JP6460336B2 - Ｎｉ基高強度耐熱合金部材、その製造方法、及びガスタービン翼 - Google Patents

Description

本発明は、大型のガスタービン翼などの、高温強度が要求される用途に使用されるＮｉ基高強度耐熱合金部材、及びそのＮｉ基高強度耐熱合金部材の製造方法と、そのＮｉ基高強度耐熱合金部材からなるガスタービン翼に関するものである。

周知のようにガスタービンは、圧縮機吐出空気に燃料を噴霧し、燃焼させてタービン駆動用の高温高圧ガスを生成し、この高温高圧ガスによりガスタービン翼を回転させてシャフトを回転させ、動力を得るものである。このようなガスタービンでは、その翼（ガスタービン翼）が、高温高圧を受ける。そこでガスタービン翼としては、高い高温強度を有するＮｉ基耐熱合金の単結晶組織または一方向凝固組織を有する柱状晶組織を有する鋳造材が従来から使用されている。

現状では、１６００℃級ガスタービンが、最も高効率なガスタービンとして運転されているが、環境保全の観点から、世界各国で、より高効率化した次世代の高効率ガスタービンの開発が進められている。それに伴い、高効率化及び信頼性向上に寄与するために、ガスタービン翼で代表される高温部品の高強度化が、従来よりも一層強く求められるようになっている。

ところで産業用ガスタービン動翼は、大型で高い遠心応力が発生するものであり、とりわけ後段のタービン翼は、著しく大型であるため遠心応力も著しく高く、そのためタービン側材料としても、高温強度、とりわけ高温クリープ強度が充分に大きいことが望まれる。また大型の後段のタービン翼は、その自重も大きく、したがってエンジンの高効率化のためには、強度は維持しながらも、密度が小さいこと、すなわち強度を密度で除した値である比強度が高いことが望まれる。

ここで、単結晶合金は、一方向凝固合金よりも強度特性が優れるが，鋳造欠陥に敏感であるため、大型のタービン翼を単結晶合金として製造することは困難である。そこで、大型のタービン翼としては、比較的製造しやすい一方向凝固合金を使用するのが通常である。したがって、大型のタービン翼に最適となるように、一方向凝固合金の高強度化が強く求められている。しかしながら、低密度と高強度（特に高温クリープ強度）との両立は、技術的ハードルが高いと言わざるを得ない。

ところでＮｉ基耐熱合金は、いわゆる超合金の代表的な合金であり、マトリックス（基地）としてのγ相（ガンマ相）中に、Ｎｉ_３ＡｌやＮｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ）などのγ’相（ガンマプライム相）が析出することによって、その析出強化の効果によって高強度が得られるものであり、また微量添加元素によっては、Ｎｉ３Ｎｂなどのγ’’相（ガンマダブルプライム相）が析出して析出強化に寄与することもある。また、マトリックスとしてのγ相についても、合金元素の固溶による強化（固溶強化）を図るのが一般的である。そこで、これらの析出強化や固溶強化などの強化機構を総合的に有効活用することによって、高強度化を図ることが可能である。

このようなガスタービン翼に使用されるＮｉ基耐熱合金として、高温での高強度化を図った合金としては、例えば特許文献１に示すような合金がある。

特開２００７−１６２０４１号公報

前述のように、一方向凝固合金からなる大型のガスタービン翼については、従来よりも一層の高強度化、とりわけ高温クリープ強度の一層の向上が強く要請され、また同時に高強度は確保しながらも、密度が低いこと、すなわち比強度が高いことが強く望まれている。しかしながら、例えば特許文献１に示されるような従来のＮｉ基耐熱合金では、一方向凝固合金としては、強度、とりわけ高温クリープ強度が未だ充分ではなく、また低密度化も充分ではなかったのが実情である。
本発明は以上の事情を背景としてなされたもので、強度、とりわけ高温クリープ強度が充分に高く、同時に低密度化も達成されたＮｉ基高強度耐熱合金部材を提供することを基本的な課題としている。また同時に、そのようなＮｉ基高強度耐熱合金部材を実際的に製造し得る方法、及びその合金を用いたガスタービン翼を提供することをも課題としている。

前述の課題を解決するべく、本発明者等がＮｉ基耐熱合金の各成分元素が、高温強度、とりわけ高温クリープ強度、及び密度に及ぼす影響について、詳細に実験・検討を重ねた結果、前記課題を解決し得る最適な成分組成範囲を見い出し、本発明をなすに至った。

具体的には、本発明の基本的な態様（第１の態様）のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、
質量％で、
Ｃｏ：５〜１２％、
Ｃｒ：５〜1２％
Ｍｏ：０．５〜３．０％、
Ｗ：３．０〜６．０％、
Ａｌ：５．５〜７．２％、
Ｔｉ：１．０〜３．０％、
Ｔａ：１．５〜６．０％、
Ｒｅ：０〜２．０％、
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
を含有し、
残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
かつ各成分の含有量（質量％）によって下記の（１）式によって定義されるＰ１を第２相形状パラメータとし、前記第２相形状パラメータＰ１が、−０．４〜−０．２４の範囲内となるように、各成分の含有量を定めたＮｉ基合金によって構成され、
前記Ｎｉ基合金の密度が８．５ｇ／ｃｍ^３未満であることを特徴とするものである。
Ｐ１＝１．２−０．００３６×［％Ｃｏ］−０．０２３×［％Ｃｒ］
−０．０７２×［％Ｍｏ］−０．０２９×［％Ｗ］−０．１２×［％Ａｌ］
−０．０７２×［％Ｔｉ］−０．０１４×［％Ｔａ］−０．０６×［％Ｒｅ］
−０．１３×［％Ｃ］ ・・・・・・（１）

