JP6970438B2

JP6970438B2 - Ｎｉ基超合金

Info

Publication number: JP6970438B2
Application number: JP2018014260A
Authority: JP
Inventors: 京子川岸; 広史原田; 忠晴横川; 裕小泉; 敏治小林; 道也湯山; 正雄坂本
Original assignee: National Institute for Materials Science
Current assignee: National Institute for Materials Science
Priority date: 2018-01-31
Filing date: 2018-01-31
Publication date: 2021-11-24
Anticipated expiration: 2038-01-31
Also published as: JP2019131856A

Description

本発明は、ジェットエンジンやガスタービンの高温下で使用される部材に好適に用いられるＮｉ基超合金に関する。

Ｎｉ基超合金は普通鋳造（ＣＣ：Conventional Casting）合金、一方向凝固（ＤＳ：Directional Solidification）合金、単結晶（ＳＣ：Single Crystal）合金と製造方法が変わり、それにつれて高温強度が改善され耐用温度が向上した。このうちの単結晶合金であるＮｉ基単結晶合金だけでも、初期の第１世代からＲｅを３重量％程度含む第２世代、Ｒｅを５重量％程度含む第３世代、さらにＲｅと白金族元素のＲｕを含む第４世代、第５世代、最新の第６世代と開発が進み耐用温度が向上している。最近ではＮｉ基超合金粉末を用いた３Ｄ加工技術による製造方法が新たに加わった。

ガスタービン機関の効率を向上させる目的でタービンガス入り口温度の高温化がなされている。これに伴い、ガスタービン機関のタービンブレードやタービンベーンとして使用されるＮｉ基超合金に、より高温に耐える強度が要求される。Ｎｉ基超合金に要求されるのは強度ばかりではない。従来硫化腐食が問題にならなかった部位も温度上昇とともに次第に硫化腐食温度域に入りつつある。第１世代から第６世代までのＮｉ基単結晶超合金の硫化腐食についての研究（非特許文献１参照）によると、第１世代のＮｉ基単結晶超合金の耐硫化腐食は他世代のＮｉ基単結晶超合金より特に劣ることが明らかとなっている。講演論文集には特に硫化腐食が問題となる温度域は低温側のタイプIIといわれる約７００℃と高温側のタイプIといわれる約９００℃の二つの温度域があり、これら温度域での硫化腐食挙動が記されている。

第１世代に相当するＮｉ基単結晶超合金として、ＲｅｎeＮ４（商標、特許文献１参照）、ＰＷＡ１４８０（商標、非特許文献２の参考文献１０参照）、ＴＭＳ−１７００（商標、特許文献２参照）が知られている。

これらＲｅｎeＮ４（商標）、ＰＷＡ１４８０（商標）およびＴＭＳ−１７００（商標）の第１世代Ｎｉ基単結晶超合金は耐腐食性に対して効果があると一般に言われるＣｒ量が多いにもかかわらず第２世代のＣｒ量が少ないＮｉ基単結晶超合金より耐硫化腐食性が良くないことから改善が求められている。また、一般に耐硫化腐食性は合金組成で決定づけられ、製造方法により大差がつくことはない。

米国特許第５３９９３１３号日本国特許第６０１６０１６号

公益社団法人日本ガスタービン学会第４５回日本ガスタービン学会定期講演会講演論文集ｐｐ.１９３―１９６（２０１７）宇多田悟志、原田広史、川岸京子、鈴木進補『タービン翼用超合金の進化とリサイクル技術開発』日本ガスタービン学会誌Ｖｏｌ．４５ｐｐ.４４５―４５１（２０１７）

本発明は、従来の第１世代Ｎｉ基超合金に比べ高温でのクリープ特性および耐硫化腐食に優れており、製造コストは従来の第２世代より低いコストでのＮｉ基超合金を提供することを課題としている。

