特表 2022-535872 ニッケル基合金

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2022-08-10

(54)【発明の名称】ニッケル基合金

(51)【国際特許分類】

   C22C 19/05 20060101AFI20220803BHJP

   B33Y 70/00 20200101ALI20220803BHJP

【ＦＩ】

C22C19/05 L

B33Y70/00

【審査請求】未請求

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2021572300

(86)(22)【出願日】2020-06-03

(85)【翻訳文提出日】2022-02-04

(86)【国際出願番号】 GB2020051330

(87)【国際公開番号】W WO2020245575

(87)【国際公開日】2020-12-10

(31)【優先権主張番号】1908148.8

(32)【優先日】2019-06-07

(33)【優先権主張国・地域又は機関】GB

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】520440054

【氏名又は名称】アロイド リミテッド

(74)【代理人】

【識別番号】100087398

【弁理士】

【氏名又は名称】水野 勝文

(74)【代理人】

【識別番号】100128783

【弁理士】

【氏名又は名称】井出 真

(74)【代理人】

【識別番号】100128473

【弁理士】

【氏名又は名称】須澤 洋

(74)【代理人】

【識別番号】100160886

【弁理士】

【氏名又は名称】久松 洋輔

(74)【代理人】

【識別番号】100209060

【弁理士】

【氏名又は名称】冨所 剛

(72)【発明者】

【氏名】クラッデン，デイヴィッド

(72)【発明者】

【氏名】クラーク，ジョン ウィリアム ゴードン

(72)【発明者】

【氏名】ネメス，アンドレ

(57)【要約】

４．０～５．６質量％のアルミニウム、０．０～１．０質量％のチタン、０．０～４．０質量％のニオブ、０．０～１１．９質量％のタンタル、２．０～１２．７質量％のタングステン、０．０～３．０質量％のモリブデン、０．０～２２．０質量％のコバルト、６．０～１６．７質量％のクロム、０．０２～０．３５質量％の炭素、０．００１～０．２質量％のホウ素、０．００～０．５質量％のジルコニウム、０．０～３．０質量％のレニウム、０．０～２．０質量％のルテニウム、０．０～３．０質量％のイリジウム、０．０～０．５質量％のバナジウム、０．０～１．０質量％のパラジウム、０．０～１．０質量％の白金、０．０～０．５質量％のケイ素、０．０～０．１質量％のイットリウム、０．０～０．１質量％のランタン、０．０～０．１質量％のセリウム、０．０～０．００３質量％の硫黄、０．０～０．２５質量％のマンガン、０．０～０．１質量％のマグネシウム、０．０～４．０質量％の鉄、０．０～０．５質量％の銅、０．０～１．０質量％のハフニウムを含み、残部がニッケルおよび不可避的不純物であり、合金に含まれるニオブ及びタンタルの質量％をそれぞれＷ_Ｎｂ、Ｗ_Ｔａとすると、以下の式を満たす、ニッケル基合金組成物。
１．１≦０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ

【特許請求の範囲】

【請求項1】

４．０～５．６質量％のアルミニウム、０．０～１．０質量％のチタン、０．０～４．０質量％のニオブ、０．０～１１．９質量％のタンタル、２．０～１２．７質量％のタングステン、０．０～３．０質量％のモリブデン、０．０～２２．０質量％のコバルト、６．０～１６．７質量％のクロム、０．０２～０．３５質量％の炭素、０．００１～０．２質量％のホウ素、０．００～０．５質量％のジルコニウム、０．０～３．０質量％のレニウム、０．０～２．０質量％のルテニウム、０．０～３．０質量％のイリジウム、０．０～０．５質量％のバナジウム、０．０～１．０質量％のパラジウム、０．０～１．０質量％の白金、０．０～０．５質量％のケイ素、０．０～０．１質量％のイットリウム、０．０～０．１質量％のランタン、０．０～０．１質量％のセリウム、０．０～０．００３質量％の硫黄、０．０～０．２５質量％のマンガン、０．０～０．１質量％のマグネシウム、０．０～４．０質量％の鉄、０．０～０．５質量％の銅、０．０～１．０質量％のハフニウムを含み、残部がニッケルおよび不可避的不純物であり、合金に含まれるニオブ及びタンタルの質量％をそれぞれＷ_Ｎｂ、Ｗ_Ｔａとすると、以下の式を満たす、ニッケル基合金組成物。
１．１≦０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ

【請求項2】

合金に含まれるニオブ及びタンタルの質量％をそれぞれＷ_Ｎｂ、Ｗ_Ｔａとすると、以下の式を満たす、請求項１に記載のニッケル基合金組成物。
１．１５≦０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ
好ましくは、以下の式を満たす。
１．２≦０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ
より好ましくは、以下の式を満たす。
１．４≦０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ
さらにより好ましくは、以下の式を満たす。
１．８≦０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ

【請求項3】

合金に含まれるアルミニウム、チタン、ニオブ及びタンタルの質量％をそれぞれＷ_Ａｌ、Ｗ_Ｔｉ、Ｗ_Ｎｂ及びＷ_Ｔａとすると、以下の式を満たす、請求項１または２に記載のニッケル基合金組成物。
５．６≦Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ≦７．０
好ましくは、以下の式を満たす。
５．６≦Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ≦６．５

【請求項4】

９００℃でのγ´相の体積分率が、６３％以下であり、好ましくは５６％以下である、請求項１乃至３のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項5】

９００℃でのγ´相の体積分率が、４２％以上であり、好ましくは４３％以上であり、より好ましくは４５％以上であり、さらにより好ましくは５０％以上であり、さらにより一層好ましくは５７％以上であり、さらにより一層好ましくは５７％以上であり、最も好ましくは６０％以上である、請求項１乃至４のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項6】

合金に含まれるタングステン及びモリブデンの質量％をそれぞれＷ_Ｗ、Ｗ_Ｍｏとすると、以下の式を満たす、請求項１乃至５のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
Ｗ_Ｗ＋０．６５Ｗ_Mo≧４．０
好ましくは、以下の式を満たす。
Ｗ_Ｗ＋０．６５Ｗ_Mo≧６．０
より好ましくは、以下の式を満たす。
Ｗ_Ｗ＋０．６５Ｗ_Mo≧８．０

【請求項7】

クロムを、質量％で、８．０％以上、好ましくは１０．０％以上含む、請求項１乃至６のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項8】

クロムを、質量％で、１４．７％以下、好ましくは１３．８％以下含む、請求項１乃至７のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項9】

タンタルを、質量％で、９．８％以下、好ましくは９．２％以下、より好ましくは７．１％以下含む、請求項１乃至８のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項10】

モリブデンを、質量％で、２．０％以下、好ましくは１．８％以下含む、請求項１乃至９のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項11】

チタンを、質量％で、０．５％以下、好ましくは０．１％以下含む、請求項１乃至１０のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項12】

ハフニウムを、質量％で、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．２％以下含む、請求項１乃至１１のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項13】

タングステンを、質量％で、１０．７％以下、好ましくは８．７％以下含む、請求項１乃至１２のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項14】

ニオブを、質量％で３．０％以下含む、請求項１乃至１３のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項15】

白金及びパラジウムの少なくとも一方を、質量％で、０．５％以下含む、請求項１乃至１４のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項16】

アルミニウムを、質量％で４．５％以上含む、請求項１乃至１５のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項17】

アルミニウムを、質量％で、５．３％以下、好ましくは５．１％以下、より好ましくは４．６％以下含む、請求項１乃至１６のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項18】

コバルトを、質量％で１５．０％以下含む、請求項１乃至１７のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項19】

バナジウムを、質量％で、０．３％以下、好ましくは０．１％以下含む、請求項１乃至１８のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項20】

タンタルを、質量％で、１．１％以上、好ましくは３．７％以上、より好ましくは５．８％以上含む、請求項１乃至１９のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項21】

タングステンを、質量％で、２．７％以上、好ましくは２．８％以上、より好ましくは４．７％以上、さらにより好ましくは５．１％以上、最も好ましくは５．２％以上含む、請求項１乃至２０のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項22】

合金に含まれる、ニオブ、タンタル、チタン、白金、パラジウム及びアルミニウムの質量％をそれぞれＷ_Ｎｂ、Ｗ_Ｔａ、Ｗ_Ｔｉ、Ｗ_Ｐｔ、Ｗ_Ｐｄ及びＷ_Ａｌとすると、以下の式を満たす、請求項１乃至２１のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ
＋０．１２５Ｗ_Ｐｔ＋０．２２５Ｗ_Ｐｄ≦７．０
好ましくは、以下の式を満たす。
Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ
＋０．１２５Ｗ_Ｐｔ＋０．２２５Ｗ_Ｐｄ≦６．５

【請求項23】

合金に含まれるタンタル及びタングステンの質量％をそれぞれＷ_Ｔａ及びＷ_Ｗとすると、以下の式を満たす、請求項１乃至２２のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｔａ≦１３．９
好ましくは、以下の式を満たす。
Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｔａ≦１１．８

【請求項24】

合金に含まれるクロム、モリブデン及びタングステンの質量％をそれぞれＷ_Ｃｒ、Ｗ_Ｍｏ及びＷ_Ｗとすると、以下の式を満たす、請求項１乃至２３のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。
Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｃｒ＋１．７Ｗ_Ｍｏ≦１８．７
好ましくは、以下の式を満たす。
Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｃｒ＋１．７Ｗ_Ｍｏ≦１７．８

【請求項25】

コバルトを、質量％で、８．０％以上、好ましくは９．０％以上、より好ましくは１０．０％以上含む、請求項１乃至２４のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項26】

ニオブを、質量％で、０．０５％以上、好ましくは０．５％以上、より好ましくは１．０％以上含む、請求項１乃至２５のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項27】

チタンを、質量％で０．１％以上含む、請求項１乃至２６のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項28】

モリブデンを、質量％で０．５％以上含む、請求項１乃至２７のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項29】

