質量百分率含有量は、１．４０％≦（Ａｌ－１．８Ｓｃ）／Ｔｉ≦２．６％という関係式を満たす、
ことを特徴とする請求項１に記載の耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金。

【請求項4】

前記合金中の元素Ａｌ、Ｓｃ及びＴｉの質量百分率含有量は、２．２２％≦（Ａｌ－１．８Ｓｃ）／Ｔｉ≦２．２５％という関係式を満たす、
ことを特徴とする請求項３に記載の耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金。

【請求項5】

Ｃ：０．０４～０．０８％、Ｃｒ：１８．５０～２１．５０％、Ｃｏ：９．００～１１．００％、Ｍｏ：８．００～９．００％、Ａｌ：２．５０～３．００％、Ｔｉ：１．１０～１．４９％、Ｎｂ：０．８１～２．００％、Ｂ：０．００３～０．００９％、Ｓｃ：０．００１～０．１０％、及び０．０２％以下であるＺｒを含み、残部は、ニッケルと不可避な不純物であり、質量百分率含有量で計算されると、前記合金中の元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量は１１．５９％≦Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ≦１３．０％という関係式を満たし、元素Ａｌ、Ｓｃ及びＴｉの質量百分率含有量は２．２２％≦（Ａｌ－１．８Ｓｃ）／Ｔｉ≦２．２５％という関係式を満たす、
ことを特徴とする請求項１に記載の耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金。

【請求項6】

請求項１～５のいずれかに記載の耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の航空エンジンへの応用。

【請求項7】

請求項１～５のいずれかに記載の耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金のガスタービンへの応用。

【請求項8】

請求項１～５のいずれかに記載の耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の製造方法であって、
ａ、設計用量の原料を真空で溶解し、精製してガスを除去し、真空で合金インゴットに鋳造するステップと、
ｂ、ステップａで取得された合金インゴットを電極棒に鍛造コギングし、再溶融して合金インゴットを取得し、必要な素材に鍛造コギングし、加工した後、熱処理するステップと、を含む、
ことを特徴とする耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の製造方法。

【請求項9】

前記ステップｂにおいて、再溶融して得られた合金インゴット直径≦２００ｍｍである場合、拡散アニリングを行わず、再溶融して得られた合金インゴット直径＞２００ｍｍである場合、拡散アニリングを行い、拡散アニリング温度は１１５０～１２００℃であり、アニリング時間は１２～２４時間である、
ことを特徴とする請求項８に記載の耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

［関連出願の相互引用］
本願は、出願番号が「２０２０１１２６２７５３．１」であり、出願日２０２０年１１月１２日である中国特許出願の優先権と権益を主張し、上記中国特許出願のすべての内容はここで導入によって本出願に組み込まれる。

【0002】

本発明は金属材料の分野に属し、具体的に耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金に関し、特にこの耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の製造方法に関し、さらに、この耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の応用に関する。

【背景技術】

【0003】

航空エンジンとガスタービンなどの装備には大量の精密ホットエンド部品があり、その特徴は高温と大荷重条件下で良好な寸法精度を持って機能安定性を保証することであり、一般的に高温合金を用いて製造される。これらの部品には筒部、配管部品、締結部品などが含まれ、形状が複雑で、耐用温度が高い（一般的に６００～８００℃）、板材、管材または棒材が低温曲げ、溶接、車、フライスなどの多くの工程を経て加工されたものであり、合金の加工性能、溶接性能、耐クリープ性、耐久寿命などの要求が比較的に高く、現在使用されている合金はＮｉｍｏｎｉｃ２６３、Ｒ～４１、Ｗａｓｐａｌｏｙ、Ｈａｙｎｅｓ２８２、ＨａｓｔｅｌｌｏｙＸ、Ｈａｙｎｅｓ２３０、Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８などである。

【0004】

航空エンジンとガスタービンの設計レベルと応用技術の発展に伴い、ガスの初期温度はますます高くなり、ガスタービンを例として、現在最も先進的なＧ級とＨ級ガスタービンのガス初期温は１４５０～１５００℃に達し、将来のＪ級ガスタービンのガス初期温度は１６００～１７００℃に達し、航空エンジンとガスタービン精密ホットエンド部品の合金本体が受ける温度も８００～９５０℃に達するため、合金の８００～９５０℃の高温機械的性質に対して日増しに厳しい要求を提出した。

【0005】

Ｎｉｍｏｎｉｃ２６３、ＨａｓｔｅｌｌｏｙＸ、Ｈａｙｎｅｓ２３０合金は良好な加工性能を持っているが、これらの合金は８００℃以下の長期動作しかできず、８００℃以上の高温強度と耐クリープ性は深刻に不足しており、Ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８合金は良好な加工性能を持っているが、６５０℃以下でしか動作できず、より高温では組織の安定性が失われて性能が劣化する。Ｒ～４１とＷａｓｐａｌｏｙの強化相γ′の含有量が高く、析出速度が速く、素材の熱間加工（鍛造、熱間圧延）、熱処理又は部品の冷加工（低温曲げ、旋削、溶接など）難度はいずれも比較的に高く、航空エンジンとガスタービンの中で複雑な加工技術を経験する必要がある精密ホットエンド部品の製造には適しない。そしてＲ～４１の８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件でのクリープ塑性伸び率（εｐ）は約１％であり、Ｗａｓｐａｌｏｙに対応するこの値は１％より大きく、この２種類の合金の８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命（τ）はいずれも１００ｈ以下であり、この２種類の合金の耐クリープ性と耐久寿命は先進的な航空エンジンとガスタービンの設計要件を満たしていないことがわかる。Ｈａｙｎｅｓ ２８２合金は比較的に良い室温と高温機械的性質を持ち、同時に加工と溶接が容易であるが、３点の不足も存在する：１）耐クリープ性が低く、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件でのクリープ塑性伸び率は約１％である、２）耐久寿命が不足し、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命が２００ｈ以下である、３）許容される動作温度が低くて、現在、実際の工事応用ではガスタービンのオーバーホール周期が８年前後であることが考慮されるため、Ｈａｙｎｅｓ ２８２合金を使用して製造された部品が安全に８年のオーバーホール周期に乗り切ることを確保するために、その最高使用温度は８００℃前後に厳しく制限されている。