上記のとおりの課題を解決するために、本発明は、以下のとおりの特徴を有している。

すなわち、本発明のＮｉ基超合金は、
Ｃｒ：６質量％以上１２質量％以下、
Ｍｏ：０．４質量％以上３．０質量％以下、
Ｗ：６質量％以上１０質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、
Ｔａ：８質量％以上１２質量％以下、
Ｒｅ：０．０１質量％以上１．０質量％以下、および
Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、
を必須組成元素として含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基超合金であって、任意的組成元素として下記の元素を含有する。
Ｃｏ：０質量％以上３質量％以下、
Ｔｉ：０質量％以上１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、
Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、
Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、
Ｂ：０質量％以上０．０３質量％以下、
Ｃ：０質量％以上０．３質量％以下。

また、本発明のＮｉ基超合金は、
Ｃｒ：７質量％以上１２質量％以下、
Ｍｏ：０．４質量％以上２．５質量％以下、
Ｗ：７質量％以上１０質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、
Ｔａ：９質量％以上１１質量％以下、
Ｒｅ：０．０８質量％以上０．９５質量％以下、および
Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、
を必須組成元素として含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基超合金であって、任意的組成元素として下記の元素を含有する。
Ｃｏ：０質量％以上３質量％以下、
Ｔｉ：０質量％以上１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、
Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、
Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、
Ｂ：０質量％以上０．０３質量％以下、
Ｃ：０質量％以上０．３質量％以下。

また、本発明のＮｉ基超合金は、
Ｃｒ：８質量％以上１０質量％以下、
Ｍｏ：０．４質量％以上２．０質量％以下、
Ｗ：７質量％以上９質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、
Ｔａ：１０質量％以上１１質量％以下、
Ｒｅ：０．１質量％以上０．９質量％以下、および
Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、
を必須組成元素として含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基超合金であって、任意的組成元素として下記の元素を含有する。
Ｃｏ：０質量％以上３質量％以下、
Ｔｉ：０質量％以上１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、
Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、
Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、
Ｂ：０質量％以上０．０３質量％以下、
Ｃ：０質量％以上０．３質量％以下。

本発明のＮｉ基超合金において、温度８００℃で応力７３５ＭＰａにおけるクリープ寿命が１９６時間以上である。

本発明のＮｉ基超合金において、温度９００℃で応力３９２ＭＰａにおけるクリープ寿命が２６７時間以上である。

本発明のＮｉ基超合金において、温度１０００℃で応力２４５ＭＰａにおけるクリープ寿命が８１時間以上である。

本発明のＮｉ基超合金において、温度１１００℃で応力１３７ＭＰａにおけるクリープ寿命が２３７時間以上である。

本発明のＮｉ基超合金において、所定条件のるつぼ試験において温度７００℃で５０時間保持の腐食表面積割合が９０％以下であり９００℃で２０時間保持のメタルロスが２．０ｍｍ以下であるＮｉ基超合金。

本発明のＮｉ基超合金を用いて、普通鋳造法、一方向凝固法、単結晶凝固法、粉末を用いた焼結および３Ｄ造形法の何れかにより作成したタービン部材。

本発明のＮｉ基超合金は、従来の第１世代Ｎｉ基超合金に比べ高温でのクリープ特性および耐硫化腐食に優れており、製造コストは従来の第２世代より低いコストで提供できる。

実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．２、比較合金Ｎｏ．３、比較合金Ｎｏ．４および比較合金Ｎｏ．５について、７５％Ｎａ_２ＳＯ_４＋２５％ＮａＣｌの混合塩中で７００℃、５０時間全浸漬のるつぼ試験結果である。実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．２、比較合金Ｎｏ．３、比較合金Ｎｏ．４および比較合金Ｎｏ．５について、７５％Ｎａ_２ＳＯ_４＋２５％ＮａＣｌの混合塩中で９００℃、２０時間全浸漬のるつぼ試験結果である。実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．２、比較合金Ｎｏ．３、比較合金Ｎｏ．４および比較合金Ｎｏ．５の、８００℃、応力７３５ＭＰaでのクリープ試験結果である。実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．２、比較合金Ｎｏ．３、比較合金Ｎｏ．４および比較合金Ｎｏ．５の、９００℃、応力３９２ＭＰaでのクリープ試験結果である。実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．２、比較合金Ｎｏ．３、比較合金Ｎｏ．４および比較合金Ｎｏ．５の、１０００℃、応力２４５ＭＰaでのクリープ試験結果である。実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．２、比較合金Ｎｏ．３、比較合金Ｎｏ．４および比較合金Ｎｏ．５の、１１００℃、応力１３７ＭＰaでのクリープ試験結果である。比較合金Ｎｏ．３の７５％Ｎａ_２ＳＯ_４＋２５％ＮａＣｌの混合塩中で７００℃、５０時間全浸漬のるつぼ試験後の走査型電子顕微鏡写真である。実施例Ｎｏ．１の７５％Ｎａ_２ＳＯ_４＋２５％ＮａＣｌの混合塩中で７００℃、５０時間全浸漬のるつぼ試験後の走査型電子顕微鏡写真である。