７．１質量％以下のタンタルと、５．３質量％以下のアルミニウムと、好ましくは８．０質量％以上のコバルトと、を含み、より好ましくは、合金に含まれるタンタル及びタングステンの質量％をそれぞれＷ_Ｔａ及びＷ_Ｗとすると、以下の式を満たす、請求項１または２に記載のニッケル基合金組成物。
Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｔａ≦１３．９

【請求項30】

ハフニウムを、質量％で、０．１％以上、好ましくは０．１５％以上含む、請求項１乃至２９のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項31】

ジルコニウムを、質量％で、０．０５％以下、好ましくは０．０３５％以下含む、請求項１乃至３０のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【請求項32】

ジルコニウムを、質量％で、０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上含む、請求項１乃至３１のうちいずれか１つに記載のニッケル基合金組成物。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、積層造形（ＡＭ）プロセスに適用するために設計された、ニッケル基超合金組成物に関する。このようなプロセスの例には、粉末床ベースのＡＭ法（例えば、選択的レーザー溶融、電子ビーム溶融）、指向金属蒸着法（例えば、粉末蒸着やワイヤーベースの方法）が含まれるが、これらに限られない。

【背景技術】

【0002】

現在、鋳造形態または鍛造形態で首尾よく製造されたニッケル基超合金を、ＡＭプロセスに移行させる傾向がある。しかしながら、これはほぼ不適切であることが証明されている。これは、ＡＭプロセスでの加工を容易にするために必要な材料特性の多くは、上述の合金では満たされないため、加工が大幅に困難になり、期待される構造的完全性を持たない材料が生成されてしまうからである。

【0003】

特に、積層造形プロセスのために高いγ´体積分率の合金を開発することは、大きな課題であった。これらの合金は、「非溶接性」として分類されることが多いためである。通常、これらの合金は、インベストメント鋳造法で加工される。インベストメント鋳造プロセスで使用される一般的な合金の例を、表１に列挙する。表１は、従来の高γ´体積分率の合金の、質量％における公称組成である。

【0004】

表１に列挙されている合金を積層造形法に適用する研究は、広く行われてきた。合金が「非溶接性」で加工が難しい可能性はあるものの、特定の欠陥メカニズムを制限し得ることが示されている。例えば、これらの合金は、ひずみ時効割れの影響を受けやすいが、加工時のＡＭ条件（スキャン計画、入熱など）や後処理条件（熱処理ウィンドウと加熱速度）における慎重な制御により、ひずみ時効割れに関するリスクをある程度まで最小化することができる。同様に、ノッチなどの応力集中機能の影響を低減するように部品の形状を設計することにより、耐ひずみ時効割れ性を向上させることができる。

【0005】

ひずみ時効割れは、残留ひずみとγ´析出という２つの主な要因によって生じる。残留ひずみの大きさは、粉末床を予熱することによって簡単に低減することができる。これにより、熱収縮の温度範囲が最小化する。Illston（特許番号US9352421B2）には、プロセス制御（特に、薄い粉末層及び意図的にオーバーラップしたレーザースキャンの使用）により、残留ひずみの蓄積を最小化することができ、したがって高γ´超合金の印刷適性が向上することが、示されている。また、Etter et al（特許番号9670572B2）には、AM後の応力緩和熱処理温度まで特に急速に昇温することにより、ひずみ時効割れのリスクを低減することができることが示されている。

【0006】

プロセスの最適化によっては簡単に低減することができない、もう１つのメカニズムは、熱間割れである。熱間割れは、凝固プロセスの最終段階において生じ、合金の化学的性質に強く依存する。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

本発明の目的は、熱間割れの望ましくない損傷メカニズムを克服するように合金の化学的性質を調整することによって、熱間割れのメカニズムに特に耐性を有する、高いγ´体積分率の合金を開発することである。

【0008】

この改善された加工性と組み合わせて、本発明の合金は、好ましくは、（保護アルミニウムベース酸化物スケールを形成するのに十分なレベルのアルミニウムを有することで達成される）非常に高いレベルの耐酸化性と、高レベルの耐クリープ性と、を有する。

【0009】

【表1】

【課題を解決するための手段】

【0010】

本発明によれば、４．０～５．６質量％のアルミニウム、０．０～１．０質量％のチタン、０．０～４．０質量％のニオブ、０．０～１１．９質量％のタンタル、２．０～１２．７質量％のタングステン、０．０～３．０質量％のモリブデン、０．０～２２．０質量％のコバルト、６．０～１６．７質量％のクロム、０．０２～０．３５質量％の炭素、０．００１～０．２質量％のホウ素、０．００～０．５質量％のジルコニウム、０．０～３．０質量％のレニウム、０．０～２．０質量％のルテニウム、０．０～３．０質量％のイリジウム、０．０～０．５質量％のバナジウム、０．０～１．０質量％のパラジウム、０．０～１．０質量％の白金、０．０～０．５質量％のケイ素、０．０～０．１質量％のイットリウム、０．０～０．１質量％のランタン、０．０～０．１質量％のセリウム、０．０～０．００３質量％の硫黄、０．０～０．２５質量％のマンガン、０．０～０．１質量％のマグネシウム、０．０～４．０質量％の鉄、０．０～０．５質量％の銅、０．０～１．０質量％のハフニウムを含み、残部がニッケルおよび不可避的不純物であり、合金に含まれるニオブ及びタンタルの質量％をそれぞれＷ_Ｎｂ、Ｗ_Ｔａとすると、以下の式を満たすニッケル基合金組成物が提供される。
１．１≦０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ
このようなニッケル基合金は、適度な耐クリープ性、適度な強度、適度な耐ひずみ時効割れ性、適度な微細構造安定性、許容可能な凝固温度範囲、許容可能な密度及び許容可能なコストとともに、優れた耐熱間割れ性を有する。

【0011】

一実施形態では、合金に含まれるニオブ及びタンタルの質量％をそれぞれＷ_Ｎｂ、Ｗ_Ｔａとすると、以下の式を満たす。
１．１５≦０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ
好ましくは、以下の式を満たす。
１．２≦０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ
より好ましくは、以下の式を満たす。
１．４≦０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ
さらにより好ましくは、以下の式を満たす。
１．８≦０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ
このような合金では、耐熱間割れ性がさらに向上する。

【0012】

一実施形態では、合金に含まれるアルミニウム、チタン、ニオブ及びタンタルの質量％をそれぞれＷ_Ａｌ、Ｗ_Ｔｉ、Ｗ_Ｎｂ及びＷ_Ｔａとすると、以下の式を満たす。
５．６≦Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ≦７．０
好ましくは、以下の式を満たす。
５．６≦Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ≦６．５
このような合金では、耐ひずみ時効割れ性が向上する。

【0013】

一実施形態では、合金に含まれるタングステン及びモリブデンの質量％をそれぞれＷ_Ｗ、Ｗ_Ｍｏとすると、以下の式を満たす。
Ｗ_Ｗ＋０．６５Ｗ_Mo≧４．０
好ましくは、以下の式を満たす。
Ｗ_Ｗ＋０．６５Ｗ_Mo≧６．０
より好ましくは、以下の式を満たす。
Ｗ_Ｗ＋０．６５Ｗ_Mo≧８．０
このような合金では、耐クリープ性が向上する。

【0014】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備えるクロムは、質量％で、８．０％以上、好ましくは１０．０％以上である。このような合金では、耐酸化性及び耐食性が向上する。

【0015】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備えるクロムは、質量％で、１４．７％以下、好ましくは１３．８％以下である。このような合金では、微細構造安定性が向上する。

【0016】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備えるタンタルは、質量％で、９．８％以下、好ましくは９．２％以下、より好ましくは７．１％以下である。このような合金は、低密度であるとともに、任意でタングステン含有量を増やすことができる。タングステンン含有量の増加は、耐クリープ性の向上に役立つ。

【0017】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備えるモリブデンは、質量％で、２．０％以下、好ましくは１．８％以下である。このような合金では、耐熱間割れ性が向上する。

【0018】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備えるチタンは、質量％で、０．５％以下、好ましくは０．１％以下である。このような合金は、より良好な耐酸化性を有する。

【0019】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備えるタングステンは、質量％で、１０．７％以下、好ましくは８．７％以下である。このような合金では、微細構造安定性が向上する。

【0020】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備えるニオブは、質量％で、３．０％以下である。このような合金では、耐酸化性が向上する。

【0021】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備える白金及びパラジウムの一方または双方は、質量％で、０．５％以下である。このような合金では、コストがさらに低くなる。

【0022】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備えるアルミニウムは、質量％で、４．５％以上である。このような合金では、耐食性が向上する。

【0023】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備えるアルミニウムは、質量％で、５．３％以下、好ましくは５．１％以下、より好ましくは４．６％以下である。このような合金では、耐熱間割れ性の向上と相まって、ひずみ時効割れ及び耐性が向上する。

【0024】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備えるコバルトは、質量％で、１５．０％以下である。このような合金では、凝固温度範囲が低下する。

【0025】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備えるタンタルは、質量％で、１．１％以上、好ましくは３．７％以上、より好ましくは５．８％以上である。このような合金では、耐熱間割れ性を低下させることなくニオブの量を減らすことができるか、または、より高いレベルのニオブと組み合わせることで耐熱間割れ性をさらにより向上させることができる。

【0026】

一実施形態では、ニッケル基合金組成物が備えるタングステンは、質量％で、２．７％以上、好ましくは２．８％以上、より好ましくは４．７％以上、さらにより好ましくは５．１％以上、最も好ましくは５．２％以上である。このような合金では、耐クリープ性が向上する。

【0027】

一実施形態では、合金に含まれるタンタル及びタングステンの質量％をそれぞれＷ_Ｔａ及びＷ_Ｗとすると、以下の式を満たす
Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｔａ≦１３．９
好ましくは、以下の式を満たす。
Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｔａ≦１１．８
これらの合金では、密度が低くなる。

