JPH1121645A - Ｎｉ基耐熱超合金、Ｎｉ基耐熱超合金の製造方法及びＮｉ基耐熱超合金部品 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】従来の第１世代Ｎｉ基単結晶合金に匹敵する高
温強度を有し、高温の燃焼ガスでの優れた耐食性、耐酸
化性を有する一方向凝固Ｎｉ基耐熱超合金、およびその
Ｎｉ基耐熱超合金の製造方法、ならびにＮｉ基耐熱超合
金部品を提供することを目的とする。 【解決手段】重量％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：７〜
１２％、Ａｌ：５〜８％、Ｔｉ：１〜４％、Ｗ：３〜８
％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｎｂ：０．
５〜２．５％、Ｉｒ：１．５〜３％、Ｃ：０．０５〜
０．２％、Ｂ：０．０１〜０．０３％、Ｚｒ：０．０２
〜０．０５％を含み、残部がＮｉ基および不可避的不純
物からなり、かつ６％≦Ａｉ＋Ｔｉ、２≦Ａｌ／Ｔｉ、
Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ≦１４％であるＮｉ基耐熱超合金材料を
一方向凝固させてなることを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高温で長期間使用
される部品、特に工業用ガスタービンにおいて優れた高
温耐食性を有し、かつ高温強度にも優れた一方向凝固Ｎ
ｉ基耐熱超合金、およびそのＮｉ基耐熱超合金の製造方
法、ならびにＮｉ基耐熱超合金部品に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】ガスタービンエンジンの高出力、高効率
化にともなう燃焼温度の上昇に対し、もっとも厳しい使
用環境に曝されるタービンブレードは、多結晶の普通鋳
造合金から、応力負荷方向に結晶粒界をもたない一方向
凝固合金に、さらに結晶粒界を全くもたない単結晶合金
へと変遷を遂げてきた。

【０００３】実際、航空機用エンジンのタービンブレー
ドとして、Ｎｉ基一方向凝固合金が適用され、主に、Ｒ
ｅｎｅ８０Ｈ、ＰＷＡ１４２２、ＣＭ２４７ＬＣ等が用
いられている。

【０００４】航空機用、例えばジェットエンジンなどの
タービンブレードは、高速で回転するために遠心力を受
け易く、タービンブレードの長手方向に交わるような結
晶粒界にクラックが発生しやすい。つまり、棒状のもの
が引っ張られることにより、引っ張る方向に垂直方向で
ある結晶粒界の表面層部分からクラックが発生し易い。
そこで、このようなクラックに対処するために、タービ
ンブレードの長手方向に垂直である結晶粒界自体を無く
すという方法が開発された。この方法が一方向凝固であ
る。一方向凝固は、Ｎｉ基耐熱合金などの合金を溶融状
態から凝固させるときに、合金材料の下の端から冷却し
て、その冷やされた端から上へ向かって結晶を一方向に
成長させる方法である。前記方法をタービンブレードの
ような複雑な曲面を持つ機械部品に適用し、タービンブ
レードの長手方向に結晶を成長させることにより、クリ
ープ破断強度等に優れたタービンブレードを得ることが
可能である。

【０００５】ところが、一方向凝固により得られたター
ビンブレードは数本の結晶が縦に長く延びているという
構造を有し、それぞれの結晶の境界が完全に真直ぐでは
なく、ややジグザグになったり斜めになってしまってい
る。そのため、前記タービンブレードは、特に高温での
強度を得ることができない。

【０００６】高温強度に関してのみ考慮すれば、Ｎｉ基
一方向凝固合金は従来の製造方法によるＮｉ基普通鋳造
合金よりも優れているが、Ｎｉ基一方向凝固合金よりも
さらにＮｉ基単結晶合金の方が優れていることが知られ
ている。しかしながら、Ｎｉ基単結晶合金は歩留まりが
悪く、現時点でＮｉ基一方向凝固合金の約３倍のコスト
を要するため市場性において難点を有する。

【０００７】近年においては、工業用ガスタービンの高
効率化、高温化に伴い、工業用ガスタービンにおいても
従来の普通鋳造合金から一方向凝固合金へと交換されて
きている。しかし、急速に発展を続けているガスタービ
ンの高温化、高効率化、および高出力化の要求を満足す
る高温強度を得ることは困難になりつつある。この点を
解決するために、希土類元素であるＲｅを３％程度添加
した第２世代と呼ばれるＮｉ基一方向凝固合金（例え
ば、Ｒｅｎｅ１４２，ＰＷＡ１４２６，ＣＭ１８６Ｌ
Ｃ）が開発されている。前記第２世代Ｎｉ基一方向凝固
合金は、第１世代Ｎｉ基単結晶合金（例えば、Ｒｅｎｅ
Ｎ４、ＰＷＡ１４８０、ＣＭＳＸ−２）に匹敵する高温
強度を有する。しかしながら、高価なＲｅの添加により
材料費の上昇や、鋳造性低下による製造費の増加が大き
な欠点となっている。

【０００８】さらに、工業用ガスタービンは航空機用に
比べて、重油系の不純物の多い燃料を使うため、それだ
け腐食環境が厳しい。また、連続運転期間が格段に長
く、点検の間隔が非常に長いために、コーティングが剥
離した場合の腐食進行速度が特に重要となる。従って、
工業用ガスタービンにおいては、高温の燃焼ガス中の耐
高温腐食性および耐酸化性について、従来のＮｉ基一方
向凝固合金よりも高特性とする必要がある。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
たＮｉ基一方向凝固合金は高温強度に優れているもの
の、近年急速に発展を続けているガスタービンの高温
化、高効率化、高出力化の要求に対し、これまでのもの
では十分に満足できる高温強度を有するＮｉ基一方向凝
固合金を得ることは困難であった。また、高温の燃焼ガ
ス中において、高耐食性及び耐酸化性を満足させるＮｉ
基一方向凝固合金は未だ得られていない。