上記のとおりの特徴を有するＮｉ基超合金における組成成分およびその組成比は、以下の観点に基づいている。
Ｃｒ（クロム）は、Ｎｉ基超合金の高温耐食性および高温耐酸化性を向上させる。Ｃｒの組成比は、６質量％以上１２質量％以下である。組成比が、６質量％未満であると、高温耐食性および高温耐酸化性を確保することが難しく、１２質量％を超えると、σ相やμ相の有害相が生成して高温強度が低下する。Ｃｒの組成比は、好ましくは７質量％以上１２質量％以下であり、より好ましくは８質量％以上１０質量％以下である。

Ｍｏ（モリブデン）は、素地中に固溶し、かつ析出硬化により高温強度の上昇に寄与する。Ｍｏの組成比は、０．４質量％以上３．０質量％以下である。組成比が、０．４質量％未満であると、高温強度が低下し、３．０質量％を超えると、有害相が生成して高温強度が低下する。Ｍｏの組成比は、好ましくは０．４質量％以上２．５質量％以下であり、より好ましくは０．４質量％以上２．０質量％以下である。

Ｗ（タングステン）は、Ｍｏと同様に、固溶強化および析出硬化の作用があり、Ｎｉ基超合金の高温強度を向上させる。Ｗの組成比は、６質量％以上１０質量％以下である。組成比が、６質量％未満であると、ＴＭＦ特性およびクリープ特性が低下し、１０質量％を超えると、有害相が生成してＴＭＦ特性およびクリープ特性が低下する。Ｗの組成比は、好ましくは７質量％以上１０質量％以下であり、より好ましくは７質量％以上９質量％以下である。
ここで、ＴＭＦ特性とは、熱疲労（Thermo-mechanical fatigue）特性をいい、例えばタービン動翼における多軸熱疲労条件下でのき裂発生寿命（深さ２ｍｍ程度のき裂）を指す。クリープ特性とは、材料のクリープ強さであり、クリープ試験又はクリープ破断試験が用いられる。クリープ破断試験は、ある応力のもとで破断するまでの時間を求めることを目的とし、試験機にはマルチプル型（１試験機あたり多数の試験片）が多く使用されるが、シングル型（１試験機あたり単一の試験片）でもよい。

Ａｌ（アルミニウム）は、Ｎｉと化合して、ガンマ母相中に析出するガンマプライム相を構成するＮｉ_３Ａｌで示される金属間化合物を形成し、特に１０００℃以下の低温側のＴＭＦ特性およびクリープ特性を向上させる。Ａｌの組成比は、４．０質量％以上６．５質量％以下である。組成比が、４質量％未満であると、ガンマプライム相量が少なく、要求されるＴＭＦ特性およびクリープ特性が得られず、６．５質量％を超えると、要求されるＴＭＦ特性およびクリープ特性が得られない。

Ｔａ（タンタル）は、ガンマプライム相を強化してクリープ特性を向上させる。Ｔａの組成比は、８質量％以上１２質量％以下である。組成比が、８質量％未満であると、要求されるＴＭＦ特性およびクリープ特性が得られず、１２質量％を超えると、共晶ガンマプライム相の生成を促し、溶体化熱処理が困難となる。Ｔａの組成比は、好ましくは９質量％以上１１質量％以下であり、より好ましくは１０質量％以上１１質量％以下である。

