JP6226231B2 - 熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品及びその製造方法に関し、特に、航空機ジェットエンジンや産業用ガスタービンのタービン翼等に用いられる熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品及びその製造方法に関する。

航空機ジェットエンジンや産業用ガスタービンのタービン翼等には、耐熱性に優れたＮｉ基単結晶合金等のＮｉ合金が用いられている。航空機ジェットエンジン等の熱効率を向上させるための効果的な方法として、タービン入り口温度を高めることがある。このタービン入り口温度を高めるためには、タービン翼等に熱遮蔽コーティングを適用することが有効である。

Ｎｉ基単結晶合金等のＮｉ合金の熱遮蔽コーティングは、一般的に、最外層（燃焼ガス側）に位置する熱遮蔽層としてのトップコートと、その内側（基材側）に位置する中間層としてのボンドコートとにより構成されている。トップコートは、熱遮蔽効果を目的としたセラミックコーティングである。ボンドコートは、基材の耐酸化性向上を目的とした金属コーティングである。

特許文献１には、Ｎｉ合金からなる基材上に、アルミニウムを含む白金族金属系ボンドコートを被覆し、白金族金属系ボンドコート上に安定化ジルコニアからなるトップコートを被覆することが記載されている。

特開２００８−１５６７４４号公報

ところで、熱遮蔽コーティングのボンドコートとしては、塩化アルミニウム等の塩化物や、フッ化アルミニウム等のフッ化物を用いた気相拡散を利用したアルミ拡散コーティング（アルミナイズ）、アルミ拡散コーティングの前にＰｔ（白金）を施し拡散させておくことで、Ｐｔを含む皮膜を形成するＰｔ−Ａｌコーティングがある。アルミ拡散コーティングやＰｔ−ＡｌコーティングをＮｉ合金からなる基材に適用した場合には、ボンドコートは、Ｎｉ（ニッケル）とＡｌ（アルミニウム）との金属間化合物であるβ―ＮｉＡｌ相（体心立方格子を基本形とするＢ２型の結晶構造）を主体とした皮膜で形成される。

しかし、β―ＮｉＡｌはＡｌの比率が高く脆い相なので、熱サイクル負荷等によりクラックが発生し易く、トップコートが剥離して熱遮蔽コーティングの剥離寿命が短くなる場合がある。

そこで、本発明の目的は、熱遮蔽コーティングの剥離寿命をより向上させた熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品及びその製造方法を提供することである。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品は、Ａｌを含有するＮｉ合金で形成された基材と、前記基材の表面に形成された中間層と、前記中間層の表面に形成され、セラミックスで形成された熱遮蔽層と、を備え、前記中間層は、熱遮蔽層側の表面に、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相で形成され、Ｐｔを含むγ´層を有していることを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品において、前記γ´層は、Ｉｒを含むことを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品において、前記γ´層における熱遮蔽層側の表面は、０μｍより大きく５μｍ以下の周期で凹凸状に形成されていることを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品において、前記中間層は、前記γ´層の基材側に、γ―Ｎｉ固溶体相とγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相とにより形成され、ＰｔとＩｒとを含むγ＋γ´層、またはγ―Ｎｉ固溶体相で形成され、ＰｔとＩｒとを含むγ層からなるγ含有層を有していることを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品において、前記γ含有層は、γ―Ｎｉ固溶体相の比率が５０％より大きく１００％以下であることを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品において、前記中間層は、前記γ含有層の基材側に、前記基材にＰｔとＩｒとが拡散して形成された拡散層を有し、前記拡散層は、Ｉｒが濃化して形成されたＩｒ濃化部を有していることを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品において、前記Ｎｉ合金は、ＲｅとＲｕとを含むことを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法は、Ａｌを含むＮｉ合金で基材を形成する基材形成工程と、前記基材の表面にＰｔを含む金属膜を成膜した後に熱処理して、表面側にγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相で形成され、Ｐｔを含むγ´層を有する中間層を形成する中間層形成工程と、前記中間層の表面にセラミックスで熱遮蔽層を形成する熱遮蔽層形成工程と、を備えることを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法は、前記中間層形成工程において、前記金属膜はＰｔ−Ｉｒ合金膜であり、前記γ´層はＩｒを含むことを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法は、前記中間層形成工程において、前記Ｐｔ−Ｉｒ合金膜におけるＩｒの比率は、０ａｔ％より大きく３０ａｔ％以下であることを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法は、前記Ｐｔ−Ｉｒ合金膜におけるＩｒの比率は、１０ａｔ％以上３０ａｔ％以下であることを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法は、前記Ｐｔ−Ｉｒ合金膜におけるＩｒの比率は、１０ａｔ％以上２０ａｔ％以下であることを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法は、前記中間層形成工程において、熱処理温度が９００℃〜１２００℃、熱処理時間が１時間から１００時間であることを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法は、前記中間層形成工程において、熱処理温度が１０００℃〜１1００℃、熱処理時間が１時間から１０時間であることを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法は、前記基材形成工程において、前記Ｎｉ合金は、ＲｅとＲｕとを含むことを特徴とする。

本発明に係る熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法において、前記Ｎｉ合金は、質量比で、Ｃｏ：１５．０質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上６．５質量％以下、Ｗ：３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：１．０質量％以下、Ｈｆ：０．５質量％以下、Ｎｂ：３．０質量％以下、Ｒｅ：３．０質量％以上８．０質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有し、なお且つ、Ｐ１(パラメータ１)＝１３７×［Ｗ(質量％)］＋２４×［Ｃｒ(質量％)］＋４６×［Ｍｏ(質量％)］−１８×［Ｒｅ(質量％)］としたときに、Ｐ１≦７００を満足するＮｉ基単結晶超合金であることを特徴とする。

上記構成によれば、中間層における熱遮蔽層側の表面は、β―ＮｉＡｌ相よりも脆くなく、延性を有するγ´―Ｎｉ_３Ａｌ相（ＮｉとＡｌの金属間化合物であり、面心立方格子を基本形とするＬ１_２型の結晶構造）で形成されているので、熱サイクル負荷等でのクラックの発生が抑えられ、熱遮蔽コーティングの剥離寿命をより向上させることが可能となる。また、γ´―Ｎｉ_３Ａｌ相はβ―ＮｉＡｌ相よりもＡｌの比率が低いので、Ａｌの基材への拡散により生成される２次反応層（ＳＲＺ：Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ Ｒｅａｃｔｉｏｎ Ｚｏｎｅ）の生成が抑制され、高温強度特性の低下が抑えられる。