【0006】

そのため、優れた耐クリープと耐久寿命を有するニッケル基変形高温合金の開発が求められている。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

本発明は発明者の以下の事実と問題に対する発見と認識に基づいてなされたものである。現在先進的な航空エンジンとガスタービンは精密ホットエンド部品の初期加工精度と組立精度に対して極めて高い要求があるだけでなく、８００～９５０℃の高温長期動作中に過剰な塑性変形が発生しないことが要求され、すなわち合金が優れた耐クリープ性を有することが要求され、オーバーホール周期が到来する前に部品の故障が発生したり、オーバーホール時に分解や交換が困難にならないようにする。また、精密ホットエンド部品のオーバーホール周期をさらに延長することが望ましいため、合金の高温耐久寿命に対してより厳しい要求が提出される。具体的な性能指標としては、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈの条件での合金のクリープ塑性伸び率（εｐ）が０．５％以下、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命（τ）が２００ｈ以上に達し、同時にその他の主な機械的性質指標は既存の合金を下回らないと望ましい。現在、Ｎｉｍｏｎｉｃ ２６３、Ｒ～４１、Ｗａｓｐａｌｏｙ、Ｈａｙｎｅｓ ２８２、ＨａｓｔｅｌｌｏｙＸ、Ｈａｙｎｅｓ ２３０、Ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８などの精密ホットエンド部品に使用されている合金は、すべて上記の耐クリープ、長寿命の要求を満たすことができない。

【0008】

本発明は、すくなくともある程度関連技術の技術的課題の１つを解決することを目的とする。

【0009】

そのために、本発明の第１の態様の実施例は耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金を提案し、前記合金は優れた耐クリープ性と耐久寿命を有し、在８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈの条件でのクリープ塑性伸び率は０．５％以下であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命は２００ｈ以上であり、合金が先進的な航空エンジンとガスタービン設計及び使用の要求を満たすことができ、先進的な航空エンジンとガスタービンなどの装備中の長期的に動作する精密ホットエンド部品の製造に適用される。

【0010】

本発明の第１の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金は、Ｃ：０．０４～０．０８％、Ｃｒ：１８．５０～２１．５０％、Ｃｏ：９．００～１１．００％、Ｍｏ：８．００～９．００％、Ａｌ：２．００～３．００％、Ｔｉ：１．１０～１．４９％、Ｎｂ：０．８１～２．００％、Ｂ：０．００３～０．００９％、Ｓｃ：０．００１～０．１０％を含み、残部は、ニッケルと不可避な不純物であり、質量百分率含有量で計算されると、前記合金中の元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量は１１．５９％≦Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ≦１３．０％という関係式を満たす。

【0011】

本発明の第１の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金による利点及び技術的効果は以下の通りである：１、本発明の実施例では、高Ａｌ、低Ｔｉ、高Ｎｂの強化元素設計方案を採用し、従来のＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）を改質し、Ａｌをより高く、同時にＮｂを含むＮｉ ３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）強化相を形成し、従来のＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）強化相より高温に耐えられる、２、本発明の実施例の合金にはＳｃ元素が添加され、Ｓｃの添加は本発明の実施例の合金に新たな強化機構を導入し、Ｓｃを含むＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）複合強化相を形成し、単一の従来の強化相Ｎｉ ３（Ａｌ、Ｔｉ）、Ｎｉ ３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）より高温に強く、安定であり、合金の耐クリープ性と耐久寿命を著しく向上させる、３、本発明の実施例の合金中のＳｃの添加は溶鋼の前処理に対する作用があり、Ｓｃは鋳放し組織を微細化し、鋳塊のデンドライト偏析を著しく改善し、この点は合金の熱間加工性能を向上させ、引張応力方向の合金の割れ問題を改善し、鍛造、熱間圧延などの熱変形中の割れを防止し、他方で、合金インゴットに高温長時間の拡散アニリングを行う必要がなく、ただ短い拡散アニリング時間だけを採用する必要があり、エネルギー消費を低減し、生産コストを低減し、同時に生産サイクルを短縮し、生産効率を向上させることができる、４、本発明の実施例では、添加されたＳｃは結晶粒界に対する後処理作用を有し、すなわち溶鋼を浄化するだけでなく、液-固転移過程中と転移完了後も、Ｓｃは依然として結晶粒界を浄化し強化可能であり、Ｓ、Ｐ、五害元素とその他の不可避な低融点不純物元素が結晶粒界で偏集しにくく、結晶粒界が高温でクリープ空洞を形成することを防止する、５、本発明の実施例の合金には、元素Ａｌ、Ｔｉ、及びＭｏの質量百分率含有量が関係式１１．５９％≦Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ≦１３．０％を満たすことが定義され、合金が、優れた耐クリープ性と耐久寿命を有するだけでなく、優れた溶接性能を有し、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈの条件で、本発明の実施例のニッケル基変形高温合金のクリープ塑性伸び率は０．５％以下であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件で、合金の耐久寿命は２００ｈ以上に達し、先進的な航空エンジンとガスタービンの設計と使用の要求を満たすことができ、先進的な航空エンジンとガスタービンなどの装備中の長期的に動作する精密ホットエンド部品の製造に適用される、６、本発明の実施例の合金は優れた耐クリープ性と耐久寿命を有すると同時に、密度が８．２５ｇ／ｃｍ３を超えないため、合金の自重が軽く、航空エンジンの燃料消費の低減、機動性の向上に有利であると同時に、ガスタービンの運転中の振動をできるだけ小さくするという要求を満たし、振動破壊の形成を防止することができる。

【0012】

本発明の第１の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金では、ここで、前記不純物は、Ｗ≦０．５０％、Ｆｅ≦１．５０％、Ｓｉ≦０．１０％、Ｍｎ≦０．１０％、Ｐ≦０．００８％、Ｓ≦０．００８％、Ｔａ≦０．１０％、Ｃｕ≦０．２０％である。