Ｒｅ（レニウム）は、ガンマ相に固溶して固溶強化により高温強度を向上させるだけでなく耐食性を向上させる効果もある。ただ、Ｒｅを多量に含有すると、高温時にＴＣＰ相が析出して高温強度を低下させるおそれがある。また、Ｒｅは高価でありコストパフォーマンスの点から少量で高温強度と耐食性に効果が発揮されることが望ましい。ＴＣＰ相の析出を抑制し有害相の生成しないＲｅの範囲を絞り込む必要がある。そのためには他の添加元素とのバランスが必要であり、本発明の各元素の請求範囲でのＲｅは、０．０１質量％以上１．０質量％以下である。さらに好ましくは０．０８質量％以上０．９５質量％以下である。より好ましくは０．１質量％以上０．９質量％以下である。
ここで、ＴＣＰ相とは、topological close-packed phaseの略称であり、Frank-Kasper (FK) phasesともいい、Ｎｉ基超合金の場合はσ相やμ相をいう。

Ｓｉ（ケイ素）は、合金表面にＳｉＯ_２皮膜を生成させて保護被膜として耐酸化性を向上させ、かつ合金表面からの微少クラックの発生を抑制してＴＭＦ特性を改善する可能性がある。Ｓｉの組成比は、０．０１質量％以上０．２質量％以下である。組成比が０．０１質量％未満であると、耐酸化性の向上、ＴＭＦ特性の改善の効果が得られない。また、組成比が０．２質量％を超えると、他の元素の固溶限を低下させることになるため、要求されるＴＭＦ特性およびクリープ特性が得られない。

Ｃｏ（コバルト）は、Ａｌ、Ｔａ等の母相に対する高温下での固溶限度を大きくし、熱処理によって微細なγ’相を分散析出させ、高温強度を向上させる。Ｃｏの組成比は、任意的組成元素とし、０質量％以上３質量％以下である。組成比が、３質量％を超えると、所望の高温強度を確保できないので好ましくない。

Ｔｉ（チタン）は、ガンマプライム相を強化してクリープ特性を向上させる。Ｔｉの組成比は、任意的組成元素とし、０質量％以上１質量％以下である。組成比が、１質量％を超えると、所望の高温強度を確保できないので好ましくない。

Ｎｂ（ニオブ）の組成比は、任意的組成元素とし、０質量％以上１質量％以下である。組成比が、１質量％を超えると、高温において有害相が生成し、ＴＭＦ特性およびクリープ特性が低下する。

Ｈｆ（ハフニウム）は、普通凝固および一方向凝固による柱状結晶化の際、粒界強化に寄与するものであり、かつ耐酸化性を向上させ、そのうえＴＭＦ特性を改善する可能性がある。また、単結晶で用いる場合も何らかの理由で、再結晶してしまっても粒界が弱くなるのを防ぐことが可能である。Ｈｆの組成比は、任意的組成元素とし、０質量％以上０．１５質量％以下である。組成比が、０．１５質量％を超えると、有害相の生成が助長され、ＴＭＦ特性およびクリープ特性が低下する。

Ｚｒ（ジルコニウム）は、普通凝固および一方向凝固による柱状結晶化の際、結晶粒界に偏析し、粒界強度を高める効果があるが、ほとんどは合金の主成分であるニッケルと金属間化合物Ｎｉ_３Ｚｒを形成する。この化合物は合金の延性を低下させ、また著しく低融点であるため、合金の溶体化処理を困難にするなど、有害な作用が多い。そのため、Ｚｒの組成比は、任意的組成元素とし、０質量％以上０．０４質量％以下である。

Ｂ（ホウ素）は普通凝固および一方向凝固による柱状結晶化の際、結晶粒界に偏析して粒界強度を向上させるとともに、一部は（Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ）_３Ｂ_２等のホウ化物を形成し、合金の粒界に析出する。粒界強化の効果が得られるには０．０１％以上の添加が必要であるが、生成するホウ化物は融点が合金の融点よりも低く、合金の融点温度を低下させ、溶体化処理温度範囲を狭くする。そのため、任意的組成元素とし、Ｂの組成比は０質量％以上０．０３質量％以下である。