【００１０】本発明は、このような課題に対処するため
になされたものであり、従来のＮｉ基一方向凝固合金の
化学組成を適切に調整し、また新たな合金元素の添加に
より、既存の第１世代Ｎｉ基単結晶合金に匹敵する高温
強度、従来よりも優れた耐食性及び耐酸化性を有する一
方向凝固Ｎｉ基耐熱超合金を提供することを目的とす
る。

【００１１】そして、前記Ｎｉ基耐熱超合金を製造する
際に、熱処理条件及び冷却速度などの諸条件を各種設定
することにより、優れた高温特性を得ることが可能なＮ
ｉ基耐熱超合金の製造方法を提供することを目的とす
る。

【００１２】また、前記のようにして得られたＮｉ基耐
熱超合金を工業用ガスタービン等に適用することによ
り、高温の燃焼ガス中においても優れた耐食性、耐酸化
性を有するＮｉ基耐熱超合金部品を提供することを目的
とする。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、優れた高
温強度、耐高温腐食性及び耐高温酸化性を有する一方向
凝固Ｎｉ基耐熱超合金、およびその製造方法、ならびに
その部品を開発すべく研究を行った結果、本発明に至っ
たものである。

【００１４】請求項１記載のＮｉ基耐熱超合金は、重量
％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：７〜１２％、Ａｌ：５
〜８％、Ｔｉ：１〜４％、Ｗ：３〜８％、Ｔａ：３〜８
％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｎｂ：０．５〜２．５％、Ｉ
ｒ：１．５〜３％、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．
０１〜０．０３％、Ｚｒ：０．０２〜０．０５％を含
み、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、かつ６
％≦Ａｌ＋Ｔｉ、２≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ≦１
４％であることを特徴とする。

【００１５】本発明において、上記のように成分を限定
した理由について説明する。

【００１６】Ｃｒ（クロム）には、耐高温腐食性を向上
させる作用があり、また耐酸化性にも寄与する。Ｃｒの
含有量を８〜１４％と規定した理由は、８％未満におい
ては所望の高温耐食性を確保できず、含有量が１４％を
越えると、析出強化相であるγ′相（Ｎｉ（ニッケル）
とＡｌ（アルミニウム）の金属間化合物Ｎｉ_３Ａｌ）の
析出が抑制されるようになるばかりでなく、ＴＣＰ相
（σ相）と呼ばれる望ましくない脆化相が生成し、高温
強度が低下してしまうためである。

【００１７】Ｃｏ（コバルト）は、γ′相（ＮｉとＡｌ
の金属間化合物Ｎｉ_３Ａｌ）の固溶温度を低下させて溶
体化処理を容易にするほか、γ相を固溶強化する作用が
あるために、耐高温耐食性を向上させる効果を有する元
素である。Ｃｏの含有量を７〜１２％と規定した理由
は、７％未満においては所望の効果を得られず、含有量
が１２％を越えると、析出強化相であるγ′相の析出が
抑制されるようになるばかりでなく、高温強度が低下し
てしまうためである。

【００１８】Ａｌ（アルミニウム）はγ′相を生成する
主要合金元素であり、また表面にＡｌ酸化物を形成する
ことによって耐酸化性にも寄与している。Ａｌの含有量
を５〜８％と規定した理由は、含有量が５％未満である
と、良好なクリープ破断強度を得るのに十分な体積率の
γ′相が生成できず、さらに耐酸化性も低下してしま
い、含有量が８％を越えると、溶体化処理が困難にな
り、未固溶γ′量が増加してクリープ破断強度が低下し
てしまうためである。

【００１９】Ｔｉ（チタン）はγ′相中のＡｌを代替す
ることができ、得られる相はＮｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ）とな
り、γ′相の固溶強化に役立つ。さらに後述するように
Ｉｒと金属間化合物を形成し高温強度に寄与し、また、
耐高温腐食性に優れるＣｒ酸化物の生成を促進する元素
である。Ｔｉの含有量を１〜４％と規定した理由は、含
有量が１％未満であると、良好なクリープ破断強度を得
るのに十分な体積率のγ′相が生成できない。また、含
有量が４％を越える場合には、Ｔｉは共晶γ′相を作り
易く、かつ超合金の融点を下げるために溶体化処理温度
を十分高くすることができない。そのため、共晶γ′相
を完全に固溶することが困難になり、クリープ破断強度
を低下させてしまうためである。さらに、耐酸化性に対
しても有害である。

【００２０】以上から明らかなように、γ′相を生成、
強化するためには、ＡｌとＴｉの２つの合金元素をとも
に添加することが重要である。

【００２１】そして本発明において、ＡｌとＴｉの２つ
の合金元素の添加総量を６％≦Ａｌ＋Ｔｉとしたが、こ
のように規定した理由は６％未満の添加総量において
は、十分な体積率のγ′相が生成できずにクリープ破断
強度が低下してしまうためである。ところが、ＡｌとＴ
ｉの添加総量が６％≦Ａｌ＋Ｔｉの範囲であっても、Ｔ
ｉ含有量が過度になると、高温強度や耐酸化性が低下し
てしまうという問題を有する。そこで、Ａｌがγ′相生
成の主合金元素となるように、Ａｌ／Ｔｉ比を２≦Ａｌ
／Ｔｉと規定することにより、高温強度や耐酸化性の低
下を生じない範囲で、γ′相の生成量及び固溶強化を最
大とすることが可能である。