【0013】

本発明の第１の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金では、ここで、前記合金中の元素Ａｌ、Ｓｃ及びＴｉの質量百分率含有量は、１．４０％≦（Ａｌ－１．８Ｓｃ）／Ｔｉ≦２．６％という関係式を満たす。

【0014】

本発明の第１の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金では、ここで、前記合金中の元素Ａｌ、Ｓｃ及びＴｉの質量百分率含有量は、２．２２％≦（Ａｌ－１．８Ｓｃ）／Ｔｉ≦２．２５％という関係式を満たす。

【0015】

本発明の第１の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金では、ここで、前記合金は０．０２％以下であるＺｒをさらに含む。

【0016】

本発明の第１の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金は、Ｃ：０．０４～０．０８％、Ｃｒ：１８．５０～２１．５０％、Ｃｏ：９．００～１１．００％、Ｍｏ：８．００～９．００％、Ａｌ：２．５０～３．００％、Ｔｉ：１．１０～１．４９％、Ｎｂ：０．８１～２．００％、Ｂ：０．００３～０．００９％、Ｓｃ：０．００１～０．１０％を含み、残部は、ニッケルと不可避な不純物であり、質量百分率含有量で計算されると、前記合金中の元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量は１１．５９％≦Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ≦１３．０％という関係式を満たし、元素Ａｌ、Ｓｃ及びＴｉの質量百分率含有量は２．２２％≦（Ａｌ－１．８Ｓｃ）／Ｔｉ≦２．２５％という関係式を満たす。

【0017】

本発明の第２の態様の実施例は、耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の航空エンジンへの応用を提供する。

【0018】

本発明の第２の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の航空エンジンへの応用の利点と技術的効果は以下の通りである。本発明の第１の態様の実施例の耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金は先進的な航空エンジンの設計と使用の要求を満たし、先進的な航空エンジンの精密設備に応用することができる。

【0019】

本発明の第３の態様の実施例は耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金のガスタービンへの応用を提供する。

【0020】

本発明の第３の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金のガスタービンへの応用の利点と技術的効果は以下の通りである。本発明の第１の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金はガスタービンの設計と使用の要求を満たし、ガスタービンの精密設備に応用することができる。

【0021】

本発明の第４の態様の実施例は耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の製造方法を提供し、その特徴は、
ａ、本発明の第１の態様の実施例の合金設計に使用される量の原料を真空下で溶解し、精製してガスを除去し、真空で合金インゴットに鋳造するステップと、
ｂ、ステップａで取得された合金インゴットを拡散アニリングすることなく直接電極棒に鍛造コギングし、再溶融して合金インゴットを取得し、所望のビレットに鍛造コギングし、加工後に熱処理するステップと、を含む。

【0022】

本発明の第４の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の製造方法の利点と技術的効果は以下の通りである。本発明の実施例の方法で製造されたニッケル基変形高温合金は、優れた耐クリープ性、耐久寿命及び優れた溶接性能を有し、先進的な航空エンジンとガスタービンの設計と使用の要求を満たすことができ、本発明の実施例の製造方法で製造された合金インゴットは、拡散アニリング処理を不要にするか、又は短い拡散アニリング時間を採用するだけで成分均一化の効果を達成することができ、エネルギー消費を低減すると同時に、生産期間を短縮し、生産効率を向上させる。

【0023】

本発明の第４の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の製造方法は、前記ステップｂにおいて、再溶融して得られた合金インゴット直径≦２００ｍｍである場合、拡散アニリングを行わず、再溶融して得られた合金インゴット直径＞２００ｍｍである場合、拡散アニリングを行い、拡散アニリング温度は１１５０～１２００℃であり、アニリング時間は１２～２４時間である。

【課題を解決するための手段】

【0024】

以下、本発明の実施例を詳細に説明し、実施例は例示的であり、本発明を説明するためのものであり、本開示に対する制限として理解されたくない。

【0025】

本発明の第１の態様に係る実施例の耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金は、Ｃ：０．０４～０．０８％、Ｃｒ：１８．５０～２１．５０％、Ｃｏ：９．００～１１．００％、Ｍｏ：８．００～９．００％、Ａｌ：２．００～３．００％、Ｔｉ：１．１０～１．４９％、Ｎｂ：０．８１～２．００％、Ｂ：０．００３～０．００９％、Ｓｃ：０．００１～０．１０％を含み、残部は、ニッケルと不可避な不純物であり、質量百分率含有量で計算されると、前記合金中の元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量は１１．５９％≦Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ≦１３．０％という関係式を満たす。好ましくは、前記不純物は、Ｗ≦０．５０％、Ｆｅ≦１．５０％、Ｓｉ≦０．１０％、Ｍｎ≦０．１０％、Ｐ≦０．００８％、Ｓ≦０．００８％、Ｔａ≦０．１０％、Ｃｕ≦０．２０％である。さらに、本発明の実施例のニッケル基変形高温合金は０．０２％以下であるＺｒをさらに含むことができる。