本発明の実施の形態において、熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の構成を示す断面図である。 本発明の実施の形態において、熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法を示すフローチャートである。 本発明の実施の形態において、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相生成元素と、γ―Ｎｉ固溶体相生成元素を示すグラフである。 本発明の実施の形態において、各試験片断面のＳＥＭ写真である。 本発明の実施の形態において、図４のＳＥＭ写真に対応する各試験片の断面組織を示す模式図である。 本発明の実施の形態において、各試験片断面におけるＥＰＭＡ線分析結果を示すグラフである。 本発明の実施の形態において、図６のグラフにおけるＡｌの濃度曲線を拡大したグラフである。 本発明の実施の形態において、図６のグラフにおけるＰｔの濃度曲線を拡大したグラフである。 本発明の実施の形態において、図６のグラフにおけるＩｒの濃度曲線を拡大したグラフである。 本発明の実施の形態において、実施例３の試験片の断面のＳＥＭ写真である。 本発明の実施の形態において、酸化特性評価試験結果を示すグラフである。 本発明の実施の形態において、熱サイクル負荷後における各試験片の表面に形成された酸化皮膜のＳＥＭ写真である。 本発明の実施の形態において、酸化特性評価試験結果を示すグラフである。

以下に本発明の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。図１は、熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品１０の構成を示す断面図である。熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品１０は、基材１２と、中間層１４と、熱遮蔽層１６と、を備えている。

基材１２には、例えば、航空機ジェットエンジンや産業用ガスタービンのタービン翼、燃焼器部品等が用いられる。基材１２は、Ａｌを含有するＮｉ合金で形成されている。Ｎｉ合金には、例えば、Ｎｉ基単結晶合金やＮｉ基一方向凝固合金等を用いることが可能である。Ｎｉ基単結晶合金は、ベースであるＮｉにＡｌを添加して、母相であるγ―Ｎｉ固溶体相中に、析出相であるγ´―Ｎｉ_３Ａｌを分散させた析出強化型合金である。例えば、γ´―Ｎｉ_３Ａｌ相は、母相中に６０％から７０％（体積百分率）の割合で分散析出されている。Ｎｉ基単結晶合金は、一般的に、溶体化処理した後に、時効処理を行って強度を向上させている。

Ｎｉ基単結晶合金には、高温クリープ強度の向上のために、融点が高いＲｅ（レニウム）と、ＴＣＰ（Ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａｌｌｙ Ｃｌｏｓｅ Ｐａｃｋｅｄ）相を抑制するＲｕ（ルテニウム）とが添加された合金が用いられることが好ましい。このようなＮｉ基単結晶合金には、Ｒｕを３質量％程度まで含むＴＭＳ−１３８（ＮＩＭＳ−ＩＨＩ社製、米国特許第６９６６９５６号明細書）や、Ｒｕを４質量％以上含むＴＭＳ−１６２（ＮＩＭＳ−ＩＨＩ社製、米国特許出願公開第２００６／００１１２７１号明細書）がある。

また、Ｎｉ基単結晶合金には、高温下での比クリープ強度（比重当たりのクリープ強度）が高い合金が用いられることがより好ましい。このようなＮｉ基単結晶合金には、ＩＨＩ社製の次に示す合金組成のＮｉ合金がある（国際公開ＷＯ２００８／１１１５８５号明細書）。

質量比で、Ｃｏ：１５．０質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上６．５質量％以下、Ｗ：３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：１．０質量％以下、Ｈｆ：０．５質量％以下、Ｎｂ：３．０質量％以下、Ｒｅ：３．０質量％以上８．０質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有し、なお且つ、Ｐ１(パラメータ１)＝１３７×［Ｗ(質量％)］＋２４×［Ｃｒ(質量％)］＋４６×［Ｍｏ(質量％)］−１８×［Ｒｅ(質量％)］としたときに、Ｐ１≦７００を満足するＮｉ基単結晶超合金。

質量比で、Ｃｏ：１５．０質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上６．５質量％以下、Ｗ：３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：１．０質量％以下、Ｈｆ：０．５質量％以下、Ｎｂ：３．０質量％以下、Ｒｅ：３．０質量％以上８．０質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有し、なお且つ、Ｐ１(パラメータ１)＝１３７×［Ｗ(質量％)］＋２４×［Ｃｒ(質量％)］＋４６×［Ｍｏ(質量％)］−１８×［Ｒｅ(質量％)］としたときに、Ｐ１≦７００を満足するＮｉ基単結晶超合金。

質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上６．５質量％以下、Ｗ：３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：１．０質量％以下、Ｈｆ：０．５質量％以下、Ｎｂ：３．０質量％以下、Ｒｅ：３．０質量％以上８．０質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有し、なお且つ、Ｐ１(パラメータ１)＝１３７×［Ｗ(質量％)］＋２４×［Ｃｒ(質量％)］＋４６×［Ｍｏ(質量％)］−１８×［Ｒｅ(質量％)］としたときに、Ｐ１≦７００を満足するＮｉ基単結晶超合金。

質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上６．５質量％以下、Ｗ：３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：１．０質量％以下、Ｈｆ：０．５質量％以下、Ｎｂ：３．０質量％以下、Ｒｅ：３．０質量％以上８．０質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有し、なお且つ、Ｐ１(パラメータ１)＝１３７×［Ｗ(質量％)］＋２４×［Ｃｒ(質量％)］＋４６×［Ｍｏ(質量％)］−１８×［Ｒｅ(質量％)］としたときに、Ｐ１≦７００を満足するＮｉ基単結晶超合金。