【００２２】Ｎｂ（ニオブ）はＡｌ、Ｔｉと同様にγ′
相を形成する元素であり、γ′相を固溶強化する元素で
ある。さらに、ＮｂはＡｌと金属間化合物Ｎｂ_３Ａｌを
生成する。Ｎｂ_３Ａｌは２０００℃以上の融点を有して
おり、Ｎｂ_３Ａｌ相が析出することより優れた高温強度
を得ることができる。Ｎｂの含有量を０．５〜２％と規
定した理由は、含有量が０．５％未満であると、γ′相
とＮｂ_３Ａｌとを十分な量生成することができず、含有
量が２．５％を越えてしまうと、耐酸化性が著しく低下
してしまうためである。

【００２３】Ｉｒ（イリジウム）は融点が２４４０℃と
非常に高く、ｆｃｃ構造を有しＴｉとγ′相と同じＬＩ
_２構造のＩｒ_３Ｔｉ相を形成する。Ｉｒ_３Ｔｉ相はγ′
相よりも高温での安定性に優れるため、この相を析出さ
せることにより、高温強度を一層向上させることが可能
である。Ｉｒの含有量を１．５〜３％と規定した理由
は、含有量が１．５％未満であると十分な量のＩｒ_３Ｔ
ｉ相を形成できず、３％を越える過度の添加は延性を低
下させてしまうためである。

【００２４】Ｗ（タングステン）はγ相およびγ′相に
固溶して、両相を固溶強化する合金元素である。Ｗの含
有量を３〜８％と規定した理由は、含有量が３％未満と
すると特にγ′相の強度が著しく低下し、また含有量が
８％を越えてしまうと、α−Ｗと呼ばれるＴＣＰ相を析
出し、クリープ破断強度を低下させてしまうためであ
る。

【００２５】Ｍｏ（モリブデン）は、Ｔａと同様にγ′
相に固溶してγ′相を強化する元素である。Ｍｏの含有
量を０．５〜２％と規定した理由は、最低０．５％の含
有量が必要であり、２％を越えるとＷと同様に脆化相で
あるＴＣＰ相（α−Ｍｏ相）を生成し、クリープ破断強
度を低下させてしまうためである。

【００２６】Ｔａ（タンタル）は主としてγ′相に固溶
してγ′相を強化し、また、Ａｌ酸化物の被覆特性を向
上させることができる元素である。Ｔａの含有量を３〜
８％と規定した理由は、含有量が３％未満とすると合金
の強度が低くなってしまい、８％を越えてしまうと、共
晶γ′相を固溶させることが困難となり、クリープ破断
強度が低下してしまうためである。

【００２７】以上述べたＷ、Ｔａ、Ｍｏの３合金元素は
それぞれ異なった固溶強化作用を持つため、３合金元素
を全て添加することが重要である。本発明においては、
この３つの合金元素の添加総量をＷ＋Ｔａ＋Ｍｏ≦１４
％と定めた。このようにＷ、Ｔａ、Ｍｏの添加総量を規
定した理由は、添加総量が少ないとγ相、γ′相の固溶
強化が十分に発揮できないが、添加総量が１４％より多
いと高温強度や耐食性及び耐酸化性を著しく低下させて
しまうためである。このように、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏの個々
及び添加総量を規定することにより、高温強度や環境特
性を低下させない範囲でγ相、γ′相の固溶強化を最大
とすることが可能である。

【００２８】Ｃ（炭素）、Ｂ（ホウ素）、Ｚｒ（ジルコ
ニウム）は結晶粒界を強化する元素である。しかしなが
ら、これらの合金元素を過度に添加すると高温強度に悪
影響を及ぼすために、Ｃは０．０５〜０．２％、Ｂは
０．０１〜０．０３％、Ｚｒは０．０２〜０．０５％と
規定した。特に、Ｃの含有量は０．２％を越えると過剰
のＣが分離して、疲労亀裂の起点となる炭化物を形成
し、疲労強度を低下させてしまう。また、ＢとＺｒとを
含有させると、両者とも過度の添加は延性、靭性を下げ
てしまうが、上述した範囲内の元素を添加することによ
り、高温強度を低下させることなく結晶粒界を強化する
ことが可能である。

【００２９】請求項２記載のＮｉ基耐熱超合金は、重量
％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：７〜１２％、Ａｌ：５
〜８％、Ｔｉ：１〜４％、Ｗ：３〜８％、Ｔａ：３〜８
％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｎｂ：０．５〜２．５％、Ｉ
ｒ：１．５〜３％、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．
０１〜０．０３％、Ｚｒ：０．０２〜０．０５％を含
み、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、かつ６
％≦Ａｌ＋Ｔｉ、２≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ≦１
４％であるＮｉ基耐熱超合金材料を一方向凝固させてな
ることを特徴とする。

【００３０】本発明におけるＮｉ基耐熱超合金の成分
は、請求項１記載の成分と同様である。

【００３１】上述した成分の中で、Ｃ、Ｂ及びＺｒは結
晶粒界を強化する元素であり、一方向凝固超合金におい
ては不可欠な元素である。しかし、Ｃ、Ｂ及びＺｒの元
素を過度に添加すると高温強度に悪影響を及ぼすため
に、Ｃは０．０５〜０．２％、Ｂは０．０１〜０．０３
％、Ｚｒは０．０２〜０．０５％と規定した。