【0028】

一実施形態では、合金に含まれるクロム、モリブデン及びタングステンの質量％をそれぞれＷ_Ｃｒ、Ｗ_Ｍｏ及びＷ_Ｗとすると、以下の式を満たす。
Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｃｒ＋１．７Ｗ_Ｍｏ≦１８．７
好ましくは、以下の式を満たす。
Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｃｒ＋１．７Ｗ_Ｍｏ≦１７．８
このような合金では、微細構造安定性が向上する。

【図面の簡単な説明】

【0029】

【図1】図１は、（表１に列挙された合金を含む）商業的に使用されるいくつかの超合金のひずみ時効メリット指数及び熱間割れ指数の計算値を示す。図１は、耐クリープ性、ひずみ時効割れ及び熱間割れの制限も示す。本発明における目標領域をハッチングにて示す。

【図2】図２は、γ´体積分率に対する、γ´形成元素である、アルミニウムと、（０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａの関係性に従う）ニオブ及びタンタルと、の影響を示す等値線図である。この等値線図は、合金設計領域内の合金において、チタン含有量を０．０質量％に固定したものであり、９００℃で行われる相平衡計算によって求められたものである。このグラフには、ひずみ時効指数及び熱間割れ指数の異なる制限が示されている。

【図3】図３は、熱間割れ指数に対する、γ´形成元素である、アルミニウムと、（０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａの関係性に従う）ニオブ及びタンタルと、の影響を示す等値線図である。この等値線図は、合金設計領域内の合金において、チタン含有量を０．０質量％に固定したものであり、９００℃で行われる相平衡計算によって求められたものである。

【図4】図４は、クリープ温度能力に対する、γ´体積分率及びクリープメリット指数の影響を示す等値線図である。この等値線は、IN713Cに正規化されており、表１に列挙されている合金の予測位置が示されている。

【図5】図５は、クリープメリット指数に対する、モリブデン元素及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。このグラフには、様々な濃度のクロムでの安定性の限界が示されている。

【図6】図６は、クロム含有量を６．０質量％に固定した場合における、（Ｍｄ数の観点から）合金安定性に対する、モリブデン元素及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。このグラフには、様々なレベルのクリープメリット指数が示されている。

【図7】図７は、クロム含有量を８．０質量％に固定した場合における、（Ｍｄ数の観点から）合金安定性に対する、モリブデン元素及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。このグラフには、様々なレベルのクリープメリット指数が示されている。

【図8】図８は、クロム含有量を１０．０質量％に固定した場合における、（Ｍｄ数の観点から）合金安定性に対する、モリブデン元素及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。このグラフには、様々なレベルのクリープメリット指数が示されている。

【図9】図９は、クロム含有量を１２．０質量％に固定した場合における、（Ｍｄ数の観点から）合金安定性に対する、モリブデン元素及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。このグラフには、様々なレベルのクリープメリット指数が示されている。

【図10】図１０は、クロム含有量を１４．０質量％に固定した場合における、（Ｍｄ数の観点から）合金安定性に対する、モリブデン元素及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。このグラフには、様々なレベルのクリープメリット指数が示されている。

【図11】図１１は、クロム含有量を１６．０質量％に固定した場合における、（Ｍｄ数の観点から）合金安定性に対する、モリブデン元素及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。このグラフには、様々なレベルのクリープメリット指数が示されている。

【図12】図１２は、合金密度に対する、タンタル元素及びタングステン元素の影響を示す等値線図である。

【図13】図１３は、合金の凝固範囲に対する、ひずみ時効割れ指数及びコバルトの影響を示す等値線図である。

【図14】図１４は、粉末床ベースのＡＭ法を用いて製造されたニッケル基超合金の顕微鏡写真を示す。本発明における熱間割れ指数の好ましい制限（１．５以下）を合理化する、ＡＭ処理中の割れへの感受性に対する熱間割れ指数（ＨＣＩ）の影響が、明らかとなった。

【発明を実施するための形態】

【0030】

従来、ニッケル基超合金は、経験主義に基づき設計されてきた。したがって、ニッケル基超合金の化学的組成物は、限られた量の材料の小規模処理と、挙動についてのその後の特性分析と、を含む時間のかかる高価な実験開発によって特定されてきた。その後、最良の、すなわちもっとも望ましい特性の組み合わせを示すことを見出された合金組成物が採用される。この組み合わせを達成可能な合金元素群が多数存在することは、これらの合金が完全には最適化されておらず、より改良された合金が存在する可能性が高いことを示している。

【0031】

超合金においては一般的に、耐酸化性／耐食性を付与するためにクロム（Ｃｒ）及びアルミニウム（Ａｌ）が添加され、硫化に対する耐性を向上させるためにコバルト（Ｃｏ）が添加される。耐クリープ性の為に、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、コバルトが導入されるが、これは、これらの元素が、クリープ変形の割合を決定する熱活性化過程（例えば、転位上昇）を阻害するためである。静的強度及び繰り返し強度を高めるために、アルミニウム（Ａｌ）、タンタル（Ｔａ）、ニオブ（Ｎｂ）及びチタン（Ｔｉ）が導入されるが、これは、これらの元素が、析出硬化相ガンマプライム（γ´）の形成を促進させるためである。この析出相は、ガンマ（γ）と呼ばれる面心立方（ＦＣＣ）マトリックス相とコヒーレントである。

【0032】

本明細書においては、ニッケル基超合金の新たなグレードの特定に用いられる、モデルに基づく手法を、「合金設計」（ＡＢＤ）法という用語で記載する。この手法には、非常に広範な組成領域に亘って設計関連特性を推定するための計算材料モデルのフレームワークが利用される。原則的に、この合金設計ツールにより、いわゆる逆問題が解決可能となる。すなわち、指定された設計制約を最も満足する、最適な合金組成を特定できる。

【0033】

設計過程の第１ステップは、元素表と、その元素表に付随した組成制限の上限及び下限と、を規定することである。本発明においては、「合金設計領域」と呼ばれる、各元素を添加する際の元素ごとの組成制限が考慮される。この組成制限については、表２に詳述されている。表２に、「合金設計」法を用いて調べた、質量％における合金設計領域を示す。

【0034】

【表2】

【0035】

残部はニッケルである。炭素、ホウ素およびジルコニウムのレベルは、それぞれ０．０６％、０．０１５％および０．０６％に固定した。

【0036】

第２ステップは、特定の合金組成物の相図及び熱力学的特性を計算するための、熱力学的計算に基づいて行われる。これは、ＣＡＬＰＨＡＤ法（CALculation of PHAse Diagrams）と呼ばれることが多い。これらの計算を、新しい合金の典型的な使用温度（９００℃）で実施することで、相平衡（微細構造）についての情報が得られる。

【0037】

第３段階には、所望の微細構造を有する合金組成物を特定することが含まれる。クリープ変形に対する優れた耐性を必要とするニッケル基超合金の場合、析出硬化相γ´の体積分率が増加するにつれてクリープ破断寿命が徐々に改良される。クリープ破断寿命が最も有益となるγ´の体積分率の範囲は、６０～７０％である。γ´の体積分率が７０％を超えると、耐クリープ性の低下が観察される。

【0038】

また、γ／γ´格子不整は、コヒーレンシーを失うため、正又は負のうち、いずれか小さい値に従う必要がある。したがって、制限はその値の絶対値に依存する。格子不整δは、γ相とγ´相との間の不整合として定義され、以下の式によって求められる。

【0039】

【数1】

【0040】

ここで、α_γ及びα_γ´は、γ相及びγ´相の格子定数である。

【0041】

不適当な微細構造に基づいた合金は、形態的最密充填（ＴＣＰ）相に対する感受性（susceptibility）の推定値によっても排斥される。本計算においてＣＡＬＰＨＡＤモデリングを使用することで、有害なＴＣＰ相シグマ（σ）、Ρ及びミュー（μ）の形成が予測される。

【0042】

したがって、このモデルにより、γ´の体積分率の計算結果が所望の値となる、設計領域内における全ての組成物が特定される。これらの組成物では、γ´の格子不整が所定の絶対値未満であり、ＴＣＰ相の総体積分率が所定の大きさ未満である。

【0043】

第４段階では、データセット内に残った特定された合金組成物について、メリット指数が推定される。メリット指数の例として、クリープメリット指数（平均組成のみに基づく合金の耐クリープ性を示す）、強度メリット指数（平均組成のみに基づく合金の析出降伏強度（an alloy’s precipitation yield strength）を示す）、固溶メリット指数（平均組成のみに基づく合金の固溶降伏強度を示す）、密度、及びコストが含まれる。

【0044】

第５段階では、計算されたメリット指数が所望の挙動に対する制約と比較され、これらの設計制約が、問題に対する境界条件とみなされる。境界条件を満たさないすべての組成物は排斥される。この段階において、試験データセットのサイズは非常に小さくなる。

【0045】

最後の第６段階には、残った組成物のデータセットを分析することが含まれる。この分析は、様々な方法で行われ得る。１つには、メリット指数が最大値を示す合金について、データベースを介して分類してもよい。メリット指数が最大値を示す合金とは、例えば最軽量合金、最も耐クリープ性が高い合金、最も耐酸化性が高い合金、及び最も安価な合金である。又は、その代わりに、データベースを用いて、特性の異なる組み合わせによって生じる、性能の相対的なトレードオフを求めてもよい。

【0046】

メリット指数の７つの例を説明する。

【0047】

第１のメリット指数はクリープメリット指数である。最も重要な観測は、ニッケル基超合金の時間依存変形（即ち、クリープ）が、γ相に限られた初期活性に伴う転位クリープによって発生することである。したがって、γ´相の割合が大きくなるため、転位セグメントが急速にγ／γ´界面に固定される。律速段階は、γ／γ´界面からの、転位のトラップされた構成の離脱である。それは、クリープ特性に対して合金組成物が及ぼす重大な影響を引き起こす局所化学（この場合はγ相の組成）に依存する。