質量比で、Ｃｏ：５．０質量％以上８．０質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．２質量％以上４．８質量％以下、Ｗ：１．９質量％以下、Ｔａ：５．５質量％以上８．０質量％以下、Ａｌ：５．４質量％以上６．０質量％以下、Ｔｉ：０．５質量％以下、Ｈｆ：０．０８質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：１．０質量％以下、Ｒｅ：４．０質量％以上７．５質量％以下、Ｒｕ：１．０質量％以上５．０質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。

なお、上記のＮｉ基単結晶超合金において、Ａｌの含有量が４．５質量％以上６．５質量％以下であることが好ましいのは、Ａｌが４．５質量％未満になると、γ´相の析出量が不充分となり、十分な高温強度及び高温耐食性を確保することが困難になり、Ａｌが６．５質量％を超えると、共晶γ´相が多く形成され、溶体化処理が難しくなり高温強度を確保することが困難になるからである。

中間層１４は、基材１２と熱遮蔽層１６との間に設けられており、基材１２と熱遮蔽層１６との密着性や、基材１２の耐酸化性を向上させる機能を有している。中間層１４の膜厚は、例えば、１０μｍから５０μｍである。

中間層１４は、熱遮蔽層１６側の表面に、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相で形成され、Ｐｔ（白金）を含むγ´層１８を有している。γ´層１８の膜厚は、例えば、２μｍから５μｍである。

中間層１４における熱遮蔽層１６側の表面にγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相で形成されたγ´層１８を設けることにより、熱遮蔽層１６から酸素が拡散してくる場合でも耐酸化性に優れるＡｌ_２Ｏ_３（アルミナ）を主体とする酸化物が形成されるので、基材１２の耐酸化性を向上させることが可能となる。

γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相よりもＡｌの比率が低いγ―Ｎｉ固溶体相が酸化された場合には、耐酸化性に劣るＮｉを含む酸化物（例えば、Ｎｉ酸化物や、ＮＩとＡｌとを含むスピネル型複酸化物等）が形成されるが、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相はγ―Ｎｉ固溶体相よりもＡｌの比率が高いので、選択酸化により耐酸化性に優れるＡｌ_２Ｏ_３を主体とする酸化物が形成される。

また、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相は、β−ＮｉＡｌ相よりＡｌの比率が低く、β―ＮｉＡｌ相よりも脆くなく、延性を有していることから、熱サイクルが負荷された場合でもクラックの発生が抑えられる。また、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相はβ−ＮｉＡｌ相よりＡｌの比率が低いので、基材１２側へのＡｌの拡散による２次反応層（ＳＲＺ）の生成が抑えられる。その結果、Ｎｉ合金中にＲｅやＲｕを含む場合でも、高温強度特性（高温クリープ強度等）の低下が抑制される。

γ´層１８には、Ｐｔが含まれている。Ｐｔは酸素透過性が低いので、基材１２の耐酸化性を向上させることができる。また、Ｐｔは、Ｎｉ合金に含まれるＡｌの基材表面側への拡散を促進させて、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相で形成されたγ´層１８を形成する機能を有している。

γ´層１８には、ＰｔとＩｒ（イリジウム）とを含有させることが好ましい。Ｉｒは、Ｐｔと同様に酸素透過性が低いと共に、Ｐｔよりも基材１２側への拡散が少ないので、基材１２の耐酸化性をより向上させることができる。また、Ｉｒは、基材１２からのＮｉの拡散を抑制する機能を有している。

γ´層１８にＰｔとＩｒとを含有させることにより、γ´層１８にＩｒを含まない場合よりも、γ´層１８における熱遮蔽層１６側の表面を荒らすことが可能となる。γ´層１８にＰｔとＩｒとを含有させることにより、γ´層１８における熱遮蔽層１６側の表面が、０μｍより大きく５μｍ以下の周期で凹凸状に形成される。このように熱遮蔽層１６側の表面形状を短い幅の周期で凹凸状にすることにより、中間層１４と熱遮蔽層１６との間の密着性が向上する。更に、γ´層１８にＰｔとＩｒとを含有させることにより、γ´層１８にＩｒを含まない場合よりも、酸化皮膜の割れが抑制されて基材１２の耐酸化性が向上する。

中間層１４は、γ´層１８の基材１２側に、γ―Ｎｉ固溶体相を含むγ含有層２０を有している。γ含有層２０の膜厚は、例えば、５μｍから８μｍである。

γ含有層２０にＰｔが含まれており、Ｉｒが含まれていない場合には、γ含有層２０は、γ―Ｎｉ固溶体相とγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相とにより形成されたγ＋γ´層からなる。この場合のγ含有層２０に含まれるγ―Ｎｉ固溶体相の比率は、例えば５０％である。

γ含有層２０にＰｔとＩｒとが含まれている場合には、γ含有層２０は、γ―Ｎｉ固溶体相とγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相とにより形成されたγ＋γ´層、またはγ―Ｎｉ固溶体相で形成されたγ層からなる。この場合におけるγ含有層２０に含まれるγ―Ｎｉ固溶体相の比率は、γ含有層２０に含まれるＩｒの含有率が大きくなるほど高くなる。γ含有層２０に含まれるγ―Ｎｉ固溶体相の比率は、例えば、５０％より大きく１００％以下である。γ含有層２０に含まれるＩｒの含有率が増えて所定比率になると、γ含有層２０は、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相を含まない単一のγ―Ｎｉ固溶体相からなるγ層で形成される。

中間層１４には、γ含有層２０の基材１２側に、Ｐｔ、またはＰｔとＩｒとが基材１２へ拡散して形成される拡散層２２を有していることが好ましい。このような拡散層２２が形成されていることにより、中間層１４と基材１２との密着性を向上させることが可能となる。拡散層２２の厚みは、例えば、１０μｍから３０μｍである。また、拡散層２２は、Ｉｒが濃化して形成されたＩｒ濃化部を有している。Ｉｒ濃化部は、拡散層２２の他の部分よりも高いＩｒ濃度で形成されている。Ｉｒ濃化部は、例えば、層状や島状に形成される。Ｉｒ濃化部は、基材１２から中間層１４側へのＮｉの拡散を抑制する拡散障壁としての機能を有している。