【0026】

本発明の第１の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金は、高Ａｌ、低Ｔｉ、高Ｎｂの強化元素設計案を採用し、従来のＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）を改質し、Ａｌをより高く、同時にＮｂを含むＮｉ ３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）強化相を形成し、従来のＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）強化相より高温に耐えられ、本発明の実施例の合金にはＳｃ元素が添加され、Ｓｃの添加は本発明の実施例の合金に新たな強化機構を導入し、Ｓｃを含むＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）複合強化相を形成し、単一の従来の強化相Ｎｉ ３（Ａｌ、Ｔｉ）、Ｎｉ ３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）より高温に強く、安定であり、合金の耐クリープ性と耐久寿命を著しく向上させる。本発明の実施例の合金中のＳｃの添加は溶鋼の前処理に対する作用があり、Ｓｃは鋳放し組織を微細化し、鋳塊のデンドライト偏析を著しく改善し、この点は合金の熱間加工性能を向上させ、引張応力方向の合金の割れ問題を改善し、鍛造、熱間圧延などの熱変形中の割れを防止し、他方で、合金インゴットに高温長時間の拡散アニリングを行う必要がない、ただ短い拡散アニリング時間だけを採用する必要があり、エネルギー消費を低減し、生産コストを低減し、同時に生産サイクルを短縮し、生産効率を向上させることができる。本発明の実施例では、添加されたＳｃは結晶粒界に対する後処理作用を有し、すなわち溶鋼を浄化するだけでなく、液-固転移過程中と転移完了後も、Ｓｃは依然として結晶粒界を浄化し強化可能であり、Ｓ、Ｐ、五害元素とその他の不可避な低融点不純物元素が結晶粒界で偏集しにくく、結晶粒界が高温でクリープ空洞を形成することを防止する。本発明の実施例の合金には、元素Ａｌ、Ｔｉ、及びＭｏの質量百分率含有量が関係式１１．５９％≦Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ≦１３．０％を満たすことが定義され、合金が、優れた耐クリープ性と耐久寿命を有するだけでなく、優れた溶接性能を有し、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈの条件で、本発明の実施例のニッケル基変形高温合金のクリープ塑性伸び率は０．５％以下であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件で、合金の耐久寿命は２００ｈ以上に達し、先進的な航空エンジンとガスタービンの設計と使用の要求を満たすことができ、先進的な航空エンジンとガスタービンなどの装備中の長期的に動作する精密ホットエンド部品の製造に適用される。本発明の実施例の合金は優れた耐クリープ性と耐久寿命を有すると同時に、密度が８．２５ｇ／ｃｍ３を超えないため、合金の自重が軽く、航空エンジンの燃料消費の低減、機動性の向上に有利であると同時に、ガスタービンの運転中の振動をできるだけ小さくするという要求を満たし、振動破壊の形成を防止することができる。

【0027】

本発明の第１の態様の実施例の耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金中の各成分の作用は以下の通りである。

【0028】

Ｃ：Ｃはニッケル基高温合金の中で主に凝固末期にＭＣ型炭化物を形成することによって加熱時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、熱処理時に結晶粒界に沿ってＭ２３Ｃ６などの炭化物を形成し、結晶粒界を強化する役割を果たし、クリープ空洞の萌出、拡大及び合体を遅らせ、それによって合金の高温耐久寿命を向上させることができ、Ｃの含有量が０．０４％未満である場合、十分な数のＭＣとＭ ２３ Ｃ ６を形成するのに不足する。Ｃの含有量が高すぎると形成されるＭＣサイズが大きく、かつ合金中のＭｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、及びＮｂを過剰に消費し、一方ではＭｏ、Ｃｒの固溶強化作用を減少させるだけでなく、他方ではＮｉ ３（Ａｌ、Ｔｉ）とＮｉ ３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）の複合強化相を形成するためのＴｉとＮｂは減少し、合金の高温耐クリープ性と耐久性に不利な影響を与えるため、Ｃは０．０８％を超えないように制御すべきである。

【0029】

Ｃｒ：Ｃｒの最も主な作用は合金の抗酸化性能を高めることであり、一定の固溶強化効果を持ち、時効処理後にＣと結合して結晶分布に沿った粒状状Ｍ_２３Ｃ_６を形成することもでき、結晶粒界を強化する役割を果たす。しかし、Ｃｒの含有量が高すぎると、トポロジカル密集相が形成されやすく、合金の長期組織性能の安定性が低下するため、その含有量は一般的に２５％を超えず、本発明の実施例では抗酸化性能と長期組織性能の安定性を両立することを考慮して、Ｃｒの含有量を１８．５０～２１．５０％に制御する。

【0030】

Ｃｏ：Ｃｏは重要な固溶強化元素であり、重要な析出強化元素でもある。Ｃｏ元素はマトリックス中に固溶して合金に良好な固溶強化効果を提供し、マトリックス積層欠陥エネルギーを著しく低下させ、転位幅を広げ、転位を束集しにくくして交差滑りを発生させ、これによって合金のクリープ性と耐久寿命を向上させることができる。ＣｏはＮｉ ３ Ａｌ型相の一部を代替して強化相中の元素を析出し、相の長期動作中の安定性を改善することもでき、Ｃｏはまた、マトリックス中のＡｌ、Ｔｉ元素の固溶度を低下させ、γ′強化相の析出を促進し、その析出数と固溶温度を向上させることもできる。Ｃｏの含有量が９％未満である場合、高温強度が低く、Ｃｏの含有量が１１％を超えると、長期動作中に性能に影響するη相が形成されやすいため、Ｃｏの含有量を９．００～１１．００％に制御する。

【0031】

Ｍｏ：Ｍｏは主な固溶強化元素の１つであり、合金マトリックスとγ′強化相の両方に固溶し、かつ原子間結合力、拡散活性化エネルギー、及び再結晶温度を向上させることができるため、高温強度を効果的に向上させる。しかし、Ｍｏが高すぎると、長期高温時効でμ相が発生しやすく、合金の靭性が低下する。したがって、Ｍｏの含有量を８．００～９．００％に制御する。

【0032】

Ｗ：ＷはＭｏと類似する物理化学的性質を持ち、ニッケル基高温合金におけるＷの作用は主に固溶強化であり、その原子半径は比較的大きく、ニッケルの原子半径より１０％以上大きいため、固溶強化効果は明らかである。しかし、Ｗは高温腐食を促進する元素であり、長期動作時に有害なδ相が形成され、合金の強度や靭性が低下する。また、Ｗの密度は大きく、その密度は１９．２５ｇ／ｃｍ３であり、ニッケル基合金に少量のＷを添加すると、合金の密度が著しく増加し、製造される部品の重量が増加する。 本発明の実施例の合金は、軽ければ軽いほど良い航空エンジンやガスタービンに主に使用されることを考慮し、本発明の実施例の合金にＷを添加しない。