【００３２】本発明において、Ｎｉ基耐熱超合金材料を
一方向凝固させるとは、Ｎｉ基耐熱超合金の結晶方位を
一方向にそろえることである。結晶方位を一方向にそろ
えるためには、Ｎｉ基耐熱超合金材料を凝固させる際に
熱を一方向に制御すれば良く、この方法によりＮｉ基耐
熱超合金を一方向に凝固させて、高温破壊の起点となる
応力軸方向に垂直な結晶粒界を含まないＮｉ基耐熱超合
金を得ることが可能となる。また、本発明の成分組成を
有するＮｉ基耐熱超合金を一方向凝固させることによ
り、従来よりもさらに高温強度などの特性を向上させる
ことが可能である。

【００３３】請求項３記載のＮｉ基耐熱超合金の製造方
法は、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｎｂ、Ｉｒ、Ｃ、Ｂ、Ｚｒを含む溶融材料を、一方
向凝固させた後、真空または不活性雰囲気内で、１２０
０℃〜１２５０℃に加熱し、同温度範囲で２時間以上溶
体化処理した後急冷し、その後、１０５０℃〜１１５０
℃で４時間以上時効処理することを特徴とする。

【００３４】本発明においては、１２００℃〜１２５０
℃で２時間以上溶体化処理を行っているが、前記温度に
より溶体化処理を行うことにより、結晶粒界上に残存す
るσ相を効果的に除去することが可能となり、優れた高
温特性を得ることが可能である。

【００３５】また、本発明のように温度、時間などの処
理方法を規定することにより、γ相中に高温強度を担う
所望のＬＩ_２構造である析出物γ′相（Ｎｉ_３（Ａｌ、
Ｔｉ））、それに加えてＩｒ_３Ｔｉ、Ｎｂ_３Ａｌの析出
を確認することができ、これらの析出により高温強度を
有するＮｉ基耐熱超合金を得ることができる。

【００３６】請求項４記載のＮｉ基耐熱超合金の製造方
法は、請求項３記載のＮｉ基耐熱超合金の製造方法にお
いて、溶体化処理とそれに続く時効処理とを高温で連続
して行う熱処理に際し、溶体化処理１２００℃〜１２５
０℃の温度域から時効処理１０５０℃〜１１５０℃の温
度域への冷却速度を、３００℃／時間以上に設定し、そ
の時効処理温度域で２時間以上保持した後に急冷し、そ
の後、再び１０５０℃〜１１５０℃で４時間以上時効処
理することを特徴とする。

【００３７】本発明において、請求項３記載の方法と異
なる方法により処理を行っても、請求項３と同様に、γ
相中に高温強度を担う所望のＬＩ_２構造である析出物
γ′相（Ｎｉ_３（Ａｌ、Ｔｉ））、それに加えてＩｒ_３
Ｔｉ、Ｎｂ_３Ａｌの析出を確認することができ、これら
の析出により高温強度を有するＮｉ基耐熱超合金を得る
ことができる。

【００３８】請求項５記載のＮｉ基耐熱超合金は、重量
％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：７〜１２％、Ａｌ：５
〜８％、Ｔｉ：１〜４％、Ｗ：３〜８％、Ｔａ：３〜８
％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｎｂ：０．５〜２．５％、Ｉ
ｒ：１．５〜３％、Ｈｆ：０．５〜２％、Ｙ：０．１５
〜０．３％、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０１〜
０．０３％、Ｚｒ：０．０２〜０．０５％を含み、残部
がＮｉおよび不可避的不純物からなり、かつ６％≦Ａｌ
＋Ｔｉ、２≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ≦１４％であ
ることを特徴とする。

【００３９】本発明におけるＨｆ（ハフニウム）及びＹ
（イットリウム）以外の成分を含有させた理由について
は、請求項１に記載した同様の理由からである。

【００４０】本発明において、Ｈｆ及びＹを添加した理
由は、Ｎｉ基耐熱合金の長時間の組織安定性と耐高温腐
食性、耐酸化性を得るためである。また、高温での耐
食、耐酸化性を向上させるためには、合金表面に形成さ
れる保護皮膜（例えば、Ｃｒ_２Ｏ_３，Ａｌ_２Ｏ_３）の密
着性を向上させる必要がある。上述したＨｆとＹは、保
護皮膜の密着性を向上させることが可能である。

【００４１】Ｈｆの添加量を０．５〜２％と規定した理
由は、０．５％以上の添加において保護皮膜の密着性は
著しく向上するが、２％を越えるとＮｉ基耐熱超合金の
融点が下がってしまい、γ′相の固溶を困難にしてしま
うためである。

【００４２】また、Ｙの添加量を０．１５〜０．３％と
規定した理由は、添加量が０．３％を越えると保護皮膜
の成長を促進し、はく離を生じさせ、その結果として耐
高温腐食、耐酸化特性を劣化させてしまうためである。