【0048】

物理学に基づいた微細構造モデルは、荷重が一軸であって＜００１＞結晶学的方向に沿っている場合において、クリープ歪ε^・の蓄積速度に援用される。集合方程式は、以下の式である。

【0049】

【数2】

【0050】

ここで、ρ_ｍは可動転位密度、φ_pはγ´相の体積分率、ωはマトリックスチャネルの幅である。項σ及びΤはそれぞれ、作用応力及び温度である。項ｂ及びｋはそれぞれ、バーガースベクトル及びボルツマン定数である。項K_CFは、拘束係数である。

【0051】

【数3】

【0052】

項K_CFは、これらの合金内の立方状粒子の近接度を示す。式３は、乗算パラメータＣ及び初期転位密度の推定を必要とする転位乗算過程を示している。項Ｄ_ｅｆｆは、粒子／マトリックス界面における上昇過程を制御する有効拡散率である。

【0053】

なお、上述の内容において、組成依存性は、２つの項φ_ｐとＤ_ｅｆｆから生じる。したがって、微細構造が一定である（微細構造の大部分が熱処理によって制御される）と仮定すると、φ_ｐが固定されるため、化学組成への依存性は、Ｄ_ｅｆｆによって生じる。ここに説明されている合金設計モデリングの目的のために、各プロトタイプ合金組成物に対して式２及び式３の完全な積分を実施する必要がないことがわかる。代わりに、最大化が必要な、一次メリット指数Ｍ_{ｃｒｅｅｐ}が用いられる。Ｍ_{ｃｒｅｅｐ}は、以下の式で求められる。

【0054】

【数4】

【0055】

ここで、ｘ_ｉは、γ相中の溶質ｉの原子分率である。Ｄ_ｉ ^～は、適切な相互拡散係数である。

【0056】

第２のメリット指数は強度メリット指数である。高ニッケル基超合金の場合、強度の大部分は析出相に由来する。したがって、析出強度を最大とするために合金組成を最適化することは、設計上の重要な考慮事項である。硬化理論に基づき、強度のメリット指数Ｍ_{ｓｔｒｅｎｇｔｈ}が提案される。この指数は、（弱い結合から強い結合への転位せん断の移行が起こる点として決定される）最大可能析出強度を考慮しており、下記の式を用いて近似される。

【0057】

【数5】

【0058】

ここで、Ｍ－はテイラー係数、γ_ＡＰＢは逆位相境界（ＡＰＢ）エネルギー、φ_pはγ´相の体積分率、ｂはバーガースベクトルである。

【0059】

式（５）より、γ´相における欠陥エネルギー（例えば逆位相境界ＡＰＢエネルギー）が、ニッケル基超合金の変形挙動に大きな影響を与えることは明らかである。ＡＰＢエネルギーを増加させることは、引張強度およびクリープ変形に対する耐性を含む機械的性質を改善することがわかった。ＡＰＢエネルギーの研究は、密度汎関数理論を用いて、多くのＮｉ－Ａｌ－Ｘ系について行われた。この研究により、γ´相のＡＰＢエネルギーに対する三元元素の影響が計算され、複合多成分系を考慮した場合における、各三元元素の添加による影響の線形重畳が仮定された。その結果、以下の式が導かれた。

【0060】

【数6】

【0061】

ここで、ｘ_Ｃｒ、ｘ_Ｍｏ、ｘ_Ｗ、ｘ_Ｔａ、ｘ_Ｎｂ及びｘ_Ｔｉはそれぞれ、γ´相におけるクロム、モリブデン、タングステン、タンタル、ニオブ及びチタンの原子％濃度を表す。γ´相における組成は、相平衡計算によって求められる。

【0062】

第３のメリット指数は、密度である。密度ρは、混合物の単純な規則及び補正係数を用いることで計算された。ここで、ρ_ｉは所与の元素の密度であり、ｘ_iは合金元素の原子分率である。

【0063】

【数7】

【0064】

第４のメリット指数は、コストである。各合金のコストを推定するために、混合物の単純な規則を適用した。ここで、各合金のコストは、合金元素の質量分率ｘ_iに、合金元素の現在（２０１６）の原材料コストｃ_ｉを掛けたものを用いた。

【0065】

【数8】

【0066】

この推定は、加工コストがすべての合金において同一であると仮定している。すなわち、製品収率は組成物による影響を受けない。

【0067】

第５のメリット指数は、ＴＣＰ相に対する感受性（susceptibility）に基づいて作成された不適切な微細構造を基礎とする合金候補の除外に基づいている。これを行うために、合金元素のｄ軌道エネルギーレベル（Ｍｄと称す）を用い、以下の式に従って総有効Ｍｄレベルを決定する。

【0068】

【数9】

【0069】

ここで、ｘ_ｉは、合金に含まれる元素iのモル分率を表す。Ｍｄの値が高いほど、ＴＣＰ形成の可能性が高いことを示す。

【0070】

第６のメリット指数は、ひずみ時効割れ指数である。積層造形によって製造される合金の性能は、科学的組成に関連している。この指数は、ひずみ時効割れに対する感受性の観点から、合金組成をニッケル基超合金の溶接性に関連付ける経験的観察に基づいて、作成されている。この関係において、チタンの密度がアルミニウムの約２倍であるため、チタン含有量に係数０．５を付加することで、これが「アルミニウム相当量」に変換される。事実上、金属合金の積層造形プロセスは、連続溶接プロセスである。溶接性をアルミニウムとチタンの含有量にのみ関連付ける、以前の観察結果が適応されてきた。タンタルとニオブの影響を構成するための変更が含まれており（A modification is included to account for the influence of tantalum and niobium）、これらは、合金の時効中にアルミニウム及びチタンと同様に振る舞う。チタンと同様、これらの元素の添加量についても、「アルミニウム相当量」に変換するための係数が付与される。すなわち、（アルミニウムに対する密度から決定される）ニオブ及びタンタルの補正係数は、それぞれ０．３及び０．１５である。ひずみ時効指数は、以下の式が適用される。

【0071】

【数10】

【0072】

ここで、Ｗ_Ａｌ、Ｗ_Ｔｉ、Ｗ_Ｎｂ及びＷ_Ｔａは、それぞれ、合金に含まれるアルミニウム、チタン、ニオブ及びタンタルの質量％を示す。このひずみ時効指数の値が低いほど、積層造形プロセスへの応答が良好であることを示す。

【0073】

第７のメリット指数は、Scheil-Gulliverモデルによって予測された合金候補の凝固挙動に基づく。これは、組成に基づいて熱間割れに対する感受性をランク付けするためのものである。このアプローチでは、凝固の最終段階（固形分が９０～９９％）の温度範囲は、合金が熱間割れに対して脆弱となる領域を表すものとみなされる。これは、この段階では、液体の供給が固体材料のブリッジネットワーク（bridged network）によって制限されやすいためである。固形分が４０～９０％の温度範囲は、安全な領域であるとみなされる。これは、この段階では、液体の供給への制限が大幅に緩和されるためである。固形分が４０％未満の温度範囲は、液体が支配的であるため、適切ではないとみなされる。

【0074】

Clyne及びDavisによって合金鋳造に使用されたランク付けシステムによれば、熱間割れ指数は、安全な温度範囲に対する脆弱な温度範囲の比率として、以下のように定義される。

【数11】

【0075】

この指数の値が低まるほど、熱間割れのリスクが低まる。

【0076】

上述のＡＢＤ法を用いて、本発明の合金組成物を特定した。この合金の設計意図は、（γ´体積分率を高めることで達成される）高い耐クリープ性を有するとともに、γ´体積が高い他の合金と比べて（ひずみ時効割れに対する耐性及び熱間割れのメカニズムに対する耐性が向上することで達成される）積層造形による向上した加工性を有する超合金を開発することである。これらの属性に加えて、保護アルミニウムベースの酸化物スケールを形成するのに十分なレベルのアルミニウムを有することによって、良好な耐酸化性が達成され、微細構造安定性及び合金密度を含む他の重要な材料特性が最適化される。

【0077】

従来の組成物（表１に記載）の（ＡＢＤ法を用いて決定された）材料特性を、表３に列挙する。これらの合金について列挙されている予測特性と関連付けて、新しい合金の設計が考慮された。表３は、「合金設計」ソフトウェアによって作成された、計算された相割合及びメリット指数を示している。これは、表１に列挙されたニッケル基超合金に関する結果である。

【0078】

新しい合金の設計原理について、以下に説明する。

【0079】

【表3】

【0080】

高いひずみ時効割れ指数を有する合金は、溶接の文献に基づき、加工が難しいことが知られており、ＡＭでも同じ傾向が一般的に観察される。ひずみ時効メリット指数を下げると、この欠陥メカニズムの傾向が低下するが、（クリープ強度と引張強度の観点に基づく）高温強度と、（形成された保護酸化物スケールの観点に基づく）耐酸化性と、は、ひずみ時効指数の向上抑制を困難とするγ´形成元素の、比較的高い含有量に依存する。これを克服するために、ひずみ時効割れは他の方法によって管理され得る。例えば、加工時のＡＭ条件（スキャン計画、入熱など）や後処理条件（熱処理ウィンドウと加熱速度）における慎重な制御により、ひずみ時効割れに関するリスクを制限することができる。同様に、局所的なひずみ時効割れをもたらす応力集中機能を低減するように部品の形状を設計することにより、ひずみ時効割れのリスクを低減させることができる。例えば、US9352421B2及びUS9670572B2を参照されたい。