Ｃ（炭素）は結晶粒界に偏析して粒界強度を向上させ、一部はＴａＣ等の炭化物を形成して塊状に析出する。結晶粒界に偏析して粒界強度を上げる場合には、０．０８％以上の添加をするとよい。しかし、０．３％を超えて添加すると過剰の炭化物が形成され、高温強度や延性が低下し、耐食性も低下する。また、凝固時における炭化物の晶出温度が高くなることから、デンドライト間に炭化物がピニングされ、鋳造欠陥であるポロシティの生成を招きうる。そのため、任意的組成元素とし、Ｃの組成比は０質量％以上０．３質量％以下である。

なお、単結晶凝固法により作成するタービンブレードやタービンベーン部品では以下のような熱処理を施して製造することができる。すなわち、熱処理は、１２８０℃〜１３００℃で２時間〜４０時間保持後に２００℃／ｍｉｎ〜４００℃／ｍｉｎで空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する溶体化処理、１０００℃〜１１５０℃で２時間〜５時間保持後に空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する１次時効処理、そして８５０℃〜９５０℃で１０時間〜３０時間保持後に空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する２次時効処理という一連のものである。

また、普通鋳造法により作成するタービンブレードやタービンベーン部品では以下のような熱処理を施して製造することができる。すなわち、熱処理は、１２００℃〜１３００℃で２時間〜４０時間保持後に１５０℃／ｍｉｎ〜４００℃／ｍｉｎで空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する溶体化処理、１０００℃〜１１５０℃で２時間〜５時間保持後に空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する１次時効処理、そして８００℃〜９５０℃で１０時間〜３０時間保持後に空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する２次時効処理という一連のものである。

また、一方向凝固法により作成するタービンブレードやタービンベーン部品では以下のような熱処理を施して製造することができる。すなわち、熱処理は、１２００℃〜１３００℃で２時間〜４０時間保持後に２００℃／ｍｉｎ〜４００℃／ｍｉｎで空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する溶体化処理、１０００℃〜１１５０℃で２時間〜５時間保持後に空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する１次時効処理、そして８００℃〜９５０℃で１０時間〜３０時間保持後に空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する２次時効処理という一連のものである。

さらに、本発明のＮｉ基超合金粉末を用いて焼結または３Ｄ造形で作成されたタービンブレードやタービンベーン部品では以下のような熱処理を施して製造することができる。すなわち、熱処理は、１２００℃〜１３００℃で２時間〜４０時間保持後に２００℃／ｍｉｎ〜４００℃／ｍｉｎで空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する溶体化処理、１０００℃〜１１５０℃で２時間〜５時間保持後に空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する１次時効処理、そして８５０℃〜９５０℃で１０時間〜３０時間保持後に空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する２次時効処理という一連のものである。

このような一連の所定温度で所定時間の保持は、すべて真空中または不活性ガス雰囲気中で行うことが、高温酸化の影響を受けないという観点からも好ましい。

以下、実施例を示し、本発明のＮｉ基超合金についてさらに詳しく説明する。

表１に示した組成（質量％）を有するＮｉ基単結晶超合金を、真空溶解炉を用いて溶解し、加熱保持されたロストワックス鋳型で鋳造し、鋳型を２００ｍｍ／ｈの凝固速度で引き下げて単結晶凝固鋳造物を得た。次に、得られた単結晶凝固鋳造物を真空中において１３２０℃で５時間保持してから約３００℃／ｍｉｎで空冷する溶体化処理を行った。その後、真空中において１１００℃で２時間保持してから空冷する１次時効処理と、真空中において８７０℃で２４時間保持してから空冷する２次時効処理とを行った。