このようなＮｉ基高強度耐熱合金部材は、そのＮｉ基合金の成分を、前述のような成分組成範囲内となるように調整するとともに、第２相形状パラメータＰ１を、−０．４〜−０．２４の範囲内となるように各成分量を調整することによって、高温強度、とりわけ高温クリープ強度が高く、しかも低密度としても高い高温クリープ強度が得られ（すなわち比強度が高く）、さらに耐酸化性などのガスタービン翼などに求められる特性も優れた合金部材とすることができる。

また本発明の第２の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、前記第１の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材において、前記Ｎｉ基合金が、さらにＢ：０．００５〜０．０３０％、Ｈｆ：０．０１〜０．１５％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とするものである。

また本発明の第３の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、前記第１又は第２の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材において、前記Ｎｉ基合金におけるＭｏ含有量が１．０〜２．５％の範囲内であることを特徴とするものである。

また本発明の第４の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、前記第１又は第２の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材において、前記Ｎｉ基合金におけるＡｌ含有量が５．８〜６．４％の範囲内であることを特徴とするものである。

また本発明の第５の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、前記第１又は第２の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材において、前記Ｎｉ基合金におけるＴｉ含有量が１．５〜３．０％の範囲内であることを特徴とするものである。

さらに本発明の第６の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、前記第１の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材において、前記Ｎｉ基合金は、前記第２相形状パラメータＰ１が、−０．３５〜−０．２６の範囲内となるように、各成分の含有量を定めたものであることを特徴とするものである。

そしてまた本発明の第７の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、前記第１〜第６のいずれかの態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材において、
前記Ｎｉ基合金が、
各成分の含有量（質量％）によって下記の（２）式によって定義されるＰ２を相安定性パラメータとし、その相安定性パラメータＰ２が、−１．０〜０となるように、各成分の含有量を定めたものであることを特徴とするものである。
Ｐ２＝０．０６×［％Ｃｏ］＋０．４４×［％Ｃｒ］
＋０．６×［％Ｍｏ］＋０．４８×［％Ｗ］＋２．２×［％Ａｌ］
＋１．８×［％Ｔｉ］＋０．６５×［％Ｔａ］＋０．３５×［％Ｒｅ］
−０．４６×［％Ｃ］−２６．４ ・・・・・・（２）

このような第7の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材では、相安定性パラメータＰ２を、０（ゼロ）以下となるように各成分量を調整することによって、高温長時間使用時においても、材料を脆化させる原因となる有害相（後述するＴＣＰ相）が析出することを防止できると同時に、高い高温クリープ強度を確保することができる。

さらに本発明の第8の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、前記第7の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材において、前記Ｎｉ基合金は、前記相安定性パラメータＰ２が−０．７〜０の範囲内となるように、各成分の含有量を定めたものであることを特徴とするものである。

また本発明の第９の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、前記第１〜第８のいずれかの態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材が、一方向凝固による鋳造材であることを特徴とするものである。

従来の一般的なＮｉ基合金では、一方向凝固による鋳造材では、単結晶材よりも強度特性が劣るのが通常であるが、本発明の成分組成範囲内のＮｉ基合金では、一方向凝固合金でも、単結晶材と比較して遜色のない強度特性が得られる。

そしてまた本発明の第１０の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材の製造方法は、前記第１〜第８のいずれかの態様に記載のＮｉ基合金を用い、そのＮｉ基合金の一方向凝固による鋳造材について、溶体化熱処理として、１１８０〜１３２０℃の範囲内の温度に加熱して冷却し、引き続き安定化熱処理として、１０５０〜１１５０℃の範囲内の温度に加熱して冷却した後、時効熱処理として８００〜９００℃の範囲内の温度に４時間以上加熱することを特徴とするものである。

また、本発明の第１１の態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材の製造方法は、前記第１０の態様の製造方法において、Ｎｉ基高強度耐熱合金部材として、ガスタービン翼を製造するものである。

そしてまた本発明の第１２の態様のガスタービン翼は、前記第１〜第９のいずれかの態様のＮｉ基高強度耐熱合金部材からなるものである。

本発明のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、高温強度、とりわけ高温クリープ強度が高く、しかも低密度としても高い高温クリープ強度が得られ（すなわち比強度が高く）、さらに耐酸化性などの特性も優れている。

Ｎｉ基合金における第２相形状パラメータＰ１と９００℃クリープ強度との関係を示すグラフである。

以下、本発明のＮｉ基高強度耐熱合金部材、その製造方法、及びタービン翼について、詳細に説明する。

＜合金の成分組成＞
本発明のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、基本的には、合金の成分組成として、質量％で、Ｃｏ：５〜１２％、Ｃｒ：５〜1２％、Ｍｏ：０．５〜３．０％、Ｗ：３．０〜６．０％、Ａｌ：５．５〜７．２％、Ｔｉ：１．０〜３．０％、Ｔａ：１．５〜６．０％、Ｒｅ：０〜２．０％、Ｃ：０．０１〜０．２０％を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる。
また本発明のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、上記の各成分のほか、必要に応じて、Ｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｈｆ：０．０１〜０．１５％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％のうちの１種又は２種以上を含有していてもよい。
このような合金の成分組成の限定理由は、次の通りである。