【0081】

ひずみ時効割れとは異なり、積層造形プロセス中に生じ得る別の製造上の欠陥は、熱間割れである。熱間割れは、凝固プロセス中に発生し得る。この製造上の欠陥のメカニズムは、合金の凝固中に液体組成が変化することによって引き起こされる。熱間割れが発生するリスクは、ひずみ時効割れと同じ方法で管理することはできない。加工時のＡＭ条件を慎重に制御することはある程度役立つ可能性はあるが、例えば、後処理や設計変更の使用は、このメカニズムに影響を与えない。熱間割れに対する耐性を向上させる最も直接的な方法は、合金の化学的性質を変更することである。熱間割れに対する耐性を改善すると、高いひずみ時効割れ指数を許容する必要がある場合でさえ、積層造形用の合金の加工性を大幅に向上させる。本発明の目的は、他の合金と比較して熱間割れ指数の値が低く、加工条件によってひずみ時効割れを管理できる範囲において高いひずみ時効指数を有する合金（図１参照）を特定することである。

【0082】

図２は、γ´相を形成し且つγ´体積分率を制御するために支配的に添加される、アルミニウム元素、ニオブ元素、タンタル元素の添加量の関係を示す。

【0083】

γ´相を形成する元素は、ひずみ時効メリット指数が増加するため、ＡＭによる合金の処理のしやすさを低下させる可能性がある（式１０）。したがって、ＡＭ処理中のひずみ時効割れの可能性を制限することと、γ´体積分率と、の望ましいバランスを提供するように、これらの元素の組み合わせを最適化する必要がある（耐クリープ性と引張強度の観点から強度を提供する）。

【0084】

好ましいひずみ時効割れ指数を達成するには、アルミニウム、チタン、ニオブ及びタンタルの含有量が、以下の制約を満たす必要がある。
ｆ（ＳＡＣ）＝Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ

【0085】

ここで、ｆ（ＳＡＣ）は７．０以下の数値であり、Ｗ_Ａｌ、Ｗ_Ｔｉ、Ｗ_Ｎｂ及びＷ_Ｔａは、それぞれ、合金に含まれるアルミニウム、チタン、ニオブ及びタンタルの質量％を示す。７．０以下の数値は、合金IN713Cと同等またはそれより良好となるように選択される（表３を参照）。ｆ（ＳＡＣ）の値を７超とすることは、ひずみ時効割れの観点から合金処理が制限されるため、好ましくない。ＡＭによる処理をより容易にするために、ひずみ時効メリット指数を下げることが望ましい。すなわち、Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ≦６．５が好ましい。

【0086】

この新しい合金の意図された適用温度は、高い酸化性および腐食性の環境下では、上限１０００℃である。適用分野の例には、ガスタービンエンジンの高温セクションまたは内燃機関の排気システム内が含まれる。

【0087】

望ましい酸化性能を達成するために、本発明の合金は、保護アルミニウムベースの酸化物スケール（Ａｌ_２Ｏ_３）を形成する必要があることが望ましい。このような合金は、Ｃｒ_２Ｏ_３に基づくものとは対照的に、１０００℃以上で安定する。IN738やIN792などの合金は、γ´体積分率が比較的高く、耐クリープ性が非常に優れている一方、アルミニウム含有量が比較的低い（それぞれ、3.4質量％と3.2質量％）ため、アルミニウムベースの保護酸化物スケールを形成できず、その代わりに、保護性の低いクロムベースの酸化物スケールが形成される。アルミニウムベースの酸化物スケールは、接着性と熱安定性に優れるのに対し、クロムベースの保護酸化物スケールでは、１０００℃近傍でクロムの揮発が生じ得、保護性の低い酸化物がもたらされる。アルミニウムベースの保護酸化物スケールを製造するには、少なくとも4.0質量％、より好ましくは4.5質量％以上のアルミニウム含有量が必要である。これにより、アルミナスケールの形成がさらに改善され、耐酸化性がさらに向上する。

【0088】

チタンの合金添加は、酸化チタンの形成により酸化性能を低下させることが知られている。これは、酸化性能に著しく有害であることがわかっている。本発明の合金の場合、チタンの使用量は、高温耐酸化性への悪影響のために、１．０質量％まで、好ましくは０．５質量％まで、最も好ましくは０．１質量％までに制限される。また、チタンは、ひずみ時効割れに対して比較的高い係数を持っているため（式１０）、ひずみ時効割れの傾向を減らすためにチタンを制限することは有益である。一方、チタンの最小量を０．１質量％とすることにより、密度を制限し、炭化物の形成を有利に促進することができる。

【0089】

ニオブの合金添加も酸化に悪影響を与えることが知られている。これは、ニオブが粒界炭化物を形成するためである。この粒界炭化物は、低サイクル疲労条件下、クリープ疲労条件下、または高温クリープ中など、粒界に沿って損傷が蓄積する可能性のある酸化アシスト割れメカニズムにとって、特に有害である。ただし、ニオブの添加は、耐高温割れ性に対する耐性を向上させるのに有益であるため（図３を参照して後で説明）、その使用は4.0質量％までに制限され、より好ましくは3.0質量％以下に制限される。

【0090】

クロムを添加することにより、保護アルミナ酸化物スケールの形成が促進される。特にクロムは、高温腐食に対する耐性を向上させるために望ましい。IN738やIN792などの合金は、比較的高レベルのクロムを含む（それぞれ、16.0質量％と12.7質量％）。これは、主に高温腐食に対する耐性のためであるが、保護アルミニウムベースの酸化物を形成しないため、非常に高い温度での酸化速度が遅く、それゆえ、最大動作温度が制限される。これらの合金はまた、IN713Cに比べてクリープに対する耐性が低いため（図４）、動作温度の上限が制限される。本発明の合金は、クロムを６．０質量％以上含有する必要がある。 良好な耐高温腐食性を実現するためには、6.0質量％以上のクロムレベルが望ましい。より好ましくは、クロム含有量は、CM247LCと同等の耐高温腐食性を提供するために、８．０質量％以上である。さらにより好ましくは、クロムが１０．０％以上の量で存在する。これは、合金CM247LCと比較して、耐食性をさらに高める。

【0091】

モリブデンは、ニッケル超合金の耐高温腐食性を大幅に低下させることが知られている。このようなモリブデンは、選択的な添加物だが、好ましくは0.1質量％以上、さらには0.5質量％以上を最小値とすることにより、耐高温腐食性の低減に役立つ。良好な耐食性を実現するには、モリブデンを3.0質量％以下に制限することが望ましい。 より好ましくは、モリブデンは２．０質量％以下に制限される。合金IN738およびIN792は耐食性が非常に優れていることが知られているため、最も好ましくはモリブデンを1.8質量％以下に制限する。

【0092】

アルミニウムの最小含有量（4.0質量％）とｆ（ＳＡＣ）＜７の望ましさ、および合金のチタン含有量を0.1質量％以下（たとえば0.0質量％）に制限することの好ましさに基づいて、０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａの関係に従う、タンタル元素とニオブ元素の合計を、３．０以下に制限する必要がある。したがって、ニオブとタンタルの上限を、それぞれ9.7質量％と20.0質量％とする必要がある。好ましくは、耐酸化性（アルミニウム4.5質量％以上）と耐ひずみ時効割れ性（ｆ（ＳＡＣ）＜６．５）のバランスを向上させるために、０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａは2.5以下に制限される。したがって、ニオブとタンタルの上限は、それぞれ8.1質量％と16.6質量％であることが、より好ましい。アルミニウムが5.0質量％でｆ（ＳＡＣ）＜６．５の場合、ひずみ時効割れに対する耐性と耐酸化性とのバランスが最も好ましい。すなわち、０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａは2.0以下に制限されることが、最も好ましい。したがって、ニオブとタンタルの上限はそれぞれ、6.5質量％と13.3質量％である必要がある。しかしながら、後で説明するように、本発明の合金は、実際には、さらに低いレベルのニオブおよびタンタルを必要とする。タンタルの最も好ましいレベル（7.1質量％以下）では、必要な熱間割れ指数を達成するために、ニオブを必須元素とする。耐熱間割れ性を向上させるためには、０．０５質量％以上、０．５質量％以上、さらには１．０質量％以上のニオブが望ましい。以下のすべての例には、少なくともこのようなレベルのニオブが含まれる。

【0093】

図２には、ひずみ時効割れのさまざまな限界を示す点線が示されている。ひずみ時効指数が7以下の合金を製造するには、平衡温度900℃でのγ´体積分率を0.63までに制限することが好ましいことがわかる。好ましくは、γ´体積分率は、ひずみ時効指数Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ≦６．５のより好ましい値に基づいて、０．５６までに制限される。

【0094】

γ´体積分率の望ましい最小要求値は0.42である。これについては、図４および図５を用いて、必要な耐クリープ性を達成することに関連して後で説明する。γ´の望ましい体積分率を達成するには、アルミニウム、チタン、ニオブ、およびタンタルの含有量が次の制約を満たす必要がある。
ｆ（γ´）＝Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ

【0095】

ここで、ｆ（γ´）は5.6から7.0の範囲の数値であり、このとき0.42から0.63の望ましいγ´分率の合金が製造される。ｆ（γ´）が5.6から6.5の範囲の数値である場合、γ´の割合が0.42から0.56の合金が製造され、高いクリープ強度と高いＡＭ加工性の改善された組み合わせを有する合金が得られる。合金の耐クリープ性の改善に関して後述するが、γ´割合は、好ましくは０．４３以上、より好ましくは０．４５以上、最も好ましくは０．５０以上である。これにより、ｆ（γ´）の好ましい数値がそれぞれ、５．７以上、５．８以上、及び６．１以上となる。