【0033】

Ａｌ、Ｔｉ及びＮｂ：この３つは、時効強化型ニッケル基合金における強化相γ′の形成元素であり、一般に、この３つの含有量が多くなると、γ′の数が多くなり、高温クリープと耐久性能が向上すると考えられるが、γ′が多すぎると溶接性能が劣化し、加工性能が損なわれる。また、Ｔｉ、ＮｂはＣと結合してＭＣ型炭化物を形成し、高温で結晶粒界成長や結晶粒界滑りを阻害して高温で機械的性質を向上させる役割を果たすが、Ｔｉ、Ｎｂが多すぎると大きな粒子のＭＣ型炭化物が形成されるため、かえって合金の機械的性質に不利である。本発明の研究により、合金の高温機械的性質はγ′相の量だけでなく、その成分組成と特性にも依存し、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂの総量は変化せず、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂの割合の最適化により、最適なγ′強化効果が得られることがわかった。本発明の実施例の合金中の高Ａｌ、低Ｔｉ、高Ｎｂの強化元素設計案を採用し、従来のＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）を改質し、Ａｌの含有量が多く、ＮｂとＳｃの両方を含むＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）が形成され、従来のＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）強化相より高温に耐えられることにより、合金の耐クリープ性と耐久寿命が向上する。３つの具体的な制御範囲は、Ａｌ：２．００～３．００％、好ましくは２．５０～３．００％、Ｔｉ：１．１０～１．４９％、Ｎｂ：０．８１～２．００％である。

【0034】

Ｓｃ：Ｓｃが希土類元素に属するか否かに対して、学界で議論があり、その作用に対しては希土類元素と簡単に等号をつけてはいけない。鉄鋼材料への希土類添加は広く採用されているが、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄなどの希土類元素がよく使われており、鉄鋼材料へのＳｃの応用についてはほとんど報告されておらず、学術界における希土類元素の機能に対する認識も比較的に一般的かつ大雑把であり、いくつかの希土類元素の作用をすべての希土類元素の作用に一般化することが多く、偏在性の問題が存在し、一般的には希土類元素の作用は介在物の除去、結晶粒界の浄化、耐酸化性及び酸化膜の接着力の向上であると考えられており、具体的な各種類の希土類元素の作用に対しての研究と認識は少ない。現在、Ｓｃの金属材料における応用は主にアルミニウム合金に集中しており、一般的にアルミニウム合金の製錬中にＳｃを添加することでＡｌ３Ｓｃ変質剤を形成できると考えられ、凝固核率を向上させ、鋳造組織を微細化し、偏析を軽減し、合金の強度と靭性を著しく向上させる。Ｓｃの高温合金への添加及びその作用メカニズムについてはまだ詳細な科学報告が見られなかった。本発明の研究により、本発明の実施例の合金におけるＳｃの適量添加は主に３つの作用があることを発見した：１）Ｓｃの溶鋼に対する前処理作用、Ｓｃは凝固核率を高め、鋳型結晶粒を細分化し、鋳塊のデンドライト偏析を顕著に改善し、この点は合金の熱間加工性能を向上させ、引張応力方向の合金の割れ問題を改善し、鍛造、熱間圧延などの熱変形中の割れを防止し、他方で、合金インゴットに高温長時間の拡散アニリングを行う必要がない、ただ短い拡散アニリング時間だけを採用する必要があり、エネルギー消費を低減し、生産コストを低減し、同時に生産サイクルを短縮し、生産効率を向上させることができる、２）Ｓｃの添加により新たな強化メカニズムが導入され、Ｓｃを含むＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）複合強化相を形成し、単一の従来の強化相Ｎｉ ３（Ａｌ、Ｔｉ）、Ｎｉ ３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）より高温に強く、安定であり、合金の耐クリープ性と耐久寿命を著しく向上させる、３）Ｓｃは結晶粒界に対する後処理作用を持ち、すなわち溶鋼を浄化するだけでなく、液-固転移過程中と転移完了後も、Ｓｃは依然として結晶粒界を浄化し強化可能であり、不純物元素Ｓ、Ｐ、五害元素及び不可避的な低融点有害元素を結晶粒界で偏重合しにくく、これによって結晶粒界が高温でクリープ空洞を形成することを防止するため、合金クリープ、耐久などの高温機械的性質を向上させることができる。Ｓｃの添加は、本発明の実施例の合金が耐クリープと長寿命の利点を有する主な理由の１つであり、Ｓｃの添加が少なすぎると作用が明らかではなく、添加が多すぎると合金中のＡｌ元素を過剰に消費し、大きなサイズのＡｌ３Ｓｃが形成され、微細なＮｉ ３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）強化相の形成を減少させ、かえって合金の強度と塑性に不利であり、本発明の実施例の合金にとって、適切なＳｃの含有量は０．００１～０．１％に制御すべきである。

【0035】

Ｂ：Ｂの作用は主に２つの点で表現され、１つはＢの原子半径が非常に小さくて、約８５ピコメートルしかなくて、Ｎｉ原子半径は約１３５ピコメートル、そのためＢ原子は結晶粒界で富集しやすく、有害な低融点元素が結晶粒界で偏集することができなくて、このように結晶粒界の結合力が向上し、２つは、結晶粒界上のホウ化物は結晶粒界滑り、空洞の萌出と拡大を阻止することができ、合金の耐クリープ性と耐久寿命の向上に有利である。しかし、Ｂが多すぎると合金の熱間加工性能と溶接性能が悪化するため、本発明の実施例の合金は、０．００３～０．００９％のＢの含有量を選択するのに適用される。

【0036】

Ｆｅ：Ｆｅはニッケル基高温合金中では有害元素であるが、工業生産には不可避であり、本発明の実施例の合金では１．５０％以下のＦｅが許容されているため、微量のＦｅを含む原料や返送材を工業生産において経済的に利用することができ、合金の生産コストを合理的なレベルに抑えることができる。

【0037】

Ｚｒ：Ｚｒは結晶粒界を浄化し、結晶粒界の結合力を高めるのに役に立ち、ＺｒとＢの複合添加は合金の高温強度と耐久寿命を維持するのに役立つが、過剰なＺｒは熱間加工割れを引き起こし、溶接性を損なうことがあり、本発明の実施例の合金はＺｒを０．０２％以下に制御する。

【0038】

Ｎｉ：Ｎｉは最も重要なマトリックス元素と析出強化相γ’の形成元素であり、Ｎｉをマトリックスとして、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃなどの異なる作用を持つ合金元素を大量に固溶することができ、Ｎｉ基高温合金の組織は非常に強い安定性を持ち、優れた高温強度、靭性及び加工成形性能を持ち、先進的な航空エンジンとガスタービンの耐クリープ、長寿命精密ホットエンド部品の製造に適用される。