［Ｃｏ：５〜１２％］
Ｃｏは、Ｔｉ、Ａｌ等を高温でマトリックスに固溶させる限度（固溶限）を大きくさせるという溶体化促進効果を有する。そのため、熱処理によってγ’相（ＮｉとＴｉ，Ａｌ，Ｔａ等の化合物）を微細分散析出させてＮｉ基合金の強度を向上させる作用をもたらす。但し、Ｃｏ量が多すぎれば、後述する有害相の析出を促進してしまう。そこでこれらのバランスから、Ｃｏ含有量を定めた。すなわちＣｏ量が１２％を越えれば、高温長時間使用時に有害相が析出して、脆化を招き、一方Ｃｏ量が５％未満では、Ｃｏ添加による溶体化促進効果を充分に発揮させることが困難となる。そこでＣｏの含有量は、５〜１２％の範囲内とした。なおＣｏの含有量は、上記の範囲内でも、特に５〜１０％の範囲内が望ましい。

［Ｃｒ：５〜1２％］
Ｃｒは、高温での耐酸化性を向上させるために有効な元素であり，合金中におけるＣｒ量を多くするほどその効果は顕著となる。Ｃｒ量が５％未満では、Ｃｒの添加による高温耐酸化性の向上が充分に図れなくなる。一方、Ｃｒ量が１２％を越えれば有害相の析出を招き、強度低下、延性低下を引き起こすため好ましくない。そこでＣｒの含有量は、５〜1２％の範囲内とした。なおＣｒの含有量は、上記の範囲内でも、有害相の析出をより確実に抑制するため、５〜1０％の範囲内が望ましい。

［Ｍｏ：０．５〜３．０％］
Ｍｏは、マトリックスであるγ相に固溶して、固溶強化による強度向上に効果がある。但しＭｏ量が多ければ、合金の比重が大きくなって、比強度が低下するおそれがあり、また有害相が析出して強度低下、延性低下を引き起こし、特にＭｏ量が３．０％を越えれば、その傾向が強くなる。一方、Ｍｏ量が０．５％未満では、固溶強化による強度向上の効果が充分に得られない。そこでＭｏの含有量は、０．５〜３．０％の範囲内とした。なおＭｏの含有量は、上記の範囲内でも、特に１．０〜２．５％の範囲内が望ましい。

［Ｗ：３．０〜６．０％］
Ｗも、Ｍｏと同様に、マトリックスであるγ相に固溶して、固溶強化による強度向上に効果がある。但しＷ量が多ければ、合金の比重が大きくなって、比強度が低下するおそれがあり、また有害相が析出して強度低下、延性低下を引き起こし，特にＷ量が６．０％を越えれば、その傾向が強くなる。一方、Ｗ量が３．０％未満では、固溶強化による強度向上の効果が充分に得られない。そこでＷの含有量は、３．０〜６．０％の範囲内とした。なおＷの含有量は、上記の範囲内でも、特に３．０〜５．０％の範囲内が望ましい。

［Ａｌ：５．５〜７．２％］
Ａｌは、γ’相を生成する元素であり、γ’相析出粒子による析出強化によって合金の高温強度、とりわけ高温クリープ強度を高めるとともに、高温での耐酸化性、耐食性向上にも効果がある。またＡｌは、軽量元素であることから、Ａｌ量が多ければ、比強度を高めるために効果がある。Ａｌ量が７．２％を越えれば、有害相が析出して強度低下、延性低下を引き起こすおそれがある。一方、Ａｌ量が５．５％未満では、γ’相の析出量が少なくなって、析出粒子による析出強化が充分に図れなくなるおそれがある。そこでＡｌの含有量は、５．５〜７．２％の範囲内とした。なおＡｌの含有量は、上記の範囲内でも、特に５．８〜６．４％の範囲内が望ましい。

［Ｔｉ：１．０〜３．０％］
ＴｉもＡｌと同様に、γ’相を生成する元素であり、γ’相析出粒子による析出強化によって合金の高温強度、とりわけ高温クリープ強度を高めるとともに、高温での耐酸化性、耐食性向上にも効果がある。またＴｉは、軽量元素であることから、Ｔｉ量が多ければ、比強度を高めるために効果がある。Ｔｉ量が３．０％を越えれば、有害相が析出して強度低下，延性低下を引き起こすそれがある。一方、Ｔｉ量が１．０％未満では、γ’相の析出量が少なくなって、析出粒子による析出強化が充分に図れなくなるおそれがある。そこでＴｉの含有量は、１．０〜３．０％の範囲内とした。なおＴｉの含有量は、上記の範囲内でも、特に１．５〜３．０％の範囲内が望ましい。

［Ｔａ：１．５〜６．０％］
Ｔａも、ＡｌやＴｉと同様に、γ’相を生成する元素であり、γ’相析出粒子による析出強化によって合金の高温強度、とりわけ高温クリープ強度を高めるとともに、高温での耐酸化性、耐食性向上にも効果がある。但し、Ｔａ量が６．０％を越えれば、有害相が析出して強度低下，延性低下を引き起こすおそれがある。一方、Ｔａ量が１．５％未満では、γ’相の析出量が少なくなって、析出粒子による析出強化が充分に図れなくなるおそれがある。
そこでＴａの含有量は、１．５〜６．０％の範囲内とした。なおＴａの含有量は、上記の範囲内でも、特に２．０〜５．０％の範囲内が望ましい。