熱遮蔽層１６は、中間層１４の表面にセラミックスで形成されている。熱遮蔽層１６は、燃焼ガス等からの熱伝導に対する熱バリア層としての機能を備えている。熱遮蔽層１６は、酸素透過性が低く、低熱伝導性に優れていることから酸化物で形成されていることが好ましい。熱遮蔽層１６は、イットリア等で安定化したジルコニアやハフニア等で形成されている。熱遮蔽層１６の厚みは、例えば、１００μｍから２００μｍである。

次に、熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品１０の製造方法について説明する。図２は、熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品１０の製造方法を示すフローチャートである。

基材形成工程（Ｓ１０）は、Ａｌを含むＮｉ合金で基材１２を形成する工程である。例えば、基材１２は、単結晶鋳造法や一方向凝固鋳造法で鋳造して形成される。真空溶解炉を用いてＮｉ合金の溶湯を調整した後に、Ａｌを含むＮｉ合金の溶湯を鋳型に注湯して、タービン翼等の形状の鋳造品を鋳造する。

中間層形成工程（Ｓ１２）は、基材１２の表面にＰｔを含む金属膜を被覆した後に熱処理して、表面側にγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相で形成され、Ｐｔを含むγ´層１８を有する中間層１４を形成する工程である。

Ｐｔを含む金属膜には、Ｐｔ膜またはＰｔ−Ｉｒ合金膜が用いられる。基材１２の表面にＰｔ膜またはＰｔ−Ｉｒ合金膜を成膜した後に熱処理することにより、Ｐｔ膜またはＰｔ−Ｉｒ合金膜の成分であるＰｔやＩｒが基材１２側へ拡散すると共に、基材１２の合金成分であるＮｉ、ＡｌがＰｔ膜またはＰｔ−Ｉｒ合金膜へ拡散して、表面側にγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相で形成され、Ｐｔ、またはＰｔとＩｒとを含むγ´層１８を有する中間層１４が形成される。

図３は、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相生成元素と、γ―Ｎｉ固溶体相生成元素を示すグラフである。図３のグラフの横軸は、分配係数Ｘ_ｉγ／Ｘ_ｉγ´を示している。Ｘ_ｉγは、元素ｉのγ―Ｎｉ固溶体中の濃度を表し、Ｘ_ｉγ´は、元素ｉのγ´−Ｎｉ_３Ａｌ中の濃度を表している。図３のグラフから、Ｐｔは、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相生成元素であり、Ｉｒはγ―Ｎｉ固溶体相生成元素であることがわかる。また、Ｐｔは、Ａｌの活量を下げることにより活量勾配を形成し、Ａｌの基材表面側への拡散を促進する機能を有している。

アルミ拡散コーティング（アルミナイズ）のように塩化アルミニウム等を用いて基材１２の外側からＡｌを供給して基材１２の表面にＡｌを濃化させる場合にはＡｌの比率が高いβ―ＮｉＡｌ相が形成されるが、Ｎｉ合金中に含まれるＡｌを基材１２の表面側へ拡散させて基材表面にＡｌを濃化させるので、Ａｌの比率が高いβ―ＮｉＡｌ相ではなく、β―ＮｉＡｌ相よりもＡｌの比率が低いγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相が形成される。このような理由により、中間層１４における熱遮蔽層１６側の表面にγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相で形成され、Ｐｔを含むγ´層１８が形成される。

また、γ´層１８の形成と共に、γ´層１８の基材１２側には、γ―Ｎｉ固溶体相を含有するγ含有層２０が形成される。基材１２の表面にＰｔ膜を成膜した後に熱処理した場合には、γ含有層２０は、γ―Ｎｉ固溶体相とγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相とにより形成されたγ＋γ´層で形成される。基材１２の表面にＰｔ−Ｉｒ合金膜を成膜した後に熱処理した場合には、γ含有層２０は、γ―Ｎｉ固溶体相とγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相とにより形成されたγ＋γ´層、またはγ―Ｎｉ固溶体相で形成されたγ層で形成される。例えば、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜に含まれるＩｒの比率が１０ａｔ％や２０ａｔ％の場合にはγ＋γ´層が形成され、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜に含まれるＩｒの比率が３０ａｔ％の場合にはγ層が形成される。そして、γ含有層２０の基材１２側には、Ｐｔ、またはＰｔとＩｒとが基材１２へ拡散した拡散層２２が形成される。

Ｐｔ膜またはＰｔ−Ｉｒ合金膜は、例えば、電気めっき法や、スパッタリング、イオンプレーティング等の物理蒸着法（ＰＶＤ）法等で成膜される。電気めっき法や物理蒸着法（ＰＶＤ）法については、一般的な方法が用いられる。電気めっき法でＰｔ膜を成膜する場合にはＰｔ元素を含有しためっき液を使用し、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜を成膜する場合には、Ｐｔ元素とＩｒ元素とを含有しためっき液を使用する。Ｐｔ−Ｉｒ合金膜の合金組成の制御については、例えば、めっき浴に含まれるＩｒ元素の濃度と、Ｐｔ元素の濃度の比率を変えることにより可能である。また、電気めっき法でＰｔ−Ｉｒ合金膜を成膜する場合には、一般的にめっき浴が酸性であることが多いことから、基材１２の酸化を防止するために下地コートとしてＰｔ膜を設けることが好ましい。Ｐｔ膜またはＰｔ−Ｉｒ合金膜の厚みは、例えば、５μｍから１５μｍである。下地コートのＰｔ膜の厚みは、例えば、１μｍから３μｍである。

Ｐｔを含む金属膜には、Ｐｔ膜よりもＰｔ−Ｉｒ合金膜を用いることが好ましい。γ´層１８にＰｔとＩｒとを含ませることにより、γ´層１８における熱遮蔽層１６側の表面を短い幅の周期で凹凸状にして、熱遮蔽層１６と中間層１４との密着性を向上させることができるからである。このようにブラスト処理が困難な箇所においても、表面を荒らして凹凸状にすることが可能となる。

Ｐｔ−Ｉｒ合金膜に含まれるＩｒの比率については、０ａｔ％より大きく３０ａｔ％以下であることが好ましい。Ｐｔ−Ｉｒ合金膜に含まれるＩｒの比率が３０ａｔ％より大きくなると、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜が脆くなるので剥離し易くなるからである。