【００４３】請求項６記載のＮｉ基耐熱超合金は、重量
％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：７〜１２％、Ａｌ：５
〜８％、Ｔｉ：１〜４％、Ｗ：３〜８％、Ｔａ：３〜８
％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｎｂ：０．５〜２．５％、Ｉ
ｒ：１．５〜３％、Ｈｆ：０．５〜２％、Ｙ：０．１５
〜０．３％、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０１〜
０．０３％、Ｚｒ：０．０２〜０．０５％を含み、残部
がＮｉおよび不可避的不純物からなり、かつ６％≦Ａｌ
＋Ｔｉ、２≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ≦１４％であ
るＮｉ基耐熱超合金材料を一方向凝固させてなることを
特徴とする。

【００４４】本発明における成分については、請求項５
記載の成分と同様である。

【００４５】本発明において、上述した成分を有するＮ
ｉ基耐熱超合金材料を一方向凝固させることによって、
Ｎｉ基耐熱超合金の長時間の組織安定性と耐高温腐食
性、耐酸化性を向上させることが可能である。

【００４６】請求項７記載のＮｉ基耐熱超合金の製造方
法は、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｎｂ、Ｉｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｃ、Ｂ、Ｚｒを含む溶融材
料を、一方向凝固させた後、真空または不活性雰囲気内
で、１２００℃〜１２５０℃に加熱し、同温度範囲で２
時間以上溶体化処理した後急冷し、その後、１０５０℃
〜１１５０℃で４時間以上時効処理することを特徴とす
る。

【００４７】本発明は、請求項３記載の製造方法と同様
であるが、本発明の製造方法により、温度、時間などの
処理方法を規定することにより、γ相中に高温強度を担
う所望のＬＩ_２構造である析出物γ′相（Ｎｉ_３（Ａ
ｌ、Ｔｉ））、それに加えてＩｒ_３Ｔｉ、Ｎｂ_３Ａｌの
析出を確認することができ、これらの析出により高温強
度を有するＮｉ基耐熱超合金を得ることができる。

【００４８】請求項８記載のＮｉ基耐熱超合金の製造方
法は、請求項７記載のＮｉ基耐熱超合金の製造方法にお
いて、溶体化処理とそれに続く時効処理とを高温で連続
して行う熱処理に際し、溶体化処理１２００℃〜１２５
０℃の温度域から時効処理１０５０℃〜１１５０℃の温
度域への冷却速度を、３００℃／時間以上に設定し、そ
の時効処理温度域で２時間以上保持した後に急冷し、そ
の後、再び１０５０℃〜１１５０℃で４時間以上時効処
理することを特徴とする。

【００４９】本発明においても、請求項４記載の発明と
同様な効果を有するＮｉ基耐熱超合金を得ることが可能
である。

【００５０】請求項９記載のＮｉ基耐熱超合金部品は、
請求項１、２、５または６記載のいずれかのＮｉ基耐熱
超合金によって、タービンブレード、その他のガスター
ビンエンジン部品を構成したことを特徴とする。

【００５１】本発明において、Ｎｉ基耐熱超合金部品
は、従来使用されにくかった耐高温腐食性が要求される
工業用ガスタービン部品としても十分適用することがで
きる。この場合には、高温強度および耐酸化性に加え、
耐高温腐食性の利点を最大限に発揮させることが可能で
ある。

【００５２】すなわち、工業用ガスタービンの高効率化
と長期運転が可能になり、ガスタービンの運用効率を大
幅に向上させることができる。

【００５３】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て、以下の実施例を参照して説明する。

【００５４】実施例１（表１〜３：図１〜４） 本実施例では、表１に示す成分組成範囲のＮｉ基耐熱超
合金材料を用いた。

【００５５】具体的なＮｉ基耐熱超合金材料の組成は表
１に示すように、重量パーセントでＣｒ１２％、Ｃｏ８
％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ
０．８％、Ｎｂ１％、Ｉｒ１．５％、Ｈｆ０．５％、Ｙ
０．１５％、Ｃ０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０
３％を含み、残部をＮｉ基および不可避的不純物とし
た。

【００５６】

【表１】

【００５７】表２に示すように、上記のＮｉ基耐熱超合
金材料を溶融した後、高速凝固法により一方向凝固柱状
晶に鋳造し、不活性雰囲気下において１２２０℃で加熱
し、前記温度で３時間溶体化処理を行った。その後、１
０８０℃で４時間時効処理を施し、試験片を作製した。

【００５８】上記の製造方法を表２に示す。

【００５９】

【表２】

【００６０】本実施例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。クリープ破断試験は試験片に対し大気中で
温度９５０℃，応力２４．５ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件で試
験を行い、破断寿命（ｈ）及び伸び（％）のクリープ破
断特性を測定した。耐高温腐食性試験は、Ｎａ_２ＳＯ_４
（７５％）＋ＮａＣｌ（２５％）の組成を有する９００
℃に加熱した溶融塩中に２０時間浸漬した後の重量減量
を測定し、腐食減量（ｍｇ／ｃｍ^２）とした。耐酸化性
試験は、大気中で８時間毎に室温から温度９５０℃まで
反復し、１００サイクル後の酸化質量増量を測定し、酸
化増量（ｍｇ／ｃｍ^２）とした。

【００６１】上記の試験結果を表３及び図１〜４に示
す。

【００６２】

【表３】

【００６３】表３に示すように、クリープ破断特性にお
ける寿命が３３６時間、伸びが２２％、腐食減量が０．
６８ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．３１ｍｇ／ｃｍ^２で
あった。