［Ｈｆ：０．０１〜０．１５％］
Ｈｆは、耐酸化性向上と結晶粒界を強化し，強度および延性を向上させる効果があり、そこで必要に応じて添加される。但し、Ｈｆ量が０．１５％を越えれば、結晶粒界部の局所的な融点を下げて強度低下を引き起こすおそれがある。一方、Ｈｆ量が０．０１％未満では粒界強化の効果が充分に得られない。そこでＨｆを添加する場合のＨｆ含有量は、０．０１〜０．１５％の範囲内とした。なおＨｆの含有量は、上記の範囲内でも、特に０．０１~０．１０％の範囲内が望ましい。なおＨｆ量下限の０．０１％とは、Ｈｆを必要に応じて積極的に添加する場合の下限であって、不純物として０．０１％未満のＨｆが含まれることが許容されることはもちろんである。

［Ｒｅ：０〜２．０％］
Ｒｅは、耐食性向上に効果があり、またＭｏやＷと同様に、マトリックスであるγ相に固溶して、固溶強化による強度向上に効果がある。但しＲｅは高価な元素であり、一方、マトリックスの固溶強化は、ＭｏやＷの添加によって図ることが可能であるから、比較的少量に抑えることが望ましく、その観点からＲｅ量は、２．０％以下とした。なおＲｅは、必ずしも添加しなくてもよく、そこでＲｅ量は０〜２．０％の範囲内と規定した。なおＲｅ量は、上記の範囲内でも、特に０〜１．５％の範囲内が望ましい。

［Ｃ：０．０１〜０．２０％］
Ｃは、マトリックスであるγ相の粒界を強化して、高温クリープ強度を向上させる効果がある。Ｃ量が０．２０％を越えれば、炭化物の生成が多くなりすぎ延性が低下するおそれがある。一方、Ｃ量が０．０１％未満では、Ｃの添加による粒界強化効果が期待できない。そこでＣの含有量は、０．０１〜０．２０％の範囲内とした。なおＣの含有量は、上記の範囲内でも、特に０．０１〜０．１５％の範囲内が望ましい。

［Ｂ：０．００５〜０．０３０％］
ＢもＣと同様に、マトリックスであるγ相の粒界を強化して、高温クリープ強度を向上させる効果があり、そこで必要に応じて添加される。Ｂを添加する場合のＢ量が０．０３０％を越えれば、ホウ化物を生成し延性が低下するおそれがある。一方、Ｂ量が０．００５％未満では、Ｂの添加による粒界強化効果が期待できない。そこでＢ含有量は、０．００５〜０．０３０％の範囲内とした。なおＢの含有量は、上記の範囲内でも、特に０．０１０~０．０２０％の範囲内が望ましい。なおまた、Ｂ量下限の０．００５％とは、Ｂを必要に応じて積極的に添加する場合の下限であって、不純物として０．００５％未満のＢが含まれることが許容されることはもちろんである。

［Ｚｒ：０．００１〜０．０２％］
Ｚｒも、マトリックスであるγ相の粒界を強化して、高温クリープ強度を向上させる効果があり、そこで必要に応じて添加される。Ｚｒを添加する場合のＺｒ量が０．０２％を越えれば、結晶粒界部の局所的な融点を下げて強度低下を引き起こすおそれがある。一方、Ｚｒ量が０．００１％未満では、Ｚｒの添加による粒界強化効果が期待できない。そこでＺｒの含有量は、０．００１〜０．０２％の範囲内とした。なおＺｒの含有量は、上記の範囲内でも、特に０．００５~０．０２％の範囲内が望ましい。なおまた、Ｚｒ量下限の０．００１％とは、Ｚｒを必要に応じて積極的に添加する場合の下限であって、不純物として０．００１％未満のＺｒが含まれることが許容されることはもちろんである。

以上の各元素の残部は、Ｎｉ及び不可避的不純物とする。なおこの種のＮｉ基合金には不可避的不純物として、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ｎなどが含まれることがあるが、これらは、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕについてはそれぞれ０．５％以下、Ｐ、Ｓ、Ｎについてはそれぞれ０．０１％以下とすることが望ましい。

＜Ｎｉ基合金の密度＞
本発明のＮｉ基高強度耐熱合金部材におけるＮｉ基合金は、前述のような成分組成を有し、且つその密度が、８．５ｇ／ｃｍ^３未満とされたものである。すなわち前述のように大型のガスタービン翼では、密度が大きければ、その自重も大きく、エンジンの効率の低下を招くが、密度を８．５ｇ／ｃｍ^３未満の低密度とすることによって、大型のガスタービン翼でも、エンジン効率の低下を防止することができる。
ここで、従来の一般的なＮｉ基合金では、低密度化を図れば、それに伴って強度の低下、特に高温クリープ強度の低下を招くおそれが強い。しかるに本発明で規定する成分組成範囲内のＮｉ基合金では、成分組成を適切に調整することによって、低密度化を達成しながら、高い高温クリープ強度が得られているのである。
すなわち本発明者等が、本発明の成分組成範囲内の一方向凝固による鋳造材について、９００℃クリープ寿命と密度との関係を調べたところ、本発明のＮｉ基合金は、高い高温クリープ強度を確保しながら、従来合金よりも低密度化を図り得ることが確認されている。
なおＮｉ基合金の密度は、８．４ｇ／ｃｍ^３未満とすることが好ましい。

前述のような成分組成範囲内となるように各合金元素の添加量を調整することによって、高温強度、とりわけ高温クリープ強度が高く、しかも低密度としても高い高温クリープ強度が得られ（すなわち比強度が高く）、さらに耐酸化性などのガスタービン翼に求められる特性も優れた合金部材とすることができる。