【0096】

白金元素及びパラジウム元素は、タンタル、チタン及びニオブと同様の挙動を示す。つまり、これらは逆位相境界エネルギーを増加させるγ´形成元素である。これらの元素は、タンタル元素、チタン元素、ニオブ元素の代わりに、選択的に合金に添加することができる。これの利点には、耐高温腐食性の向上が含まれ得る。白金とパラジウムの「アルミニウム相当量」には、それぞれ0.125と0.225の補正係数（アルミニウムに対する密度から決定）が必要である。ただし、これらの元素の添加には高いコストがかかるため、これらの元素の添加量は制限され得る。したがって、これらの元素は、それぞれ最大１．０質量％で存在することができ、好ましくは、０．５質量％以下に制限され、最も好ましくは、０．１質量％以下に制限される。この範囲は、コストと、耐食性の向上と、の最適なバランスを提供する。積層造形による良好な加工を行うには、次の式を満たすことが好ましい。
Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ
＋０．１２５Ｗ_Ｐｔ＋０．２２５Ｗ_Ｐｄ≦７．０
好ましくは、以下の式を満たす。
Ｗ_Ａｌ＋０．５Ｗ_Ｔｉ＋０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ
＋０．１２５Ｗ_Ｐｔ＋０．２２５Ｗ_Ｐｄ≦６．５

【0097】

ここで、Ｗ_Ｐｔ及びＷ_Ｐｄは、それぞれ、合金に含まれる白金及びパラジウムの質量％を示す。

【0098】

合金が熱間割れを形成する傾向は、熱間割れ指数の観点から決定される（式１１）。この熱間割れメカニズムは、凝固中に、主に液相に偏析する元素によって発生する。調査した設計領域では（表２）、ニオブ及びタンタルは、液相に最も強く偏析する元素であるため、熱間割れに最も強い影響を及ぼす。

【0099】

図３は、アルミニウム元素、ニオブ元素及びタンタル元素の関数としての、熱間割れ指数を示す。これらの元素は、ひずみ時効割れを促進させる（図1に関連して説明したように、ひずみ時効割れと熱間割れとのバランスが最高のAM加工性に必要である）。ニオブ及びタンタルが、熱間割れ指数に強く影響することがわかる。表Iに列挙されている合金は、ＡＭ中に熱間割れが発生する傾向が高く、合金IN738は、指数1.8で最も熱間割れを起こしにくい傾向がある。合金718や合金625など、AMで非常によく処理され、熱間割れを示さない合金の熱間割れ指数は、１．０以下である（図1）。熱間割れに対する大幅に優れた耐性を有する合金では、指数１．５以下が有用であり、図３から、所望の熱間割れ指数を達成するには、ニオブとタンタルの含有量が以下の制約を満たす必要があると判断される。
ｆ（ＨＣＩ）＝０．３Ｗ_Ｎｂ＋０．１５Ｗ_Ｔａ

【0100】

ここで、f（ＨＣＩ）は数値であり、１．１以上（または１．１０以上）の値とすることで、１．５以下の熱間割れ指数を達成する。図２上に、熱間割れ指数１．５を示す線が重ねられている。ひずみ時効割れ指数７．０以下と組み合わせて１．５以下の熱間割れ指数を達成するためには、アルミニウムを５．６質量％以下に制限しなければならないことが分かる。より好ましくは、ひずみ時効割れ指数６．５以下と組み合わせて熱間割れ指数を１．５以下とすることが望ましいため、アルミニウムを５．３質量％までに制限することが好ましい。アルミニウムの最大レベルを５．３質量％以下とすることがより好ましいのは、ひずみ時効割れのリスクが低減されて、後述するすべての合金例はこの範囲内に収まり得るためである。酸化アシスト割れに対する合金の耐性を改善するために、ニオブを3.0質量％以下に制限することが好ましい。６．５以下のひずみ時効指数と組み合わせて１．５以下の熱間割れ指数を達成するために、ニオブを３．０質量％の好ましいレベルとした場合、合金は、熱間割れ指数の所望値を達成するために少なくとも１．１質量％のタンタルを含むことが好ましい。

【0101】

熱間割れに対する耐性を高めるためには、熱間割れ指数を１．０以下とすることがより好ましい。すなわち、ｆ（ＨＣＩ）は１．８以上となることが好ましい。ｆ（ＨＣＩ）は、１．１５以上または１．２以上または１．４以上の値であることも望ましい。図２上に、熱間割れ指数１．０と１．５を示す線が重ねられている（ＨＣＩ＝１及びＨＣＩ＝１．５）。ひずみ時効割れ指数７．０以下と組み合わせて熱間割れ指数１．０以下を達成するために、アルミニウムは５．１質量％以下に制限される。より好ましくは、ひずみ時効割れ指数６．５以下と組み合わせて熱間割れ指数１．０以下となることが望ましいので、アルミニウムは４．６質量％までに制限されることが好ましい。

【0102】

ｆ（ＨＣＩ）の好ましい数値（１．８以上）を達成するための最大ニオブ含有量（４．０質量％）に基づき、タンタル含有量は少なくとも３．７質量％であることが好ましく、より好ましくは、ニオブを３．０質量％以下に制限し、したがってタンタル含有量を５．８質量％以上とすることが好ましい。

【0103】

コバルトの添加は、γ´ソルバス温度を下げる効果がある。γ´ソルバス温度の低下は、γ´析出が発生する温度を低下させるので望ましい。これは、ひずみ時効硬化が発生する速度はγ´析出に依存するため、ひずみ時効硬化が発生する速度を低下させるのに有利である。γ´ソルバスを低めることにより、溶体化処理を実行する能力も向上させる。溶体化処理を実行する能力は、ＡＭプロセス後に生じる元素種の分布を均質化するために必要であるとともに、粒子サイズの拡大など特定の微細構造の特徴を変更し、大幅な強化効果を提供しない粗いγ´析出物を溶解するために必要である。溶体化処理温度から急速に冷却することにより、γ´粒子の微細な分散を達成することができ、これは機械的特性の改善に役立つ。したがって、コバルトの最小レベルを８．０質量％以上とすることが望ましく、後述するすべての合金例は、少なくともこのようなレベルのコバルトを有する。より好ましいコバルトの最小レベルは９．０質量％であり、さらにより好ましい限界は１０．０質量％以上である。

【0104】

ただし、コバルト含有量が増加すると、合金のシェール凝固温度範囲が増加する（図１３）。凝固範囲が高まることは、凝固までの時間の増加に関連しており、合金が半固体状態にある場合、凝固割れのリスクがあり得るため、凝固範囲を制限することが望ましい。目標凍結範囲を３００℃以下とすることが望ましく、すなわち２２．０質量％までのコバルトが許容される。IN792の凍結範囲に合わせるためには、コバルト含有量を１５．０質量％以下とすることが望ましい。

【0105】

γ´体積分率と、クリープ抵抗に関するクリープメリット指数と、の関係（１３７ＭＰａでの温度能力の観点、IN713に正規化された等高線を用いた）を図４に示す。両方のパラメータを増やすとクリープ抵抗が増加し、各パラメータに対する感度が決定される。表３に列挙されている合金の位置を図４に示す。本発明の目的は、IN713Cと同等のクリープ性能を有することであり、より好ましくは、２５℃の改善が望ましい。

【0106】

本発明の合金については、クリープメリット指数が合金IN713Cよりも高いことが望ましい。したがって、本発明の合金の場合、クリープメリット指数を6.0×10^-15m^-2sとすることが望ましい。このレベルのクリープメリット指数を達成するために必要な元素の添加量については、図５を参照して以下のセクションで確認する。達成可能な最大クリープメリット指数は、本質的にTCP相を含まない安定した微細構造を維持しつつ、耐食性のために合金に最低６．０質量％のクロムを含める必要があることから決定される（図５を参照）。IN713Cと同等の耐クリープ性を得るには、γ´体積分率を０．４２とすることが望ましい。より好ましくは、IN713Cの耐クリープ性の最低２５℃の改善が望ましい。したがって、特にクリープメリット指数が6.0×10^-15m^-2sの場合、γ´体積分率は０．５０であることが好ましく、これはｆ（γ´）の数値における6.1以上に相当する。

【0107】

ガンママトリックス相に分配される低速拡散元素は、クリープメリット指数に最も強く影響する。このクリープメリット指数は、９００℃の平衡温度でのガンマ相の組成に基づいて計算される。タングステンは、表２に列挙されている合金設計領域で最も拡散が遅い元素であり、モリブデンがそれに続く。耐クリープ性に及ぼすタングステンとモリブデンの元素の影響を図５に示す。図５から、クリープメリット指数の変化は、以下の式に基づくモリブデン元素とタングステン元素の合計に関連していると判断される。
ｆ（ＣＭＩ）＝Ｗ_Ｗ＋０．６５Ｗ_Ｍｏ

【0108】

ここで、ｆ（ＣＭＩ）は数値であり、ＷｗとＷ_Ｍｏはそれぞれ合金中のタングステンとモリブデンの質量％を示す。望ましいクリープメリット指数6.0×10^-15m^-2sを達成するため、ｆ（ＣＭＩ）の値は４．０以上が望まれる。モリブデンの上限（３．０質量％）に基づくと、タングステン含有量は最小で２．０質量％必要である。より好ましくは、モリブデンは２質量％までに制限されるので、タングステン含有量を２．７質量％以上とすることが好ましい。最も好ましくは、モリブデンは１．８質量％までに制限されるので、タングステンを最小で２．８質量％以上含有させることが最も好ましい。より望ましいｆ（ＣＭＩ）のレベルは６．０以上、好ましくは８．０以上である。

【0109】

耐クリープ性と耐ひずみ時効割れ性のさらに良好な組み合わせのために、６．５以下のひずみ時効割れ指数と組み合わせて、IN713Cよりも温度能力を２５℃改善することが望まれる。これにより、γ´体積分率の最大値が０．５６までに制限され、したがって6.90×10^-15m^-2s以上のクリープメリット指数が必要となる。6.90×10^-15m^-2s以上のクリープメリット指数を達成するには、ｆ（ＣＭＩ）の値を６．４以上とする必要がある。モリブデンの上限（３質量％）に基づくと、タングステン含有量は最小で４．７質量％必要である。より好ましくは、モリブデンを２．０質量％までに制限し、すなわちタングステン含有量を５．１質量％以上とすることが好ましい。最も好ましくは、モリブデンを１．８質量％までに制限し、すなわちタングステン含有量の最小を５．２質量％以上とすることが最も好ましい。