【００６４】実施例２（表１〜３：図１〜４） 本実施例では、表１に示す成分組成範囲のＮｉ基耐熱超
合金材料を用いた。

【００６５】具体的なＮｉ基耐熱超合金材料の組成は表
１に示すように、重量パーセントでＣｒ１２％、Ｃｏ８
％、Ａｌ５．２％、Ｔｉ３％、Ｗ５．６％、Ｔａ５％、
Ｍｏ０．８％、Ｎｂ１％、Ｉｒ２．５％、Ｈｆ１％、Ｙ
０．２％、Ｃ０．０７％、Ｂ０．０１５％、Ｚｒ０．０
２％を含み、残部をＮｉ基および不可避的不純物とし
た。

【００６６】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【００６７】本実施例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、クリープ破断特性における寿命
が３３８時間、伸びが２６％、腐食減量が０．８１ｍｇ
／ｃｍ^２、酸化増量が０．２７ｍｇ／ｃｍ^２であった。
なお、試験条件は実施例１と同様である。

【００６８】実施例３（表１〜３：図１〜４） 本実施例では、表１に示す成分組成範囲のＮｉ基耐熱超
合金材料を用いた。

【００６９】具体的なＮｉ基耐熱超合金材料の組成は表
１に示すように、重量パーセントでＣｒ１２％、Ｃｏ１
０％、Ａｌ５．２％、Ｔｉ３％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍ
ｏ１％、Ｎｂ２％、Ｉｒ２．５％、Ｈｆ１．４％、Ｙ
０．３％、Ｃ０．０５％、Ｂ０．０１５％、Ｚｒ０．０
３％を含み、残部をＮｉ基および不可避的不純物とし
た。

【００７０】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【００７１】本実施例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、クリープ破断特性における寿命
が３８７時間、伸びが２１％、腐食減量が０．５０ｍｇ
／ｃｍ^２、酸化増量が０．３３ｍｇ／ｃｍ^２であった。
なお、試験条件は実施例１と同様である。

【００７２】実施例４（表１〜３：図１〜４） 本実施例では、表１に示す成分組成範囲のＮｉ基耐熱超
合金材料を用いた。

【００７３】具体的なＮｉ基耐熱超合金材料の組成は表
１に示すように、重量パーセントでＣｒ１４％、Ｃｏ８
％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ
１％、Ｎｂ１％、Ｉｒ１．５％、Ｈｆ０．５％、Ｙ０．
２％、Ｃ０．０７％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０５％を
含み、残部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【００７４】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【００７５】本実施例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、クリープ破断特性における寿命
が３４０時間、伸びが２６％、腐食減量が０．６２ｍｇ
／ｃｍ^２、酸化増量が０．５４ｍｇ／ｃｍ^２であった。
なお、試験条件は実施例１と同様である。

【００７６】比較例１ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−１及びＣ−２を用いた。

【００７７】具体的な試料Ｃ−１の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ６．４％、Ｃｏ４．８
％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ
０．８％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２
％、Ｃ０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含
み、残部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【００７８】具体的な試料Ｃ−２の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１６％、Ｃｏ４．８％、
Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ０．
８％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【００７９】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【００８０】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−１は、クリープ破断特
性における寿命が３１３時間、伸びが２２％、腐食減量
が３．０６ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４２ｍｇ／ｃ
ｍ^２であった。また、試料Ｃ−２は、クリープ破断特性
における寿命が２１２時間、伸びが１８％、腐食減量が
０．５３ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４１ｍｇ／ｃｍ
^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様である。

【００８１】比較例２ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−３及びＣ−４を用いた。

【００８２】具体的な試料Ｃ−３の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１４％、Ｃｏ２．２％、
Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ０．
８％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【００８３】具体的な試料Ｃ−４の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ１４％、Ａ
ｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ０．８
％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【００８４】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【００８５】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−３は、クリープ破断特
性における寿命が２７１時間、伸びが２２％、腐食減量
が１．４２ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４６ｍｇ／ｃ
ｍ^２であった。また、試料Ｃ−４は、クリープ破断特性
における寿命が２１６時間、伸びが２１％、腐食減量が
０．５６ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．３１ｍｇ／ｃｍ
^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様である。

【００８６】比較例３ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−５及びＣ−６を用いた。

【００８７】具体的な試料Ｃ−５の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８％、
Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ８％、Ｔａ５％、Ｍｏ０
％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【００８８】具体的な試料Ｃ−６の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８％、
Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ５％、Ｔａ５％、Ｍｏ４
％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【００８９】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【００９０】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−５は、クリープ破断特
性における寿命が２２３時間、伸びが２４％、腐食減量
が０．７４ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．３７ｍｇ／ｃ
ｍ^２であった。また、試料Ｃ−６は、クリープ破断特性
における寿命が２１６時間、伸びが２２％、腐食減量が
１．０９ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４４ｍｇ／ｃｍ
^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様である。

【００９１】比較例４ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−７及びＣ−８を用いた。

【００９２】具体的な試料Ｃ−７の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８％、
Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ２％、Ｔａ５％、Ｍｏ０．
８％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【００９３】具体的な試料Ｃ−８の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８％、
Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ９％、Ｔａ５％、Ｍｏ０．
８％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【００９４】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【００９５】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−７は、クリープ破断特
性における寿命が２１６時間、伸びが１６％、腐食減量
が０．７２ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４３ｍｇ／ｃ
ｍ^２であった。また、試料Ｃ−８は、クリープ破断特性
における寿命が２１０時間、伸びが２７％、腐食減量が
１．２５ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４５ｍｇ／ｃｍ
^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様である。