【0039】

本発明の第１の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金は、ここで、前記合金中の元素Ａｌ、Ｓｃ及びＴｉの質量百分率含有量は、１．４０％≦（Ａｌ－１．８Ｓｃ）／Ｔｉ≦２．６％という関係式を満たし、好ましくは、２．２２％≦（Ａｌ～１．８Ｓｃ）／Ｔｉ≦２．２５％である。発明者らは、本発明の実施例のニッケル基変形高温合金は、元素Ａｌ、Ｓｃ及びＴｉが１．４０％≦（Ａｌ－１．８Ｓｃ）／Ｔｉ≦２．６％という条件を満たす場合、析出相の熱安定性をさらに向上させ、ニッケル基変形高温合金の耐クリープ性及び耐久寿命を著しく向上させることができ、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件での合金のクリープ塑性伸び率は０．２％以下に低下することができ、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命は３００ｈ以上に達すことができ、特に２．２２％≦（Ａｌ－１．８Ｓｃ）／Ｔｉ≦２．２５％である場合、８９ＭＰａ、９２７℃条件で、本発明の実施例のニッケル基変形高温合金の耐久寿命は３３０ｈ以上に達すことができることを実験の過程で明らかにした。

【0040】

本発明の第２の態様の実施例は、耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の航空エンジンへの応用を提供する。本発明の第１の態様の実施例の耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金は先進的な航空エンジンの設計と使用の要求を満たし、先進的な航空エンジンの精密設備に応用することができる。

【0041】

本発明の第３の態様の実施例は耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金のガスタービンへの応用を提供する。本発明の第１の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金はガスタービンの設計と使用の要求を満たし、ガスタービンの精密設備に応用することができる。

【0042】

本発明の第４の態様の実施例によって提供される耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の製造方法によれば、以下のステップを含む。
ａ、本発明の第１の態様の実施例の合金設計用量の原料を真空で溶解し、原料をすべて溶解した後、精製してガスを除去し、真空で合金インゴットに鋳造する。
ｂ、ステップａで取得された合金インゴットを電極棒に鍛造コギングし、再溶融して合金インゴットを取得し、再溶融して得られた合金インゴット直径≦２００ｍｍである場合、拡散アニリングを行わず、再溶融して得られた合金インゴット直径＞２００ｍｍである場合、拡散アニリングを行い、拡散アニリング温度は１１５０～１２００℃であり、アニリング時間は１２～２４時間であり、必要な素材に鍛造コギングし、鍛造品、板材、ストリップ、棒材、管材、線材（溶接ワイヤを含む）または粉末冶金用材料に加工した後、熱処理するために用いられる。

【0043】

本発明の第４の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の製造方法によれば、製造されたニッケル基変形高温合金は、優れた耐クリープ性、耐久寿命及び優れた溶接性能を有し、先進的な航空エンジンとガスタービンの設計と使用の要求を満たすことができ、本発明の実施例の製造方法で製造された合金インゴットは、拡散アニリング処理を不要にするか、又は短い拡散アニリング時間を採用するだけで成分均一化の効果を達成することができ、エネルギー消費を低減すると同時に、生産期間を短縮し、生産効率を向上させる。

【0044】

本発明の第４の態様の実施例に係る耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金の製造方法によれば、ここで、前記熱処理は１回の固溶と２回の時効を含み、先に固溶熱処理を行い、溶接、低温曲げなどの成形加工を経てから２回の時効熱処理を行う。固溶制度は：固溶温度１１００～１１７０℃、温度制御精度は±１０℃以内、製品サイズに基づいて保温時間を決定し、空冷または水冷方式で冷却し、前記一次時効制度は：９５０～１０１０℃、温度制御精度は±１０℃以内、保温１～３ｈ、空冷に相当する冷却速度で冷却し、前記二次時効制度は：７５０～８００℃、温度制御精度は±１０℃以内、保温時間は８～１０ｈ、空冷に相当する冷却速度で冷却する。

【0045】

以下実施例と併せて本発明を詳細に説明する。

【0046】

実施例１
設計配合比に基づいて純度が要求を満たす原材料を秤量し、真空誘導溶融炉に入れて、真空条件で溶融し、すべての原料が溶解した後、０．１～０．５ Ｐａの真空条件を維持し、３０～３５ｍｉｎの精製を行ってガスを除去し、精製終了後、真空条件で合金インゴットに鋳造し、合金インゴットを電極棒に鍛造コギングし、保護雰囲気電気残渣炉で再溶解した後、直径が２３０ｍｍである合金インゴットを取得し、合金インゴットを拡散アニリングを行い、拡散アニリング温度が１１８０℃であり、時間は１２ｈであり、鍛造コギング温度は１１００℃であり、三火鍛造で４０ｍｍ厚スラブになり、さらに一火圧延で２０ｍｍ厚板と５ｍｍ厚板になり、２０ｍｍ厚の板材を１１５０℃で１ｈ固溶し、水冷し、さらに１０１０℃×２ｈ空冷＋７８８℃×８ｈ空冷の時効処理により、耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金を取得し、その機械的性質を測定し、５ｍｍ厚の板材は１１５０℃で１ｈ固溶し、水冷し、板材と同成分の溶接ワイヤを使用して、ＴＩＧ溶融溶接方法を用いて２枚の５ｍｍ厚の板材を合わせて溶接し、その溶接性能を測定する。実施例１で製造した合金成分を表１に、性能を表２に示す。