但し、より確実かつ安定して高い高温クリープ強度を確保するためには、各合金の成分量によって決定される下記（１）式のパラメータ（第２相形状パラメータ）Ｐ１が、−０．４〜−０．２４の範囲内となるように、各成分量を調整することが望ましい。このような第２相形状パラメータＰ１について、次に説明する。

＜第２相形状パラメータＰ１＞
Ｎｉ基合金においては、第２相としてγ’相（ガンマプライム相）が、析出粒子として存在し、この第２相粒子による析出強化効果が、Ｎｉ基合金の強度向上、とりわけ高温クリープ強度の向上に寄与する。さらに、高温クリープ強度には、第２相粒子（γ’相析出粒子）の形状（断面形状が円形に近いか又は円形から離れているか）が大きな影響を与えることを知見した。そしてそのγ’相析出粒子の形状に関する指標として、各合金元素の含有量から求められる下記（１）式の第２相形状パラメータＰ１を、−０．４〜−０．２４の範囲内となるように、各成分量を調整することによって、確実かつ安定して高い高温クリープ強度を確保し得ることを新規に見出した。
Ｐ１＝１．２−０．００３６×［％Ｃｏ］−０．０２３×［％Ｃｒ］
−０．０７２×［％Ｍｏ］−０．０２９×［％Ｗ］−０．１２×［％Ａｌ］
−０．０７２×［％Ｔｉ］−０．０１４×［％Ｔａ］−０．０６×［％Ｒｅ］
−０．１３×［％Ｃ］ ・・・・・・（１）
なお（１）式において、各％は、すべてmass％である。
また第２相形状パラメータＰ１は、上記の−０．４〜−０．２４の範囲内でも、特に−０．３５〜−０．２６の範囲内とすることが望ましい。

このような第２相形状パラメータＰ１が有効であると認識するに至った経緯、知見について、さらに詳細に説明する。
前述のようにＮｉ基合金においては、第２相としてγ’相（ガンマプライム相）が、析出粒子として存在し、この第２相粒子による析出強化効果が、Ｎｉ基合金の強度向上、とりわけ高温クリープ強度の向上に寄与する。そこでＮｉ基合金の設計においては、強度以外の特性を阻害しない程度に、適切な量のγ’相を析出させるように、そのγ’相を生成する添加元素（Ａｌを主体とし、そのほかＴｉやＴａ等）の添加量を適切に設定するのが通常である。しかしながら、γ’相の析出粒子による強化には、γ’相構成元素の絶対的な量のみならず、γ’相析出粒子の形状も大きく影響を与えることを知見した。

すなわち、γ’相析出粒子の形状は、球形（断面形状として円形）のものから、方形状、多角形状、扁平形状、あるいはそれらの中間的形状など、種々の形状となる。そして、γ’相の析出形状には、マトリックスであるγ相の結晶の格子定数と、析出粒子であるγ’相の結晶の格子定数との差が大きな影響を与える。すなわち、γ相の結晶の格子定数と、γ’相の結晶の格子定数との差が小さいほどγ’相析出粒子の形状が真球体に近い形状（したがって断面形状としては真円に近い形状）となり、その差が大きいほど、真球体状から離れて、方形や多角形状、扁平状となる。そして、γ’相の格子定数からγ相の格子定数を引いた値を、両者の平均で割った値をγ’相析出粒子の形状を表す指標（第２相形状指標）として用いることができる。またここで、γ’相析出粒子の形状は、マトリックスであるγ相とγ’相析出粒子との接触界面の状況（例えば滑らかであるか、角張っているか、また界面に凹凸があるか否か等）を左右する。そしてその接触界面の状況が、Ｎｉ基合金における高温クリープ時の亀裂発生状況や亀裂進展状況に影響を与え、結果的に高温クリープ強度に影響を与えると考えられる。

ここで、マトリックスのγ相は、Ｎｉに、合金元素の一部（Ｗ、Ｍｏ、Ｒｅなど，そのほかＣｒやＣｏなどの一部）が固溶した相であり、一方、析出粒子のγ’相は、Ｎｉ_３Ａｌ相を主体として、そのほかＴｉやＴａが複合した相である。そのため、マトリックスであるγ相の結晶の格子定数と、析出粒子であるγ’相の結晶の格子定数は、これらの元素の添加量によって変化し、また元素の種類によって格子定数に与える影響も異なる。したがって、γ’相の析出形状にも、添加元素の種類及び添加量が影響を与えることになる。言い換えれば、添加元素の種類、添加量によって、上記のγ’相の析出形状に関する前述の第２相形状指標も変化し、強度、とりわけ高温クリープ強度に影響を与えることを知見した。

そこで本発明者等が、本発明で規定する成分組成範囲内で、各添加元素がγ相の結晶の格子定数とγ’相の結晶の格子定数に及ぼす影響の程度、ひいては上記のγ’相の析出形状に関する第２相形状指標の値に及ぼす影響の程度と、高温クリープ強度との関係を詳細に調査、整理したところ、前記（１）式で規定されるＰ１の値を第２相形状パラメータとすれば、その第２相形状パラメータＰ１と高温クリープ強度との間に一定の相関関係があることを新規に見い出した。