実施例Ｎｏ．１および実施例Ｎｏ．２のＮｉ基単結晶超合金の溶体化処理の温度範囲は１２８０℃〜１３４０℃であり、１次時効処理の温度範囲は１０００℃〜１１５０℃である。比較合金Ｎｏ．３および比較合金Ｎｏ．４は、１２８０℃で１時間保持してから１３２０℃に昇温し５時間保持後に空冷した。次いで１１００℃に４時間保持してから空冷し、この後、８７０℃に２０時間保持して空冷する熱処理を施した。比較合金Ｎｏ．５の熱処理は、１１３０℃で１時間保持してから１１８０℃に昇温し２時間保持後に空冷し、その後１０５０℃に４時間保持してから空冷し、この後、８７０℃に２０時間保持して空冷する熱処理を施した。

硫化腐食が問題となる低温側のタイプIIといわれる約７００℃での耐硫化腐食性については、るつぼ試験法による加速試験を実施し検討した。
るつぼ試験に用いた溶融塩組成は、通常最もよく用いられる７５％Ｎａ_２ＳＯ_４＋２５％ＮａＣｌとした。この組成の混合塩１２ｇを容量１５ｍｌのアルミナ磁製るつぼ中で７００℃に溶融させ、試験片（φ９ｍｍ×５ｍｍ）を全浸漬させた。なお、試験片表面はあらかじめエメリー紙＃６００まで研磨した後、試験片をアセトンで洗浄して腐食試験に供した。腐食試験時間は５０ｈとし、試験終了後の腐食表面積を求めて試験結果とした。図1に結果を示す。実施例Ｎｏ．１および実施例Ｎｏ．２は比較合金Ｎｏ．３、比較合金Ｎｏ．４および比較合金Ｎｏ．５のいずれより腐食面積率が少なく耐硫化性の良いことが明らかである。

高温側のタイプIといわれる約９００℃での耐硫化腐食性については供試合金、溶融塩組成、るつぼ容量、試験形状は低温側の試験条件と同様である。高温側（タイプI）の硫化腐食試験は試験温度９００℃、試験時間を２０ｈとした。試験終了後スケールをワイヤブラシでおとして重量減（％）を測定し、これを表面からの金属の消耗量に換算して試験結果とし図２に示す。実施例Ｎｏ．１および実施例Ｎｏ．２は比較合金Ｎｏ．３、比較合金Ｎｏ．４および比較合金Ｎｏ．５のいずれよりメタルロスが少なく耐硫化腐食性の良いことが明らかである。
表２に、図１及び図２に示す耐硫化腐食性の試験結果の数値を表す。７００℃の試料表面部腐食割合が２段で記載してあるのは、実験回数が２回あって、その試験結果に対応している。

高温でのクリープ試験は、熱処理後の単結晶凝固合金鋳造物を平行部の直径が４ｍｍで、長さが２０ｍｍのクリープ試験片に加工し、８００℃で７３５ＭＰａ、９００℃で３９２ＭＰａ、１０００℃で２４５ＭＰａおよび１１００℃で１３７ＭＰaの条件でクリープ試験を行った。

実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．２、比較合金Ｎｏ．３、比較合金Ｎｏ．４および比較合金Ｎｏ．５の８００℃で７３５ＭＰａ条件でのクリープ試験の結果を図３に示す。発明合金のクリープ寿命が比較例より優れていることが図３からも確認される。

実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．２、比較合金Ｎｏ．３、比較合金Ｎｏ．４および比較合金Ｎｏ．５の９００℃で３９２ＭＰａ条件でのクリープ試験の結果を図４に示す。発明合金のクリープ寿命が比較例より優れていることが図４からも確認される。

実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．２、比較合金Ｎｏ．３、比較合金Ｎｏ．４および比較合金Ｎｏ．５の１０００℃で２４５ＭＰａ条件でのクリープ試験の結果を図５に示す。発明合金のクリープ寿命が比較例より優れていることが図５からも確認される。

実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．２、比較合金Ｎｏ．３、比較合金Ｎｏ．４および比較合金Ｎｏ．５の１１００℃で１３７ＭＰａ条件でのクリープ試験の結果を図６に示す。発明合金のクリープ寿命が比較例より優れていることが図６からも確認される。
表３に、図３〜図６に示すクリープ破断試験結果の数値（単位：ｈ）を表す。