【0047】

実施例２
設計配合比に基づいて純度が要求を満たす原材料を秤量し、真空誘導溶融炉に入れて、真空条件で溶融し、すべての原料が溶解した後、０．１～０．５ Ｐａの真空条件を維持し、３０～３５ｍｉｎの精製を行ってガスを除去し、精製終了後、真空条件で合金インゴットに鋳造し；合金インゴットを電極棒に鍛造コギングし、真空自己消耗炉で再溶融した後、直径が２００ｍｍである合金インゴットを取得し、拡散アニリングを行わず、鍛造コギング温度は１０５０℃、三火鍛造で４０ｍｍ厚スラブになり、さらに一火圧延で２０ｍｍ厚板と５ｍｍ厚板になり、２０ｍｍ厚の板材を１１５０℃で１ｈ固溶し、水冷し、さらに１０１０℃×２ｈ空冷＋７８８℃×８ｈ空冷の時効処理により、耐クリープ、長寿命ニッケル基変形高温合金を取得し、その機械的性質を測定し、５ｍｍ厚の板材は１１５０℃で１ｈ固溶し、水冷し、板材と同成分の溶接ワイヤを使用して、ＭＩＧ溶融溶接方法を用いて２枚の５ｍｍ厚の板材を合わせて溶接し、その溶接性能を測定する。実施例２で製造した合金成分を表１に、性能を表２に示す。

【0048】

実施例３～１０は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分であり、実施例３～１０で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例１
比較例１は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分中にあり、元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量の和はＡｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ＝１１．４９％であり、比較例１で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例２
比較例２は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分中にあり、元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量の和はＡｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ＝１１．４０％であり、比較例２で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例３
比較例３は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分中にあり、元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量の和はＡｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ＝１３．３４％であり、比較例３で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例４
比較例４は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分中にあり、元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量の和はＡｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ＝１３．２５％であり、比較例４で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例５
比較例５は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分中にあり、Ｓｃの含有量は０．０００５％であり、比較例５で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例６
比較例６は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分中にあり、Ｓｃの含有量は０．１９％であり、比較例６で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例７
比較例７は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分中にあり、Ｎｂの含有量は０．２５％であり、比較例７で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例８
比較例８は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分中にあり、Ｎｂの含有量は２．２３％であり、比較例８で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例９
比較例９は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分中にあり、Ａｌの含有量は１．４５％であり、比較例９で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例１０
比較例１０は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分中にあり、Ａｌの含有量は３．１５％であり、比較例１０で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例１１
比較例１１は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分中にあり、Ｔｉの含有量は０．９５％であり、比較例１１で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例１２
比較例１２は実施例１の製造方法と同じであり、異なる点は合金成分中にあり、Ｔｉの含有量は１．５５％であり、比較例１２で製造された合金成分は表１を参照し、性能は表２を参照する。
比較例１３
比較例１３は商用Ｈａｙｎｅｓ２８２合金であり、すなわち合金成分が出願番号２０１２１００５７７３７．８を満たす特許に開示されている合金であり、この特許の方法で製造された試験例Ｈにおける合金成分は、Ｃ：０．０８８％、Ｃｒ：１９．３％、Ｃｏ：１０．８％、Ｍｏ：４．６％、Ａｌ：１．６３％、Ｔｉ：１．８５％、Ｂ：０．００３％、Ｎｂ：０．０４％、Ｆｅ：０．２％、Ｗ：６．１％であり、残部はＮｉであり、比較例１３で製造された合金性能は表２を参照する。
比較例１４
比較例１４は出願番号２０１９１０８１１８０５．７である特許に開示されている合金であり、この特許の方法で製造された実施例２の合金成分は：Ｃ：０．０４％、Ｃｒ：１８．３％、Ｃｏ：９．５％、Ｍｏ：８．５％、Ａｌ：１．５％、Ｔｉ：１．９％、Ｚｒ：０．０２％、Ｂ：０．００５％、Ｎｂ：０．２％、Ｖ：０．０５％、Ｆｅ：１．２％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．００６％、Ｓ：０．００１％、Ｎｄ：０．０２％であり、残部はＮｉであり、比較例１４で製造された合金性能は表２を参照する。

注：表中の各元素の含有量はすべてｗｔ％で記載される。

注：１、εｐは時効状態合金の８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件でのクリープ塑性伸び率である。
２、τは時効状態合金の８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命であり、δは時効状態合金の８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久破断伸び率である。
３、Ｒｐ０．２は時効状態合金の室温引張降伏強度であり、Ｒｍは時効状態合金の室温引張強度であり、Ａは時効状態合金の室温拉伸破断伸び率である。
４、溶接割れの測定条件は、国家エネルギー業界標準ＮＢ／Ｔ ４７０１３．５～２０１５に従って蛍光浸透と着色浸透という２種類の方法を利用して５ｍｍ板材溶接部の表面品質を測定し、国家標準ＧＢ／Ｔ ３３２３．１～２０１９に従ってＸ線を用いて５ｍｍ板材溶接部の内部品質を測定する。
５、表の（Ａｌ－１．８Ｓｃ）／Ｔｉ、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏの含有量はすべてｗｔ％で記載される。

【0049】

表１と表２の各実施例と比較例の合金成分と性能データから分かるように、実施例１～１０では、元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量は関係式１１．５９≦Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ≦１３．０を満し、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件で、クリープ塑性伸び率はいずれも０．５％以下であり、８９ＭＰａ、９２７℃条件で、合金の耐久寿命はいずれも２００ｈ以上に達し、いずれも先進的な航空エンジンとガスタービン設計と使用の要件を満たす。特に実施例１～６、元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量は、関係式１１．５９≦Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏ≦１３．０を満たし、元素Ａｌ、Ｓｃ及びＴｉの質量百分率含有量は関係式１．４０≦（Ａ－１．８Ｓｃ）／Ｔｉ≦２．６を満たし、この２つの条件を満たす実施例１～６で製造されたニッケル基変形高温合金は、非常に優れた耐クリープ性と高温耐久寿命を有し、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈの条件で合金のクリープ塑性伸びはいずれも０．２％以下であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での持久寿命はいずれも３００ｈ以上に達する。

【0050】

比較例１～２では、元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量の和はＡｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏはそれぞれ１１．４９％及び１１．４０％であり、比較例１と２の合金が８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命がほとんど２００ｈ以上に達したが、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件での合金のクリープ塑性伸び率はいずれも０．５％以上であり、室温引張強度Ｒｍも要求を満たせず、いずれも期待値１０３５ＭＰａを下回る。