具体的には、一方向凝固によるＮｉ基合金鋳造材の第２相形状パラメータＰ１を種々変化させて、一般的な高温クリープ強度の指標としての９００℃クリープ寿命との関係を調べたところ、図１に示す結果が得られた。なお、図１では、従来の一般的なＮｉ基耐熱合金（一方向凝固による鋳造材）の９００℃クリープ寿命に対する比の値（規格化した値）を縦軸として示している。したがって図１において、縦軸の値が１の場合に９００℃クリープ寿命が従来合金と同じであることを意味している。
なおここで、図１の横軸の第２相形状パラメータＰ１は、γ’相析出粒子の形状が真球体である場合に、その値Ｐ１が０（ゼロ）となり、真球体から離れて角張った形状となるほど、Ｐ１の値はマイナス側に大きくなる値となるように（１）式を定めている。

図１から分かるように、第２相形状パラメータＰ１が、−０．５付近から−０．１付近までマイナス側からプラス側に変化する際に、−０．５付近から−０．３付近まではクリープ寿命が長くなって、−０．３付近でピークとなり、−０．３付近を越えれば、逆にクリープ寿命が短くなることが判明した。そして、第２相形状パラメータＰ１が、−０．４〜−０．２４の範囲内で、従来のＮｉ基合金の９００℃クリープ寿命の１．２倍以上となること、したがって従来合金よりも高温クリープ強度特性が大幅に改善されることが確認された。そこで、第２相形状パラメータＰ１の値は、−０．４〜−０．２４の範囲内が好ましいこととしている。
さらに、図１から明らかなように、第２相形状パラメータＰ１が、−０．３５〜−０．２６の範囲内では、９００℃クリープ寿命が従来合金の１．６倍を超える。このように９００℃クリープ寿命が従来合金の１．６倍を超えれば、耐用温度も従来合金より３０℃程度以上高くなることが確認されている。そこで、第２相形状パラメータＰ１の値の、より好ましい範囲を、−０．３５〜−０．２６としている。
なお、第２相形状パラメータＰ１が−０．３付近のピークでは、９００℃クリープ寿命は従来合金の２．０倍〜２．２倍程度となる。

なお、第２相形状パラメータＰ１を定義する（１）式では、必要に応じて添加されるＢ、Ｈｆ、Ｚｒの量は含めていないが、これらの元素を添加する場合の添加量は、いずれも微量であって、γ’相析出粒子の形状に与える影響はごくわずかであり、それにともなって９００℃クリープ寿命に対する影響もごくわずかに過ぎない。そこで（１）式には、Ｂ、Ｈｆ、Ｚｒの量は含めていない。

＜相安定性パラメータＰ２＞
Ｎｉ基合金においては、高温での使用前には存在しなかったある種の相、すなわちＴＣＰ相（Topologically Close Packed相）が，高温長時間使用時に析出する現象が生じることがある。このＴＣＰ相は、細長い針状の析出物であって、脆化を生じさせるものである。したがってＴＣＰ相が存在すれば、Ｎｉ基合金の高温強度及び延性を低下させるため、有害相と言うことができる。そのため、高温で長時間使用するガスタービン翼などにおいては、有害層（ＴＣＰ相）の析出をできるだけ抑えることが望まれる。そこで、このような有害相の析出を抑えるための指標として、相安定性パラメータＰ２を、下記の（２）式に示すように、合金成分組成に応じた指標として定めている。この相安定性パラメータＰ２について、次に詳細に説明する。

上記の有害層（ＴＣＰ相）は、Ｒｅ，Ｗ等の強化元素の添加量が多い場合に析出することが知られており、そこで、本発明者等が、Ｎｉ基合金の各合金元素の添加量と、有害層の析出のしやすさを、多数の実験結果によるデータに基づいて、重回帰分析により定式化したところ、次の（２）式で与えられるＰ２の値（相安定性パラメータ）が、有害層の析出のしやすさと相関することを見い出した。
Ｐ２＝０．０６×［％Ｃｏ］＋０．４４×［％Ｃｒ］
＋０．６×［％Ｍｏ］＋０．４８×［％Ｗ］＋２．２×［％Ａｌ］
＋１．８×［％Ｔｉ］＋０．６５×［％Ｔａ］＋０．３５×［％Ｒｅ］
−０．４６×［％Ｃ］−２６．４ ・・・・・・（２）
ここで、相安定性パラメータＰ２の値が０（ゼロ）より大きくなれば、有害相が析出しやすくなる。そこで、有害相の析出を防止するためには、相安定性パラメータＰ２の値が０以下のマイナス側の値となるように成分調整することが望まれる。そこで、相安定性パラメータＰ２の上限値は、０とした。

但し、有害相が析出しない範囲（Ｐ２≦０）の成分組成であっても、次の実験結果に示すように、相安定性パラメータＰ２の値が大きいほど、すなわち０に近いほど、高温クリープ強度が大きくなることが確認されている。
具体的には、一方向凝固によるＮｉ基合金鋳造材の相安定性パラメータＰ２を種々変化させて、相安定性パラメータＰ２と、９００℃クリープ寿命及び有害相の発生状況との関係を調べたところ、後述する実施例の表２中に示す結果が得られた。
表２から理解できるように、特にＰ２の値が−１．０付近より大きくなれば、９００℃クリープ寿命が従来合金よりも長寿命となる。但し相安定性パラメータＰ２の値が０を越えれば、前述のように有害相が発生しやすくなる。したがって相安定性パラメータＰ２の値が、−１．０〜０の範囲内となるようにＮｉ基合金の成分組成を調整することが好ましい。さらに、相安定性パラメータＰ２の値が−０．７より大きいと、９００℃クリープ寿命が従来合金よりも長くなることから、−０．７〜０の範囲内となるようにＮｉ基合金の成分組成を調整することが、より好ましい。