【００９６】比較例５ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−９及びＣ−１０を用いた。

【００９７】具体的な試料Ｃ−９の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８％、
Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ８％、Ｔａ２％、Ｍｏ０．
８％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【００９８】具体的な試料Ｃ−１０の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８
％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ５％、Ｔａ９％、Ｍｏ
０．８％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２
％、Ｃ０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含
み、残部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【００９９】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【０１００】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−９は、クリープ破断特
性における寿命が２１９時間、伸びが２０％、腐食減量
が０．６８ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．５０ｍｇ／ｃ
ｍ^２であった。また、試料Ｃ−１０は、クリープ破断特
性における寿命が２１３時間、伸びが１８％、腐食減量
が０．６９ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．５０ｍｇ／ｃ
ｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【０１０１】比較例６ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−１１及びＣ−１２を用いた。

【０１０２】具体的な試料Ｃ−１１の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８
％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ６％、Ｔａ７％、Ｍｏ
２％、Ｎｂ２．５％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２
％、Ｃ０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含
み、残部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１０３】具体的な試料Ｃ−１２の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８
％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ９％、Ｔａ１０％、Ｍ
ｏ３％、Ｎｂ２％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、
Ｃ０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、
残部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１０４】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【０１０５】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−１１は、クリープ破断
特性における寿命が２２１時間、伸びが２１％、腐食減
量が０．６４ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．３５ｍｇ／
ｃｍ^２であった。また、試料Ｃ−１２は、クリープ破断
特性における寿命が２０２時間、伸びが１８％、腐食減
量が０．７０ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．３６ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【０１０６】比較例７ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる三種類の試
料としてＣ−１３、Ｃ−１４及びＣ−１５を用いた。

【０１０７】具体的な試料Ｃ−１３の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８
％、Ａｌ３．５％、Ｔｉ０％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ
２％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１０８】具体的な試料Ｃ−１４の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８
％、Ａｌ１０％、Ｔｉ５％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ
０．８％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２
％、Ｃ０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含
み、残部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１０９】具体的な試料Ｃ−１５の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８
％、Ａｌ８％、Ｔｉ８％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ０．
８％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２、Ｚｒ０．０２％を含み、残部
をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１１０】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【０１１１】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−１３は、クリープ破断
特性における寿命が２０１時間、伸びが２０％、腐食減
量が０．６２ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が３．９０ｍｇ／
ｃｍ^２であった。試料Ｃ−１４は、クリープ破断特性に
おける寿命が１９８時間、伸びが１１％、腐食減量が
０．６３ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．２２ｍｇ／ｃｍ
^２であった。また、試料Ｃ−１５は、クリープ破断特性
における寿命が１８４時間、伸びが２２％、腐食減量が
０．４１ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．２８ｍｇ／ｃｍ
^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様である。

【０１１２】比較例８ 本比較例では、表１に示す試料としてＣ−１６を用い
た。

【０１１３】具体的な試料Ｃ−１６の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ６％、Ａ
ｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ０．８
％、Ｎｂ１％、Ｉｒ４％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１１４】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【０１１５】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−１６は、クリープ破断
特性における寿命が１８６時間、伸びが２０％、腐食減
量が１．１８ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．５４ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【０１１６】比較例９ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−１７及びＣ−１８を用いた。

【０１１７】具体的な試料Ｃ−１７の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ６％、Ａ
ｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ０．８
％、Ｎｂ４％、Ｉｒ０％、Ｈｆ０％、Ｙ０％、Ｃ０．０
５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮ
ｉ基および不可避的不純物とした。

【０１１８】具体的な試料Ｃ−１８の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ６％、Ａ
ｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ０．８
％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ２．５％、Ｙ０．５％、
Ｃ０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、
残部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１１９】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【０１２０】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−１７は、クリープ破断
特性における寿命が２１４時間、伸びが２４％、腐食減
量が１．６４ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が２．５５ｍｇ／
ｃｍ^２であった。また、試料Ｃ−１８は、クリープ破断
特性における寿命が２０３時間、伸びが２３％、腐食減
量が１．２８ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が１．８８ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【０１２１】比較例１０ 本比較例では、表１に示す試料としてＣ−１９を用い
た。

【０１２２】具体的な試料Ｃ−１９の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ６％、Ａ
ｌ５．６％、Ｔｉ２％、Ｗ７％、Ｔａ５％、Ｍｏ０．８
％、Ｎｂ１％、Ｉｒ０％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．４％、Ｂ０．０５％、Ｚｒ０．０８％を含み、残部
をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１２３】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【０１２４】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−１６は、クリープ破断
特性における寿命が２２２時間、伸びが２０％、腐食減
量が０．６８ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．５６ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【０１２５】従来例１ 本従来例において、表１に示す試料ＣＭ２４７ＬＣを用
いた。

【０１２６】具体的な試料ＣＭ２４７ＬＣの組成は表１
に示すように、重量パーセントで、Ｃｒ８．３％、Ｃｏ
９．４％、Ａｌ５．７％、Ｔｉ０．７％、Ｗ９．３％、
Ｔａ３．２％、Ｍｏ０．５％、Ｎｂ０％、Ｉｒ０％、Ｈ
ｆ１．４％、Ｙ０％、Ｃ０．０７％、Ｂ０．０１７％、
Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮｉ基および不可避的不
純物とした。

【０１２７】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を溶融した
後、高速凝固法により一方向凝固柱状晶に鋳造し、不活
性雰囲気下、１２３０℃で加熱した。その後、前記温度
で２時間溶体化処理を行い、その後、１０８０℃で４時
間時効処理を施し、さらに、８７０℃で２４時間時効処
理を施した後、試験片を作製した。

【０１２８】本従来例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料ＣＭ２４７ＬＣは、クリー
プ破断特性における寿命が１５６時間、伸びが２６％、
腐食減量が３．１０ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４２
ｍｇ／ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同
様である。