【0051】

比較例３～４では、元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量の和はＡｌ＋Ｔｉ＋Ｍｏはそれぞれ１３．３４％と１３．２５％であり、比較例３と４の合金の８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈの条件でのクリープ塑性伸び率が０．２％以下であるが、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命はほとんど３００ｈに達したが、溶接中に溶接割れが発生する。比較例３と比較例４の合金中の元素Ａｌ、Ｔｉ及びＭｏの質量百分率含有量の和が１３％を超え、析出強化と固溶強化作用が強すぎ、時効状態降伏強度と引張強度の余裕量が大きく、優れた耐クリープ性と耐久寿命を持つが、溶接性が悪く、溶接割れが発生する。

【0052】

比較例５と比較例６では、Ｓｃの含有量はそれぞれ０．０００５％と０．１９％であり、比較例５の合金中のＳｃの含有量が０．０００５％である場合、Ｓｃの含有量が低すぎるため、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件での合金のクリープ塑性伸び率は０．８７８％であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命はただ１０３．５時間であり、比較例６の合金中のＳｃの含有量は０．１９％であり、Ｓｃの含有量が高すぎるため、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件下の合金のクリープ塑性伸び率は１．３８９％であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命はただ４５時間であり、比較例５と比較例６の耐クリープ及び耐久寿命はいずれも期待値に達していなく、このように、本発明の実施例のＳｃの添加量は合金の耐クリープと耐久寿命に与える影響が非常に重要であり、本発明の実施例の合金では、Ｓｃの含有量が０．００１～０．１％である。

【0053】

比較例７と８では、Ｎｂの含有量はそれぞれ０．２５％と２．２３％であり、比較例７の合金では低Ｎｂを採用し、Ｎｂの含有量は０．２５％であり、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈの条件での合金のクリープ塑性伸び率は０．８０８％であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命は１８０時間であり、期待値に達していなく、比較例８では、Ｎｂの含有量は２．２３％、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件での合金のクリープ塑性伸び率は０．１２６％であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命は３５２．４であり、比較例８の合金が優れた耐クリープ性と耐久寿命を有するが、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久破断伸び率はただ５．８％であり、≧１０．０％の期待値を達していない。合金中のＮｂの含有量を向上させることによって耐クリープ性と耐久寿命を高めることができるが、Ｎｂの含有量が高すぎると破断伸び率が低下する。従って、本発明の実施例の合金中のＮｂの含有量は０．８１～２．００％に制御される。

【0054】

比較例９と比較例１０では、Ａｌの含有量はそれぞれ１．４５％と３．１５％であり、比較例９の合金では、低Ａｌを採用され、Ａｌの含有量は１．４５％であり、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件での合金のクリープ塑性伸び率は０．４８８％であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命はただ１０５時間であり、比較例９中の合金はクリープ塑性伸び率が期待値に達したが、耐久寿命はただ１０５時間であり、比較例１０では、Ａｌの含有量は３．１５％であり、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件での合金のクリープ塑性伸び率は０．１７８％であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命は３５２．３時間に達したが、比較例１０の合金が優れた耐クリープ性と耐久寿命を有するが、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での破断伸び率はただ８．６％であり、≧１０．０％の期待値に達していない。合金中のＡｌの含有量を向上させることによって耐クリープ性と耐久寿命を高めることができるが、Ａｌの含有量が高すぎると破断伸び率が低下する。従って、本発明の実施例の合金中のＡｌの含有量は２．００～３．００％に制御される。

【0055】

比較例１１と１２では、Ｔｉの含有量はそれぞれ０．９５％和１．５５％であり、比較例１１の合金では、Ｔｉの含有量は０．９５％であり、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件での合金のクリープ塑性伸び率は０．１８７％であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命は２１２．５時間であり、比較例１１の合金耐クリープ性と耐久寿命が要件を満たすことができるが、その室温引張強度Ｒｍは１０３２ＭＰａであり、期待値１０３５ＭＰａより低く、要件を満たしていなく、比較例１２中では、Ｔｉの含有量は１．５５％であり、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件での合金のクリープ塑性伸び率は０．１４％であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命は３４５．６時間であり、比較例１２の合金が優れた耐クリープ性と耐久寿命を有するが、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での破断伸び率はただ９．５％であり、≧１０．０％の期待値に達していない。本発明の実施例の合金では、Ｔｉの含有量が１．１０～１．４９％であることは好ましい。

【0056】

比較例１３は商用２８２合金であり、比較例１４は出願番号２０１１８１８１８０５．７に開示された合金であり、これら２つの比較例の合金密度はいずれも実施例より高く、比較例１３と比較例１４の合金にはＳｃが添加されておらず、また比較例１３では低Ａｌ、高Ｔｉ、及び低Ｎｂが採用され、比較例１４では低Ａｌと低Ｎｂが採用され、試験により、比較例１３の合金は、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件での合金のクリープ塑性伸び率は１．１％であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命は１０２時間であり、比較例１４の合金は、８１６℃、２２１ＭＰａ、１００ｈ条件での合金のクリープ塑性伸び率は２．２０１％であり、８９ＭＰａ、９２７℃の条件での耐久寿命は４０．３時間であり、いずれも期待値に達していなく、進的な航空エンジンとガスタービンなどの装備中の長期的に動作する精密ホットエンド部品の要件を満たすことができない。

【0057】

本発明では、「１つの実施例」、「いくつかの実施例」、「例」、「具体的な例」、または「いくつかの例」などの用語は、当該実施例または例を併せて説明した具体的な特徴、構造、材料、または特性が、本発明の少なくとも１つの実施例または例に含まれることを意味する。明細書では、上記用語に対する概略的な説明は必ずしも同じ実施例又は例を対象とするとは限らない。また、説明された具体的な特徴、構造、材料または特性はいずれかまたは複数の実施例または例において適切な方式で結合することができる。また、互いに衝突しない限り、当業者は本明細書で説明された異なる実施例又は例、及び異なる実施例又は例の特徴を結合したり組み合わせたりすることができる。

【0058】

以上、本発明の実施例を示し、説明したが、なお、上記の実施例は例示的であり、本発明に対する制限として理解されたくなく、当業者は本発明の範囲内で上記の実施例を変更、修正、置換、及び変形することができる。