なお、相安定性パラメータＰ２を定義する（２）式では、必要に応じて添加されるＢ、Ｈｆ、Ｚｒの量は含めていないが、これらの元素を添加する場合の添加量は、いずれも微量であって、有害相の発生に与える影響はごくわずかに過ぎない。そこで（２）式には、Ｂ、Ｈｆ、Ｚｒの量は含めていない。

なお上記の第２相形状パラメータＰ１と相安定性パラメータＰ２は、両者が同時に前述の好ましい範囲（Ｐ１は−０．４〜−０．２４、Ｐ２−１．０〜０）を満たすこと、さらには同時により好ましい範囲（Ｐ１は−０．３５〜−０．２６、Ｐ２は−０．７〜０）を満たすことが最も望ましいが、本発明で規定する成分組成範囲内であれば、一方のパラメータだけが、前述の好ましい範囲もしくはより好ましい範囲を外れることも許容される。

＜製造方法＞
次に本発明のＮｉ基高強度耐熱合金部材の方法の一例を説明する。
前述のような成分組成に調整された合金の溶湯を、常法にしたがって溶製し、一方向凝固によって鋳造し、鋳造材とする。一方向凝固による鋳造法は特に限定されるものではなく、部材の形状、大きさなどによって適宜選択すればよい。得られた鋳造材については、適宜、面削などを施してから、溶体化熱処理（加熱−冷却）を施し、さらに安定化熱処理を施した後、時効処理を施す。
溶体化熱処理では、１１８０〜１３２０℃の範囲内の温度に加熱して冷却する。溶体化熱処理温度が１１８０℃未満では、充分な溶体化の効果が得られず、一方１３２０℃を越えれば、粒界部などの局所的に融点が低い箇所が融解しボイドが生じるおそれがある。なお溶体化処理の加熱温度は、上記の範囲内でも、特に１２３０〜１３００℃の範囲内が好ましい。また溶体化処理における加熱温度での保持時間は特に限定しないが、通常は２時間以上とする。また加熱後の冷却速度は、５０〜２５０℃／分程度とすることが好ましい。さらに冷却は、９００℃程度以下まで行うことが望ましい。
安定化熱処理は、１０５０〜１１５０℃の範囲内の温度に加熱して行う。この安定化処理は、γ’相の形状を整え，析出強化効果を最大限に発揮させるために行うものであるが、安定化熱処理温度が１０５０℃未満では安定化の効果が充分に得られず、一方１１５０℃を越えれば、γ’相が粗大化し析出強化効果が低下するおそれがある。なお安定化熱処理温度での保持時間は特に限定しないが、通常は２〜５時間程度とすることが好ましい。
さらに時効熱処理は、８００〜９００℃の範囲内の温度で、４時間以上加熱する条件とする。加熱温度が８００℃未満、もしくは加熱保持時間が４時間未満では、時効析出による強度向上が期待できず、一方加熱温度が９００℃を越えれば、γ’相が粗大化し析出強化効果が低下するおそれがある。なお加熱保持時間の上限は特に定めないが、３０時間を越えても時効による析出強化のそれ以上の増大は見込めず、生産性を阻害するだけである。

＜タービン翼への適用＞
本発明のＮｉ基高強度耐熱合金部材は、基本的には、高温強度、とりわけ高温クリープ強度と高い比強度が求められる用途に好適に適用することができるが、一方向凝固による鋳造材として、大型のガスタービン翼に適用した場合に、優れた性能を発揮することができる。大型のガスタービン翼に適用する場合も、前述の製造方法の項に記載した方法にしたって製造すればよい。

以下に本発明の実施例を、比較例とともに記す。
表１のＡ１〜Ａ３４に示す各成分組成の合金を常法にしたがって溶製し、一方向凝固によって、寸法が直径約４０ｍｍ、長さが約３００ｍｍの円柱状の鋳造材を得た。その鋳造材の表面を面削してから、１２８０〜１３２０℃×５時間の条件で溶体化処理を施し、約２００℃／分の冷却速度で５００℃まで冷却した。引き続いて、安定化処理として、１１００℃×４時間の加熱を行った。さらに、８７０℃×２０時間の条件で時効処理を施した。
得られた部材について、ＪＩＳZ２２７２の高温クリープ試験法に準拠して９００℃クリープ試験を行った。
上記の９００℃クリープ試験によって得られた、Ａ１〜Ａ３４の各合金についての破断に至るまでの９００℃クリープ寿命比（従来合金の９００℃クリープ寿命に対する比）の値と、Ａ１〜Ａ３４の各合金についての第２相形状パラメータＰ１の値、及び相安定性パラメータＰ２の値、密度の値、有害層析出の有無を、表２に示す。

Ａ１〜Ａ１２、Ａ１４の例は、いずれも第２相形状パラメータＰ１の値が本発明の範囲（−０．４〜−０．２４）を外れた比較例であり、これらの例は、９００℃クリープ寿命が、従来合金よりも劣っているか、または９００℃クリープ寿命比が従来合金の１．１９倍以下であった。またこれらの比較例のうち、相安定性パラメータＰ２が０を超える例（Ａ７〜Ａ１２、Ａ１４）では、有害層の発生が認められた。