【0110】

レニウム元素、ルテニウム元素及びイリジウム元素は、タングステンと同様の挙動を示す。つまり、これらの元素は、クリープメリット指数を向上させるガンマ形成元素である。これらの元素は、選択的に合金に添加できる。これらの元素を添加すると、（拡散性がはるかに遅いため）タングステンと比較して合金のクリープ応答が大幅に向上するが、元素のコストが高いため、コストが大幅に増加する。レニウムおよびイリジウムの添加は、その元素コストに起因して、好ましくは３．０質量％以下に制限され、さらにより好ましくは２．０質量％以下に制限され、最も好ましくは１．５質量％以下に制限される。ルテニウムは、熱間割れ指数を有害に増加させるため（AM1055およびAM1056を参照）、２．０質量％まで、好ましくは１．５質量％までに制限される。

【0111】

耐クリープ性（クリープメリット指数の観点から）、合金安定性（Md数の観点から）、および合金の耐食性（クロム含有量の観点から）の間には、トレードオフが存する。ｆ（stability）の式（図６～１０を参照して以下で説明）によって決定される、さまざまなレベルのクロム含有量での合金の安定性の限界を、図５に示す。所与の微細構造安定性のためにクロムが増加するにつれて、クリープメリット指数が減少することが分かる。したがって、クロムのレベルを低めることは、微細構造の安定性には有益であると見られるが、高いクリープメリット指数には望ましくない。

【0112】

耐酸化性、特に耐食性の向上は、クロムの添加に起因する。ただし、耐クリープ性のためにモリブデンとタングステンを添加するとともに、耐酸化性及び耐食性のためにクロムを添加すると、合金が不要なTCP相を形成する傾向が高まる。図６～１０は、さまざまなレベルのクロムを含む合金における、相安定性に対するタングステンとモリブデンの添加の影響を示す。安定性の数値が高いほど、TCP相が形成されやすい合金となる。TCP相は時間の経過とともに材料特性の劣化を引き起こすため、TCP相形成の析出を制限または停止することは有益である。機械的性能、耐酸化性／耐食性、および微細構造安定性の間の複雑なトレードオフを管理する必要がある。

【0113】

微細構造安定性を確保し、TCP形成を回避するために、（９００℃の平衡温度で決定される）目標安定数（Md）を０．９３以下とすることが望ましい（表３に示す従来技術の合金を参照）。より良好な微細構造安定性を確保し、TCP形成を回避するために、目標安定数を0.92以下とすることがより好ましい。図６～１０から、γ´体積分率が４２～６３％の合金において、モリブデン元素、タングステン元素及びクロム元素の添加量は以下の式に従うことがわかる。
ｆ（stability）＝Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｃｒ＋１．７Ｗ_Ｍｏ

【0114】

ここで、ｆ（stability）は数値である。ｆ（stability）の値が１８．７以下の場合、安定性の数値が０．９３以下の合金が得られる。ｆ（stability）の式に基づくと、タングステンの最小量を２．０質量％とすると、望ましい微細構造安定性（Mdが０．９３以下）を満たすために、クロムは１６．７質量％以下の量で存在し得る。ｆ（stability）の式に基づくと、クロムレベルが６．０質量％の場合、上限１２．７質量％までタングステンを合金に含めることができる。好ましいクロムの含有量は８．０質量％であり、さらにより好ましくは１０質量％である。これにより、タングステンがそれぞれ１０．７質量％以下および８．７質量％以下に制限される。

【0115】

（ｆ（ＣＭＩ）に基づいて）タングステンが４．０質量％に等しいとき、耐クリープ性と耐食性の最良のバランスは（合金安定性を維持しながら）達成される。したがって、合金の最大クロム含有量を１４．７質量％以下に制限することが好ましい。これにより、タングステンを４．０質量％含有でき、安定数Mdを0.93以下とすることができる。安定数は０．９２までに制限することが好ましい。これを行うには、ｆ（stability）の数値を１７．８以下とする必要がある。したがって、クロム含有量を１３．８質量％までに制限することが好ましい。これにより、安定数が０．９２までに制限され、微細構造の安定性が向上する。

【0116】

高レベルの機械的強度（耐クリープ性の観点から）と組み合わせて、合金の密度を制限する必要がある。８．９ｇ／ｃｍ^３の目標密度が課せられるが、これは、商業的に使用されているニッケル基超合金の密度の上限の典型である。表２に列挙されている合金設計領域内の元素によれば、タングステン元素とタンタル元素はニッケルよりも大幅に高い密度を持ち、密度の増加に最も強い影響を及ぼす。 図１２は、合金密度に対するタンタル元素とタングステン元素の影響を示す。図１２から、タングステンとタンタルの添加量は、次の式に従う必要があることがわかる。
ｆ（ｄｅｎｓｉｔｙ）＝Ｗ_Ｗ＋Ｗ_Ｔａ

【0117】

ここで、ｆ（ｄｅｎｓｉｔｙ）は、８．９ｇ／ｃｍ^３以下の密度の合金を実現するために、１３．９以下となる必要がある。タングステンの必要最小濃度（２．０質量％）を考慮すると、タンタル濃度を１１．９質量％以下に制限する必要がある。好ましくは、密度は８．８ｇ／ｃｍ^３以下に制限される。これを達成するには、ｆ（ｄｅｎｓｉｔｙ）の数値を１１．８以下とする必要があり、したがってタンタルを９．８質量％以下とする必要がある。さらにより好ましくは、タングステンを４．７質量％以上とする必要があり、したがって、タンタルは、９．２質量％までおよび７．１質量％までに制限される必要がある。これによって、それぞれ１３．９および１１．８のｆ（ｄｅｎｓｉｔｙ）が達成される。より低いレベルのタンタル（たとえば、７．１質量％以下。これは、タンタルの最も望ましい最大レベルであり、以下のすべての合金例が含まれる）でも、合金の密度を抑えながら、選択的にタングステンのレベルを上げることができる。

【0118】

炭素、ホウ素およびジルコニウムの添加により、粒界に強度がもたらされる。これは、合金のクリープおよび疲労特性に対して特に有益である。炭素濃度は、０．０２質量％～０．３５質量％の範囲とすべきである。積層造形プロセス中の割れを低減するために、より低いレベルの炭素が好ましい。したがって、炭素は、０．２質量％以下または０．１５質量％以下、より好ましくは０．１質量％以下含有されることが好ましい。ホウ素濃度は、０．００１～０．２質量％の範囲とすべきである。ホウ素は、凝固中に液相に分離し、AMプロセス中に液化割れを引き起こす可能性があるため、好ましくは、ホウ素濃度は０．０３質量％以下とすべきである。より好ましくは、ホウ素濃度は０．０２質量％以下の範囲とすべきである。ジルコニウム濃度は、最大０．５質量％、好ましくは０．００１質量％～０．５質量％、好ましくは０．０５質量％以下または０．０３５質量％以下、より好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００６質量％以下の範囲でなければならない。好ましくは、ジルコニウム濃度は、０．００５質量％以上、より好ましくは０．０１０質量％以上である。

【0119】

合金が製造されるとき、それが不可避的不純物を実質的に含まないことは有益である。これらの不純物は、硫黄元素（Ｓ）、マンガン元素（Ｍｎ）および銅元素（Ｃｕ）を含み得る。硫黄元素は、好ましくは０．００３質量％（質量換算で３０ＰＰＭ）以下に維持される。硫黄が０．００３質量％より多く存在すると、合金が脆化し、酸化の際に形成された合金／酸化物界面に硫黄が偏析する。そのため、硫黄レベルは、好ましくは０．００１質量％以下である。マンガンは不可避的不純物であり、０．２５質量％までに制限され、好ましくは０．１質量％以下に制限される。銅（Ｃｕ）は不可避的不純物であり、好ましくは０．５質量％までに制限される。バナジウム（Ｖ）は不可避的不純物であり、合金の酸化挙動に悪影響を及ぼすため、好ましくは０．５質量％までに制限され、好ましくは０．３質量％までに制限され、最も好ましくは０．１質量％までに制限される。この偏析により、保護酸化物スケールの剥離が増加する可能性がある。これらの不可避的不純物の濃度が所定のレベルを超えた場合、製品収率を取り巻く問題が生じるとともに、合金の材料特性の劣化が予想される。

【0120】

鉄はニッケルと同様の挙動を示し、ニッケルに代わる低コストの代替品として加えることができる。さらに、鉄の添加を許容することにより、合金がリサイクル材料から製造される能力が向上する。したがって、鉄は少なくとも０．１質量％の量で存在することが好ましい。しかしながら、大幅にコストを下げるために、鉄を４．０質量％まで添加することができる。好ましくは、合金の機械的性質を低下させる望ましくないラーベス相を形成する傾向を減らすために、鉄の添加は２．０質量％以下である。最も好ましくは、鉄の添加を１質量％までに制限する。これにより、材料性能を損なうことなくリサイクルされる良好な能力を有する合金が製造される。

【0121】

合金内の不可避的不純物を拘束するため、及び強度を付与するために、ハフニウム（Ｈｆ）を１．０質量％まで添加し、好ましくは０．５質量％まで添加し、より好ましくは０．４質量％まで添加し、さらにより好ましくは０．２質量％まで添加することは有益である。ハフニウムは強力な炭化物形成材であるため、さらなる粒界の強化をもたらし得る。さらに、ハフニウムは保護Ａｌ_２Ｏ_３酸化物層の接着性を向上させるのに有益である。したがって、ハフニウムの最小量を０．１質量％以上とすることが望ましく、コストの増加を犠牲にして強度を高めるという観点から、ハフニウムの最小量を０．１５質量％以上とすることがさらに望ましい。