比較合金Ｎｏ．３の７５％Ｎａ_２ＳＯ_４＋２５％ＮａＣｌの混合塩中で７００℃、５０時間全浸漬のるつぼ試験後の走査型電子顕微鏡写真を図7に示す。酸化被膜が４００μｍと厚く、縦方向に酸化物が形成されており基材の酸化を防ぎにくい組織である。

実施例Ｎｏ．１の７５％Ｎａ_２ＳＯ_４＋２５％ＮａＣｌの混合塩中で７００℃、５０時間全浸漬のるつぼ試験後の走査型電子顕微鏡写真を図８に示す。酸化被膜が２００μｍと薄く、層状に重なるように酸化物が形成されており基材の酸化を防ぐ組織である。実施例Ｎｏ．２も同様の酸化被膜を形成していた。

本発明のＮｉ基超合金は、耐硫化腐食性、クリープ特性に優れ、実用面においてコストパフォーマンスに優れている。したがって、ジェットエンジンやガスタービンのタービンブレードやタービンベーンの高温かつ高応力下で使用される部材に有効である。

１酸化被膜
２基材

Claims

Ｃｒ：６質量％以上１２質量％以下、
Ｍｏ：０．４質量％以上３．０質量％以下、
Ｗ：６質量％以上１０質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、
Ｔａ：８質量％以上１２質量％以下、
Ｒｅ：０．０１質量％以上１．０質量％以下、
Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、
を必須組成元素として含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基超合金であって、任意的組成元素として下記の元素を含有することを特徴とするＮｉ基超合金。
Ｃｏ：０質量％以上３質量％以下、
Ｔｉ：０質量％以上１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、
Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、
Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、
Ｂ：０質量％以上０．０３質量％以下、
Ｃ：０質量％以上０．３質量％以下。
Ｃｒ：７質量％以上１２質量％以下、
Ｍｏ：０．４質量％以上２．５質量％以下、
Ｗ：７質量％以上１０質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、
Ｔａ：９質量％以上１１質量％以下、
Ｒｅ：０．０８質量％以上０．９５質量％以下、および
Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、
を必須組成元素として含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基超合金であって、任意的組成元素として下記の元素を含有することを特徴とするＮｉ基超合金。
Ｃｏ：０質量％以上３質量％以下、
Ｔｉ：０質量％以上１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、
Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、
Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、
Ｂ：０質量％以上０．０３質量％以下、
Ｃ：０質量％以上０．３質量％以下。
Ｃｒ：８質量％以上１０質量％以下、
Ｍｏ：０．４質量％以上２．０質量％以下、
Ｗ：７質量％以上９質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、
Ｔａ：１０質量％以上１１質量％以下、
Ｒｅ：０．１質量％以上０．９質量％以下、および
Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、
を必須組成元素として含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基超合金であって、任意的組成元素として下記の元素を含有することを特徴とするＮｉ基超合金。
Ｃｏ：０質量％以上３質量％以下、
Ｔｉ：０質量％以上１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、
Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、
Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、
Ｂ：０質量％以上０．０３質量％以下、
Ｃ：０質量％以上０．３質量％以下。
請求項１乃至３のいずれか１項に記載のＮｉ基超合金であって、
温度８００℃で応力７３５ＭＰａにおけるクリープ寿命が１９６時間以上であり、温度９００℃で応力３９２ＭＰａにおけるクリープ寿命が２６７時間以上であり、温度１０００℃で応力２４５ＭＰａにおけるクリープ寿命が８０時間以上であり、温度１１００℃で応力１３７ＭＰａにおけるクリープ寿命が２３７時間以上であるＮｉ基超合金。
請求項１乃至３のいずれか１項に記載のＮｉ基超合金であって、
所定条件のるつぼ試験において温度７００℃で５０時間保持の腐食表面積割合が９０％以下であり、９００℃で２０時間保持のメタルロスが２．０ｍｍ以下であるＮｉ基超合金。
請求項１乃至３のいずれかのＮｉ基超合金を用いて、普通鋳造法、一方向凝固法、単結晶凝固法、粉末を用いた焼結および３Ｄ造形法の何れかにより作成したタービン部材。