一方、Ａ１３、Ａ１５〜Ａ３４の例は、いずれも第２相形状パラメータＰ１の値が本発明の範囲内（−０．４〜−０．２４）の本発明例であり、これらの本発明例では、９００℃クリープ寿命比が従来合金の１．２倍以上となっていた。またこれらの本発明例のうち、Ａ１７〜Ａ３４の本発明例は、第２相形状パラメータＰ１の値が本発明の好ましい範囲内（−０．３５〜―０．２６）であり、９００℃クリープ寿命比が従来合金の１．６倍以上となっていた。さらに、Ａ２１〜Ａ３４の本発明例は、相安定性パラメータＰ２も本発明の好ましい範囲内（−１．０〜０）であり、これらでは、有害層の発生は認められなかった。

以上、本発明の好ましい実施形態、実施例について説明したが、これらの実施形態、実施例は、あくまで本発明の要旨の範囲内の一つの例に過ぎず、本発明の要旨から逸脱しない範囲内で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。すなわち本発明は、前述した説明によって限定されることはなく、添付の特許請求の範囲によってのみ限定され、その範囲内で適宜変更可能であることはもちろんである。

Claims (12)

1. 質量％で、
   Ｃｏ：５〜１２％、
   Ｃｒ：５〜1２％
   Ｍｏ：０．５〜３．０％、
   Ｗ：３．０〜６．０％、
   Ａｌ：５．５〜７．２％、
   Ｔｉ：１．０〜３．０％、
   Ｔａ：１．５〜６．０％、
   Ｒｅ：０〜２．０％、
   Ｃ：０．０１〜０．２０％、
   を含有し、
   残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
   かつ各成分の含有量（質量％）によって下記の（１）式によって定義されるＰ１を第２相形状パラメータとし、前記第２相形状パラメータＰ１が、−０．４〜−０．２４の範囲内となるように、各成分の含有量を定めたＮｉ基合金によって構成され、
   前記Ｎｉ基合金の密度が８．５ｇ／ｃｍ^３未満であることを特徴とするＮｉ基高強度耐熱合金部材。
   Ｐ１＝１．２−０．００３６×［％Ｃｏ］−０．０２３×［％Ｃｒ］
   −０．０７２×［％Ｍｏ］−０．０２９×［％Ｗ］−０．１２×［％Ａｌ］
   −０．０７２×［％Ｔｉ］−０．０１４×［％Ｔａ］−０．０６×［％Ｒｅ］
   −０．１３×［％Ｃ］ ・・・・・・（１）
2. 前記Ｎｉ基合金が、さらにＢ：０．００５〜０．０３０％、Ｈｆ：０．０１〜０．１５％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のＮｉ基高強度耐熱合金部材。
3. 前記Ｎｉ基合金におけるＭｏ含有量が１．０〜２．５％の範囲内であることを特徴とする請求項１、請求項２のいずれかの請求項に記載のＮｉ基高強度耐熱合金部材。
4. 前記Ｎｉ基合金におけるＡｌ含有量が５．８〜６．４％の範囲内であることを特徴とする請求項１、請求項２のいずれかの請求項に記載のＮｉ基高強度耐熱合金部材。
5. 前記Ｎｉ基合金におけるＴｉ含有量が１．５〜３．０％の範囲内であることを特徴とする請求項１、請求項２のいずれかの請求項に記載のＮｉ基高強度耐熱合金部材。
6. 前記Ｎｉ基合金は、前記第２相形状パラメータＰ１が、−０．３５〜−０．２６の範囲内となるように、各成分の含有量を定めたものであることを特徴とする請求項１に記載のＮｉ基高強度耐熱合金部材。
7. 前記Ｎｉ基合金が、
   各成分の含有量（質量％）によって下記の（２）式によって定義されるＰ２を相安定性パラメータとし、その相安定性パラメータＰ２が、−１．０〜０となるように、各成分の含有量を定めたものであることを特徴とする請求項１〜請求項６のいずれかの請求項に記載のＮｉ基高強度耐熱合金部材。
   Ｐ２＝０．０６×［％Ｃｏ］＋０．４４×［％Ｃｒ］
   ＋０．６×［％Ｍｏ］＋０．４８×［％Ｗ］＋２．２×［％Ａｌ］
   ＋１．８×［％Ｔｉ］＋０．６５×［％Ｔａ］＋０．３５×［％Ｒｅ］
   −０．４６×［％Ｃ］−２６．４ ・・・・・・（２）
8. 前記Ｎｉ基合金は、前記相安定性パラメータＰ２が−０．７〜０の範囲内となるように、各成分の含有量を定めたものであることを特徴とする請求項７に記載のＮｉ基高強度耐熱合金部材。
9. 一方向凝固による鋳造材である、請求項１〜請求項８のいずれかの請求項に記載のＮｉ基高強度耐熱合金部材。
10. 請求項１〜請求項８のいずれかの請求項に記載のＮｉ基合金を用い、そのＮｉ基合金の一方向凝固による鋳造材について、溶体化熱処理として、１１８０〜１３２０℃の範囲内の温度に加熱して冷却し、引き続き安定化熱処理として、１０５０〜１１５０℃の範囲内の温度に加熱して冷却した後、時効熱処理として８００〜９００℃の範囲内の温度に４時間以上加熱することを特徴とするＮｉ基高強度耐熱合金部材の製造方法。
11. 前記Ｎｉ基高強度耐熱合金部材がガスタービン翼である、請求項１０に記載のＮｉ基高強度耐熱合金部材の製造方法。
12. 請求項１〜請求項９のいずれかの請求項に記載のＮｉ基高強度耐熱合金部材からなるガスタービン翼。

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