【0122】

いわゆる「反応性元素」（イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）及びセリウム（Ｃｅ））は、０．１質量％までのレベルの添加とする。これは、Ａｌ_２Ｏ_３等の保護酸化物層の接着性を向上させるのに有益である。これらの反応性元素は、硫黄などの有害元素を「掃討」することができる。硫黄は、合金酸化物界面に偏析して酸化物と基材との結合を弱め、酸化物の剥離をもたらす。マグネシウム（Ｍｇ）も同様に、有害元素を「掃討」する挙動を示し、機械的特性に有益な効果をもたらしうるため、最大０．１質量％まで添加することができる。ケイ素（Ｓｉ）は、０．５質量％まで添加することが有益となりうる。ニッケル基超合金に０．５質量％までのレベルのケイ素を添加することは、酸化特性に対して有益であることが示されている。特にケイ素は合金／酸化物界面に偏析し、基材に対する酸化物の結合力を向上させる。これにより、酸化物の剥離が抑制され、結果として耐酸化性が向上する。

【0123】

このセクションにおける本発明の記載に基づき、本発明の広範な範囲を表４に列挙する。また、表４には、好ましい範囲及び最も好ましい範囲も示されている。表４は、新たな設計合金の、質量％における組成範囲である。

【0124】

【表4】

【0125】

（本発明の例）

【表5】

【表6】

【0126】

表５および表６に示す合金例は、ｆ（ＨＣＩ）の数値を変化させることで設計されている。表５は、表１に列挙された合金と比較した、新たに設計された高γ´体積分率のニッケル基超合金の、質量％における公称組成である。表６は、「合金設計」ソフトウェアで計算された、相割合及びメリット指数を示す。これは、従来用いられている高γ´体積分率のニッケル基超合金（表１）と、表１に列挙された合金と比較した、新たに設計された高γ´体積分率のニッケル基超合金と、の結果である。γ´の含有量は、ｆ（ＳＡＣ）の数値を変えることによって制御される。クリープメリット指数は、ＭｏとＷの存在によって制御される。その結果より、８つの合金すべてが、従来技術の合金と同等以上の強度及びクリープ予測を有するとともに、従来技術の合金よりも優れた熱間割れ指数を示した。合金AM1005～AM1007は、CM247LCと同等のひずみ時効割れ指数を持つように設計されている。AM1005は、熱間割れのリスクが最も低くなるように設計されているが、Ａｌ含有量が比較的少ないため、耐酸化性が最も低くなる可能性がある。対照的に、AM1007は、最も高い耐酸化性を有するが、耐熱間割れ性は最小になるように設計されている。AM1006は、この２つの中間点を表す。合金AM1010およびAM1011は、AM1005～AM1007と相同だが、ｆ（ＳＡＣ）の許容範囲の下限にあるのに対し、AM1013はｆ（ＳＡＣ）の許容範囲の上限にある。

【0127】

【表7】

【表8】

【0128】

表７は、新たに設計された高γ´体積分率のニッケル基超合金の、質量％における公称組成である。表８は、「合金設計」ソフトウェアで計算された、表７に列挙された合金における相割合及びメリット指数を示す。表７および表８は、合金AM1006のバリエーションである合金AM1018～AM1022の特性を示す。これらの合金では、ｆ（ＨＣＩ）とｆ（ＳＡＣ）の値を一定に保つように、ＴａとＮｂの比率が変更されている。Ｔａリッチな合金は、より高い強度およびクリープメリット指数を有し、且つより好ましい熱間割れ指数を有することが示されている。ただし、Ｎｂリッチな合金は、シェール凍結範囲がより狭くなるとともに、密度とコストがより低くなっている。

【0129】

【表9】

【表10】

【0130】

表９は、新たに設計された高γ´体積分率のニッケル基超合金の、質量％における公称組成である。表１０は、「合金設計」ソフトウェアで計算された、表９に列挙された合金における相割合及びメリット指数を示す。表９及び表１０は、合金AM1023～AM1028の組成と特性を示す。これらの合金は、AM1005のバリエーションであり、ニッケルの代わりにコバルトを使用している。低コバルト合金は、コストが制限された用途に望ましく、凝固範囲がより狭くなり得る。他方、低コバルト合金は、より低い強度メリット指数およびより高い熱間割れ指数を示すため、強度および／または印刷適性によって制限される用途に対してあまり望ましくない。Ｃｏ含有量をより高めることにより、γ´の形成をわずかに抑制するようにも作用するが、これは印刷適正に対してもメリットがある。強度を犠牲にして、コバルトのレベルをより低めることも可能である。

【0131】

【表11】

【表12】

【0132】

表１１は、新たに設計された高γ´体積分率のニッケル基超合金の、質量％における公称組成である。表１２は、「合金設計」ソフトウェアで計算された、表１１に列挙された合金における相割合及びメリット指数を示す。表１１および表１２は、鉄（１～３質量％、さまざまな組み合わせでコバルトとニッケルの代わりに使用）を含む合金AM1033～AM1041を示す。鉄は機械的特性に関して概ね良性であり、その添加の主な理由は、コストを削減することである。これは、コバルトの代わりに使用する場合に特に見られる。

【0133】

【表13】

【表14】

【0134】

表１３は、新たに設計された高γ´体積分率のニッケル基超合金の、質量％における公称組成である。表１４は、「合金設計」ソフトウェアで計算された、表１３に列挙された合金における相割合及びメリット指数を示す。表１３と表１４は、一定の安定性メリット指数を維持するように、Ｃｒの代わりにＭｏ及びＷを使用した一連の合金を示す。耐食性が高いことは別として、高Ｃｒ合金は密度が低く、熱間割れ指数と凝固範囲の点で有利である。これにより、AMプロセスをより受け入れやすくなり得る。それらは、高い耐食性が必要とされる用途で望ましい。対照的に、低Ｃｒ合金は、強度とクリープメリット指数が高く、高負荷の用途でより有用となる。

【0135】

【表15】

【表16】

【0136】

表１５は、新たに設計された高γ´体積分率のニッケル基超合金の、質量％における公称組成である。表１６は、「合金設計」ソフトウェアで計算された、表１５に列挙された合金における相割合及びメリット指数を示す。表１５および表１６は、Ｗの代わりにＲｕおよびＲｅを添加した合金を示す。これらの合金はすべて、特に高いクリープメリット指数を示すが、前述の合金よりも大幅にコストが高くなる。そのため、これらの合金は、コスト制限のない用途のうち、強力な耐クリープ性が要求される用途に適している。Ｒｕ含有合金は凍結範囲の拡大にＲｕの影響を与え、熱間割れ指数が高いため、Ｒｕ含有合金を適用する前には注意する必要がある。

【0137】

【表17】

【表18】

【0138】

表１７は、新たに設計された高γ´体積分率のニッケル基超合金の、質量％における公称組成である。表１８は、「合金設計」ソフトウェアで計算された、表１７に列挙された合金における相割合及びメリット指数を示す。表１７および表１８は、許容限界までＴｉの代わりにＮｂおよびＴａが使用されたAM1006の一連の派生合金を示す。Ｔａ含有量を減少させたAM1060～AM1062では、密度とコストの明らかな減少が見られる。ただし、それに応じて強度と印刷適性が低下する。Ｎｂを減らした合金AM1063～AM1065でも同様の傾向が見られるが、違いはわずかである。

【0139】

【表19】

【表20】

【0140】

表１９は、新たに設計された高γ´体積分率のニッケル基超合金の、質量％における公称組成である。表２０は、「合金設計」ソフトウェアで計算された、表１９に列挙された合金における相割合及びメリット指数を示す。表１９および表２０は、粒界強度を改善するために設計された、Ｈｆ及びＺｒのさまざまな含有量を有するAM1006の一連の派生合金を示す。Ｈｆの存在は、これらの合金に、優れた耐酸化性（特にAM1067およびAM1069。AM1067およびAM1069では、Ｈｆの含有量が高いため）を提供する。これは、Ｈｆが、アルミナスケールの安定性に対して有益な影響を及ぼすためである。ただし、これらの元素は両方とも、最終凍結範囲を延ばす（draw out the terminal freezing range）ように作用するため、保守的なレベルを正当化する（justifies conservative levels）熱間割れ指数を増加させる。他の例ではハフニウムやジルコニウムは添加されていないが、ハフニウムとジルコニウムを添加すると、同様の傾向が期待できるとともに、粒界強度が向上し、ハフニウムの場合は耐酸化性が向上する。ハフニウムは、ジルコニウムがない場合に添加することができ、その逆も可能である。

【0141】

ベースライン合金AM1005と比較して、熱間割れ指数ＨＣＩを１．５の限界に向かって増加させると（AM1006およびAM1007）、ＡＭ処理中の割れ感受性が増加することがわかる。図１４から、ＨＣＩが１．５以下の場合、ＡＭ製造中に割れがほとんどまたはまったく発生しない一方、ＨＣＩが１．５以上の場合（従来技術の合金IN738、CM247C、およびIN713）、ＡＭ製造中にかなりの亀裂が発生することがわかる。図１４のサンプルは、１０ｍｍ×１０ ｍｍ×１０ｍｍの立方体サンプルであり、選択的レーザー溶融粉末床法を使用して製造され、選択されたニッケル基超合金の積層造形による加工の容易さを評価した。サンプルは、アルゴン雰囲気（＜０．１％Ｏ_２）下で処理されたアルゴンガス噴霧合金粉末（１５～５３μｍ）から、同じ条件下で製造された。固定されたエネルギー密度（２．２Ｊ／ｍｍ^２）と３０μｍの層厚は、製造時に機械がどのように動作するかを最もよく表すように選択された。金属組織サンプルは、最後の１μｍのダイヤモンド研磨後に、ビルド方向に対して垂直に切断してＸ－Ｙ平面を暴露することによって準備された。図１４は、ヒストグラムから導出された閾値を適用した後の、光学顕微鏡の典型的な顕微鏡写真を示す。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6】

【図7】

【図8】

【図9】

【図10】

【図11】

【図12】

【図13】

【図14】

【国際調査報告】