Ｐｔ−Ｉｒ合金膜に含まれるＩｒの比率については、１０ａｔ％以上３０ａｔ％以下であることがより好ましい。Ｐｔ−Ｉｒ合金膜に含まれるＩｒの比率を１０ａｔ％以上３０ａｔ％以下とすることにより、熱遮蔽コーティングの剥離寿命をより向上させることが可能となるからである。

Ｐｔ−Ｉｒ合金膜に含まれるＩｒの比率については、１０ａｔ％以上２０ａｔ％以下であることが更に好ましい。Ｐｔ−Ｉｒ合金膜に含まれるＩｒの比率を２０ａｔ％以下とすることにより、中間層１４の耐酸化特性をより向上させることが可能となるからである。

熱処理については、酸化を防止するために真空中または不活性雰囲気中で行われることが好ましい。熱処理条件については、中間層１４の表面側に、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相で形成され、Ｐｔ、またはＰｔとＩｒとを含むγ´層１８を形成するために、熱処理温度と熱処理時間とが調整される。熱処理条件は、例えば、熱処理温度９００℃〜１２００℃、より好ましくは１０００℃以上１１００℃未満でＰｔ膜またはＰｔ−Ｉｒ合金膜を成膜した基材を熱処理する。熱処理時間は、１時間から１００時間であり、１時間から１０時間が好ましい。真空中で熱処理する場合の真空度は、例えば、１×１０^−２Ｐａから１×１０⁰Ｐａである。

また、Ｎｉ合金に上述したＩＨＩ社製のＮｉ基単結晶合金（国際公開ＷＯ２００８／１１１５８５号明細書）を用いる場合には、Ｎｉ基単結晶合金の時効温度が１０５０℃であることから、１０５０℃で熱処理することにより、時効処理と熱処理とを同時に行うことができるので生産性が向上する。

熱遮蔽層形成工程（Ｓ１４）は、中間層１４の表面にセラミックスで熱遮蔽層１６を形成する工程である。熱遮蔽層１６は、物理蒸着法（ＰＶＤ）法、プラズマ溶射法等で形成される。物理蒸着法（ＰＶＤ）法やプラズマ溶射法については、一般的な方法が用いられる。物理蒸着法には、電子ビーム物理蒸着法（ＥＢ−ＰＶＤ法）を用いることが好ましい。プラズマ溶射法については、酸化防止や緻密な皮膜を形成するために減圧式プラズマ溶射法を用いることが好ましい。

上記構成によれば、Ａｌを含有するＮｉ合金で形成された基材と、基材の表面に形成された中間層と、中間層の表面に形成され、セラミックスで形成された熱遮蔽層と、を備え、中間層は、熱遮蔽層側の表面に、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相で形成され、Ｐｔを含むγ´層を有していることから、アルミナ主体の耐酸化性に優れた酸化皮膜が形成されると共に、β―ＮｉＡｌ相よりもクラックの発生が抑えられるので、熱遮蔽コーティングの剥離寿命が向上する。

上記構成によれば、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相はβ―ＮｉＡｌ相よりもＡｌの比率が低いので、Ａｌの拡散による２次反応層（ＳＲＺ）の生成が抑制される。その結果、２次反応層（ＳＲＺ）を生成し易いＲｅやＲｕを含むＮｉ合金を用いた場合でも、高温強度特性の低下が抑えられる。

上記構成によれば、γ´層にＰｔとＩｒとを含ませることにより、γ´層にＰｔのみを含ませるよりも、γ´層における熱遮蔽層側の表面を短い幅の周期で凹凸状にして荒らすことができるので、熱遮蔽層と中間層との密着性が向上する。また、γ´層にＰｔとＩｒとを含ませることにより、γ´層にＰｔのみを含ませるよりも、酸化皮膜の成長が抑制されると共に、酸化皮膜の割れが抑えられる。その結果、熱遮蔽コーティングの剥離寿命が更に向上する。

（中間層組織の評価）
中間層組織の評価を行った。試験片の基材には、質量比で、Ｃｏ：５．５質量％、Ｃｒ：５．４質量％、Ｍｏ：２．２質量％、Ｗ：２．９質量％、Ａｌ：５．６質量％、Ｎｂ：０．５質量％、Ｔａ：５．５質量％、Ｈｆ：０．１質量％、Ｒｅ：７．５質量％、Ｒｕ：５．０質量％、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成のＮｉ基単結晶合金を使用した。試験片には、基材表面にＰｔ膜を成膜したものと、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜を成膜したものとを各々用意した。Ｐｔ−Ｉｒ合金膜の合金組成については、Ｐｔ−１０ａｔ％Ｉｒ、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒの３種類とした。

Ｐｔ膜と、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜とについては、マグネトロンスパッタリング法で成膜した。基材表面の洗浄のために逆スパッタを行い、ターゲットの洗浄のためにプレスパッタを行った後に、８００Ｗの出力、アルゴン圧５×１０^−１Ｐａで成膜した。Ｐｔ−Ｉｒ合金膜の合金組成の制御については、Ｐｔターゲットの上に複数枚のＩｒチップを配置することにより行った。Ｐｔ膜と、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜との膜厚については、各々約８μｍとした。

Ｐｔ膜と、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜とを各々成膜した後に、熱処理を行った。熱処理条件については、真空中（１×１０^−２Ｐａから１×１０^−１Ｐａ）、１０５０℃、１時間から１０時間とした。各試験片について、熱処理後に走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Scanning Electron Microscope）によるＳＥＭ観察とＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer）分析とを行った。

図４は、各試験片断面のＳＥＭ写真であり、図４（ａ）は、Ｐｔ膜を成膜した試験片断面のＳＥＭ写真であり、図４（ｂ）は、Ｐｔ−１０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片断面のＳＥＭ写真であり、図４（ｃ）は、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片断面のＳＥＭ写真であり、図４（ｄ）は、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片断面のＳＥＭ写真である。

図５は、図４のＳＥＭ写真に対応する各試験片の断面組織を示す模式図であり、図５（ａ）は、Ｐｔ膜を成膜した試験片の模式図であり、図５（ｂ）は、Ｐｔ−１０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片の模式図であり、図５（ｃ）は、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片の模式図であり、図５（ｄ）は、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片の模式図である。

図６は、各試験片断面におけるＥＰＭＡ線分析結果を示すグラフであり、図６（ａ）は、Ｐｔ膜を成膜した試験片のグラフであり、図６（ｂ）は、Ｐｔ−１０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のグラフであり、図６（ｃ）は、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のグラフであり、図６（ｄ）は、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ膜を成膜した試験片のグラフである。

図７は、図６のグラフにおけるＡｌの濃度曲線を拡大したグラフであり、図７（ａ）は、Ｐｔ膜を成膜した試験片のグラフであり、図７（ｂ）は、Ｐｔ−１０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のグラフであり、図７（ｃ）は、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のグラフであり、図７（ｄ）は、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のグラフである。

図８は、図６のグラフにおけるＰｔの濃度曲線を拡大したグラフであり、図８（ａ）は、Ｐｔ膜を成膜した試験片のグラフであり、図８（ｂ）は、Ｐｔ−１０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のグラフであり、図８（ｃ）は、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のグラフであり、図８（ｄ）は、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のグラフである。

図９は、図６のグラフにおけるＩｒの濃度曲線を拡大したグラフであり、図９（ａ）は、Ｐｔ−１０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のグラフであり、図９（ｂ）は、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のグラフであり、図９（ｃ）は、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のグラフである。

図４から図９に示すように、全ての試験片の最外層には、いずれもγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相で形成されたγ´層が形成されていた。γ´層には、γ―Ｎｉ固溶体相が含まれていなく、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相の単一相で形成されていた。図７に示すＡｌの濃度曲線からも明らかなように、全ての試験片で基材表面側のＡｌ濃度（約２０ａｔ％）が基材内部のＡｌ濃度より高くなっており、Ｎｉ合金に含まれるＡｌが基材内部から基材表面側へ拡散して濃化していることが認められた。図８に示すＰｔの濃度曲線と、図９に示すＩｒの濃度曲線とから明らかなように、Ｐｔ膜を成膜した試験片ではγ´層にＰｔが含まれており、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜を成膜した試験片ではγ´層にＰｔとＩｒとが含まれていた。γ´層の膜厚は、２μｍから３μｍであった。

図４と図５に示すように、γ´層の表面形状については、Ｐｔ膜を成膜した試験片よりもＰｔ−Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のほうが短い幅の周期で凹凸が形成されていた。Ｐｔ−Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のγ´層の表面は、０μｍより大きく５μｍ以下の周期で凹凸が形成されていた。Ｐｔ−Ｉｒ合金膜のＩｒの含有率が多いほど、より短い幅の周期でγ´層の表面に凹凸が形成されており、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のγ´層の表面が、最も短い幅の周期で凹凸が形成されていた。

図４から図６に示すように、全ての試験片についてγ´層の基材側には、γ―Ｎｉ固溶体相を含むγ含有層が形成されていた。Ｐｔ膜を成膜した試験片、Ｐｔ−１０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片では、γ含有層として、γ―Ｎｉ固溶体相とγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相とからなるγ＋γ´層が形成されていた。Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片では、γ含有層としてγ―Ｎｉ固溶体相からなるγ層が形成されていた。γ含有層の膜厚は、５μｍから７μｍであった。

Ｐｔ膜を成膜した試験片のγ含有層中のγ―Ｎｉ固溶体相の比率は５０％であった。Ｐｔ−Ｉｒ合金膜を成膜した試験片では、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜のＩｒの比率が高くなるのに伴ってγ含有層中のγ―Ｎｉ固溶体相の比率が高くなり、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片では、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相を含まず、γ―Ｎｉ固溶体相の単一相からなるγ層が形成されていた。すなわち、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜を成膜した試験片では、γ含有層は、γ―Ｎｉ固溶体相の比率が５０％より大きく１００％以下であった。なお、γ含有層中のγ―Ｎｉ固溶体相の比率については、走査型電子顕微鏡像（ＳＥＭ像）から面積比で算出した。

図７に示すＡｌの濃度曲線からも明らかなように、全ての試験片において、Ａｌ濃度は、γ´層のほうがγ含有層よりも高く、この傾向はＰｔ−Ｉｒ合金膜を成膜した試験片で顕著であった。この結果は、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相のほうがγ―Ｎｉ固溶体相よりもＡｌの比率が高いこととも一致していた。また、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片では、他の試験片よりもγ含有層でのＡｌ濃度の低下が認められた。この結果は、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片では、γ含有層がγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相を含まず、γ―Ｎｉ固溶体相からなるγ層で形成されていることとも一致していた。

図８に示すＰｔの濃度曲線からも明らかなように、全ての試験片において、γ含有層にＰｔが含まれていると共に、Ｐｔ濃度は、γ´層のほうがγ含有層よりも高かった。この結果は、Ｐｔがγ´−Ｎｉ_３Ａｌ相生成元素であることとも一致していた。図９に示すＩｒの濃度曲線からも明らかなように、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜を成膜した全ての試験片において、γ含有層にＩｒが含まれていると共に、Ｉｒ濃度は、γ含有層のほうがγ´層よりも高かった。この結果は、Ｉｒがγ―Ｎｉ固溶体相生成元素であることとも一致していた。また、図８に示すＰｔの濃度曲線と、図９に示すＩｒの濃度曲線とを比較すると、ＩｒはＰｔよりも基材側への拡散が少ないことが認められた。

全ての試験片において、γ含有層の基材側に拡散層が形成されていた。図８に示すＰｔの濃度曲線からも明らかなように、全ての試験片において、拡散層にＰｔが含まれていた。図９に示すＩｒの濃度曲線からも明らかなように、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜を被覆した全ての試験片では、拡散層にＩｒが含まれていた。拡散層の膜厚は、１０μｍから２０μｍであった。

また、中間層にＩｒを含む試験片では、Ｉｒにおける基材からのＮｉの拡散を抑制する効果が認められた。図６（ａ）から図６（ｄ）で示されるように、中間層にIrが添加されると基材から中間層側へのＮｉの拡散が少なくなった。例えば、表面から深さ方向にＮｉ量が６０at％となる位置を調べると、図６（ａ）に示されるように、中間層にIrが含まれていないと表面から３０μｍ以上の位置になっている。これに対して、図６（ｂ）から図６（ｄ）に示されるように、中間層にIrが含まれているとIrの添加量に関わらず表面から３０μｍ以下の位置となっている。このように中間層にIrを添加することよって、中間層が基材からのＮｉの拡散によって広がらずに（中間層が厚くならずに）安定していることが示されている。

また、図９（ａ）から図９（ｃ）に示すように、拡散層にはＩｒが濃化したＩｒ濃化部が形成されている。図９（ａ）には、表面から深さ方向の距離が約１５μｍの箇所に、Ｉｒ濃度が約５ａｔ％のＩｒ濃化部が形成されていることが示されている。図９（ｂ）には、表面から深さ方向の距離が約１３μｍの箇所に、Ｉｒ濃度が約８ａｔ％のＩｒ濃化部が形成されていることが示されている。図９（ｃ）には、表面から深さ方向の距離が約１３μｍから約１８μｍの箇所に、Ｉｒ濃度が約１０ａｔ％のＩｒ濃化部が形成されていることが示されている。このように拡散層中に形成されるＩｒ濃化部についても、基材から中間層へのNiの拡散を抑制する拡散障壁として寄与している。

（剥離寿命評価試験）
熱遮蔽コーティングした試験片について剥離寿命特性を評価した。試験片の基材には、中間層組織の評価に使用したＮｉ基単結晶合金と同じものを使用した。試験片の形状については、直径１２ｍｍ、厚み５ｍｍの円柱状とした。

中間層を形成するための前処理として、＃１２０のエメリー紙による湿式研磨を行った。次に、実施例１の試験片としてＰｔ膜、実施例２の試験片としてＰｔ−１０ａｔ％Ｉｒ合金膜、実施例３の試験片としてＰｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜、実施例４の試験片としてＰｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜の成膜を電気めっき法により行った。

湿式研磨後、エタノール中で基材を超音波洗浄し、ぬれ性の改善のために電解脱脂、ＨＣｌ浸漬を行い、Ｎｉストライクめっきを施した。そして、基材にＰｔ膜を成膜する場合には、純Ｐｔのみを８μｍ成膜した。また、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜を成膜する場合には、密着性の向上を目的として、厚さ２μｍのＰｔ下地めっきを行った後に、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜を６μｍ成膜した。

Ｐｔ膜の電気めっきには、めっき浴にＰｔ（ＮＨ_３）_２（ＮＯ_２）_２を使用し、電極には白金チタン電極を使用した。また、めっき浴の温度を８０℃とし、電流密度を１．０×１０^２Ａ・ｍ^−２とした。

Ｐｔ−Ｉｒ合金膜の電気めっきには、めっき浴に、Ｎａ_３ＩｒＢｒ_６と、Ｋ_２ＰｔＣｌ_４と、ＮａＢｒと、ＮａＣｌと、Ｃ_１０Ｈ_１４Ｎ_２Ｎａ_２Ｏ_８・２Ｈ_２Ｏと、Ｃ_６Ｈ_８Ｏ_７とを混合した混合液を使用し、電極には白金チタン電極を使用した。また、めっき浴の温度を８０℃とし、電流密度を１．０×１０^２Ａ・ｍ^−２とした。Ｐｔ−Ｉｒ合金膜の合金組成の制御については、Ｎａ_３ＩｒＢｒ_６と、Ｋ_２ＰｔＣｌ_４との比率を変えることにより行った。

そして、Ｐｔ膜またはＰｔ−Ｉｒ合金膜を基材に成膜した後、真空中（１×１０^−２Ｐａから１×１０^−１Ｐａ）、１０５０℃、１時間から１０時間の熱処理を行って中間層を形成した。

熱遮蔽層として中間層の上にイットリアで安定化させた安定化ジルコニア（ＺｒＯ_２−４ｍｏｌ％Ｙ_２Ｏ_３）膜を成膜した。安定化ジルコニア膜の成膜には、電子ビーム物理蒸着法（ＥＢ−ＰＶＤ法）を用いた。安定化ジルコニア膜の膜厚については、１８０μｍとした。

次に、熱遮蔽コーティングした試験片に熱サイクルを負荷した。熱サイクル条件については、大気中１１３５℃で１時間保持後、１時間の空冷を１サイクルとして、熱遮蔽コーティングが約２５％剥離した時点を剥離寿命とした。なお、剥離寿命については、各試験片について５体の平均で算出した。

熱サイクルを負荷した結果、各試験片の剥離寿命については、実施例１の試験片では３６０回であり、実施例２の試験片では３９０回であり、実施例３の試験片では５１０回であり、実施例４の試験片では３８０回であった。この試験結果より、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜を成膜したものについては、Ｐｔ膜を成膜したものよりも良好な剥離寿命を有することが明らかになった。また、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜において、少なくともＩｒの比率が１０ａｔ％以上３０ａｔ％以下のＰｔ−Ｉｒ合金膜を成膜したものは良好な剥離寿命を有しており、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜したものが最も良好な剥離寿命を有していた。

また、上記の剥離評価試験とは別に、大気中１１３５℃で１時間保持後、１時間の空冷を１サイクルとして、１００サイクル行った後に、実施例３の試験片について断面観察を行った。図１０は、実施例３の試験片の断面のＳＥＭ写真である。熱遮蔽層と中間層と基材とは、良好な密着性を有していた。

（酸化特性評価試験）
基材の表面に中間層を形成して酸化特性評価試験を行った。基材と、中間層の形成方法については剥離寿命評価試験と同じである。酸化特性評価用の試験片では、安定化ジルコニア膜が被覆されていないものを使用した。

酸化特性評価試験の試験条件については、大気中１１３５℃で１時間保持後、１時間の空冷を１サイクルとして、１００サイクル行った。酸化特性の評価については、１００サイクル後の酸化皮膜の厚みで評価した。酸化皮膜の厚みの測定についてはＳＥＭ観察で行った。

図１１は、酸化特性評価試験結果を示すグラフである。図１１のグラフでは、各試験片における酸化皮膜の厚みを黒四角形で示している。Ｐｔ―Ｉｒ合金膜を成膜した試験片は、Ｐｔ膜を成膜した試験片よりも酸化皮膜の厚みが小さかった。

図１２は、熱サイクル負荷後における各試験片の表面に形成された酸化皮膜のＳＥＭ写真であり、図１２（ａ）は、Ｐｔ膜を成膜した試験片のＳＥＭ写真であり、図１２（ｂ）は、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のＳＥＭ写真である。Ｐｔ膜を成膜した試験片では酸化皮膜に割れが認められたが、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片では酸化皮膜に割れが認められなかった。また、いずれの試験片についても酸化皮膜は、アルミナを主体とする酸化物で形成されていた。

次に、大気中１１３５℃で１時間保持後、１時間の空冷を１サイクルとして、３００サイクル繰り返し、単位面積当たりの酸化重量増加量を測定して酸化特性を評価した。

図１３は、酸化特性評価試験結果を示すグラフである。図１３のグラフでは、横軸にサイクル数を取り、縦軸に酸化重量増加量（ｍｇ・ｃｍ^−２）を取り、Ｐｔ膜を成膜した試験片を黒四角形で表し、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片を黒丸で表し、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片を黒三角形で表している。

Ｐｔ膜を成膜した試験片よりも、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜及びＰｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片のほうが酸化重量増加量が小さかった。また、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片は、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片よりも酸化重量増加量が小さかった。

これらの結果から、Ｐｔ膜を成膜するよりも、Ｐｔ−Ｉｒ合金膜を成膜したほうが、酸化皮膜の成長と、酸化皮膜の割れを抑制できることがわかった。また、Ｐｔ−２０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片は、Ｐｔ−３０ａｔ％Ｉｒ合金膜を成膜した試験片より、耐酸化性に優れていることがわかった。

１０ 熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品、１２ 基材、１４ 中間層、１６ 熱遮蔽層、１８ γ´層、２０ γ含有層、２２ 拡散層。

Claims (9)

1. 熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品であって、
   Ａｌを含有するＮｉ合金で形成された基材と、
   前記基材の表面に形成された中間層と、
   前記中間層の表面に形成され、セラミックスで形成された熱遮蔽層と、
   を備え、
   前記中間層は、
   熱遮蔽層側の表面に、γ―Ｎｉ固溶体相が含まれていなく、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相の単一相で形成され、ＰｔとＩｒとを含むγ´層と、
   前記γ´層の基材側に、γ―Ｎｉ固溶体相とγ´−Ｎｉ _３ Ａｌ相とにより形成され、ＰｔとＩｒとを含むγ＋γ´層、またはγ―Ｎｉ固溶体相で形成され、ＰｔとＩｒとを含むγ層からなるγ含有層と、を有し、
   Ｐｔ濃度は、前記γ´層のほうが前記γ含有層よりも高く、
   Ｉｒ濃度は、前記γ含有層のほうが前記γ´層よりも高いことを特徴とする熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品。
2. 請求項１に記載の熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品であって、
   前記γ´層における熱遮蔽層側の表面は、０μｍより大きく５μｍ以下の周期で凹凸状に形成されていることを特徴とする熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品。
3. 請求項１または２に記載の熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品であって、
   前記γ含有層は、γ―Ｎｉ固溶体相の比率が５０％より大きく１００％以下であることを特徴とする熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品。
4. 請求項１から３のいずれか１つに記載の熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品であって、
   前記中間層は、前記γ含有層の基材側に、前記基材にＰｔとＩｒとが拡散して形成された拡散層を有し、前記拡散層は、Ｉｒが濃化して形成されたＩｒ濃化部を有していることを特徴とする熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品。
5. 請求項１から４のいずれか１つに記載の熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品であって、
   前記Ｎｉ合金は、ＲｅとＲｕとを含むことを特徴とする熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品。
6. 熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法であって、
   Ａｌを含むＮｉ合金で基材を形成する基材形成工程と、
   前記基材の表面に、Ｉｒの比率が１０ａｔ％以上２０ａｔ％以下のＰｔ―Ｉｒ合金膜を成膜した後に、熱処理温度が１０００℃以上１1００℃未満、熱処理時間が１時間から１０時間で熱処理して、表面側にγ―Ｎｉ固溶体相が含まれていなく、γ´−Ｎｉ_３Ａｌ相の単一相で形成され、ＰｔとＩｒとを含むγ´層と、前記γ´層の基材側に、γ―Ｎｉ固溶体相とγ´−Ｎｉ _３ Ａｌ相とにより形成され、ＰｔとＩｒとを含むγ＋γ´層からなるγ含有層と、を有し、Ｐｔ濃度は、前記γ´層のほうが前記γ含有層よりも高く、Ｉｒ濃度は、前記γ含有層のほうが前記γ´層よりも高い中間層を形成する中間層形成工程と、
   前記中間層の表面にセラミックスで熱遮蔽層を形成する熱遮蔽層形成工程と、
   を備えることを特徴とする熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法。
7. 請求項６に記載の熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法であって、
   前記中間層形成工程において、前記γ´層における熱遮蔽層側の表面を、０μｍより大きく５μｍ以下の周期で凹凸状に形成することを特徴とする熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法。
8. 請求項６または７に記載の熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法であって、
   前記基材形成工程において、
   前記Ｎｉ合金は、ＲｅとＲｕとを含むことを特徴とする熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法。
9. 請求項６から８のいずれか１つに記載の熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法であって、
   前記Ｎｉ合金は、質量比で、Ｃｏ：１５．０質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上６．５質量％以下、Ｗ：３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：１．０質量％以下、Ｈｆ：０．５質量％以下、Ｎｂ：３．０質量％以下、Ｒｅ：３．０質量％以上８．０質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有し、なお且つ、Ｐ１(パラメータ１)＝１３７×［Ｗ(質量％)］＋２４×［Ｃｒ(質量％)］＋４６×［Ｍｏ(質量％)］−１８×［Ｒｅ(質量％)］としたときに、Ｐ１≦７００を満足するＮｉ基単結晶超合金であることを特徴とする熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品の製造方法。