【０１２９】従来例２ 本従来例において、表１に示す試料ＣＭ１８６ＬＣを用
いた。

【０１３０】具体的な試料ＣＭ１８６ＬＣの組成は表１
に示すように、重量パーセントで、Ｃｒ６．８％、Ｃｏ
９．２％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ０．７％、Ｗ８．５％、
Ｔａ３．２％、Ｍｏ０．５％、Ｎｂ０％、Ｉｒ０％、Ｈ
ｆ１．４％、Ｙ０％、Ｃ０．０７１％、Ｂ０．０１５
％、Ｚｒ０．００６％を含み、残部をＮｉ基および不可
避的不純物とした。

【０１３１】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用い、従
来例１と同様な処理を施し試験片を作製した。

【０１３２】本従来例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料ＣＭ１８６ＬＣは、クリー
プ破断特性における寿命が２６７時間、伸びが１９％、
腐食減量が１．２０ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．６８
ｍｇ／ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同
様である。

【０１３３】従来例３ 本従来例において、表１に示す試料として単結晶である
ＣＭＳＸ−２を用いた。

【０１３４】具体的な試料ＣＭＳＸ−２の組成は表１に
示すように、重量パーセントで、Ｃｒ７．９％、Ｃｏ
４．６％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ１％、Ｗ７．９％、Ｔａ
６％、Ｍｏ０．６％、Ｎｂ０％、Ｉｒ０％、Ｈｆ０．０
０４％、Ｙ０％、Ｃ０．００１４％、Ｂ０．００２％、
Ｚｒ０．００１％を含み、残部をＮｉ基および不可避的
不純物とした。

【０１３５】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用い、表
２に示す処理を施し試験片を作製した。

【０１３６】本従来例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料ＣＭＳＸ−２については、
クリープ破断特性における寿命が３１３時間、伸びが２
３％、腐食減量が２．９０ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が
０．５６ｍｇ／ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施
例１と同様である。

【０１３７】上記した実施例、比較例及び従来例から以
下のことが判明した。

【０１３８】はじめに、ＡｌおよびＴｉに関して説明す
る。ＡｌとＴｉの両元素の含有量が高めの比較例７の試
料Ｃ−１５は、熱処理後に未固溶のγ′相と共晶γ′相
が比較的多く残留し、クリープ破断寿命が実施例１〜４
における本発明よりも比較的短めとなっていた。またＡ
ｌの含有量が少ない比較例７の試料Ｃ−１３は、酸化増
量が最も多く、実施例１〜４における本発明よりもクリ
ープ破断寿命が短く、また、耐酸化性が低下していた。

【０１３９】Ｎｂについては、含有量が４％と０．５〜
２．５％の請求範囲以外である比較例９の試料Ｃ−１７
は、特に高温耐食性と耐酸化性が低下していた。

【０１４０】Ｉｒについては、実施例１〜４の中でもＩ
ｒの含有量が２．５％である実施例２及び実施例３が最
も優れたクリープ破断寿命を示している。これと反対
に、Ｉｒの含有量が１．５〜３％の請求範囲以外である
比較例８、９の試料Ｃ−１６から試料Ｃ−１９までは、
強度や延性が低下し、またクリープ破断寿命も低下して
いた。

【０１４１】Ｗ、Ｍｏ、Ｔａに関して説明する。Ｗ、Ｍ
ｏ、Ｔａの含有量が多い比較例６の試料Ｃ−１２は、高
温強度に悪影響を及ぼすα−（Ｗ、Ｍｏ）相が析出し、
さらに熱処理により残留する共晶γ′相の残留量が増加
し、クリープ破断寿命が低下していた。これらの３元素
の中で少なくとも１つの元素の含有量が多い試料Ｃ−
６、Ｃ−８、Ｃ−１０及びＣ−１１は、クリープ破断寿
命がいずれも実施例１〜４における本発明よりも比較的
短めとなっていた。また、前記３元素が規定範囲内であ
っても、添加総量が１４％を超えている比較例６の試料
Ｃ−１１と試料Ｃ−１２は、クリープ破断寿命が低下し
ていた。

【０１４２】ＣｒとＣｏについては、ＣｒとＣｏの含有
量が多い比較例１、２の試料Ｃ−２、試料Ｃ−４では、
σ相が析出し、また未固溶γ′相量が増加することによ
り、実施例１〜４における本発明よりもクリープ破断寿
命が低下していた。

【０１４３】ＨｆとＹに関して説明する。ＨｆとＹを含
有しない比較例９の試料Ｃ−１７は、保護皮膜のはく離
が生じ、耐高温腐食性および耐酸化性が低下していた。
またＹの含有量が過剰である比較例９の試料Ｃ−１８
は、Ｙにより酸素の内方拡散が促進され、酸化増量が多
く耐酸化性が低下していた。Ｈｆの含有量が過剰である
比較例９の試料Ｃ−１８は、熱処理後に未固溶のγ′相
が残留し、クリープ破断寿命が低下していた。

【０１４４】Ｃ、Ｂ及びＺｒに関しても、含有量が過剰
である比較例１０の試料Ｃ−１９は、延性が低下し、ク
リープ破断寿命も低下していた。

【０１４５】このような比較例１〜１０までの耐熱合金
に対し、本発明における実施例１〜４は、Ｃｒ、Ｃｏ、
Ａｌ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｉｒ、Ｈｆ、Ｙ、
Ｃ、Ｂ、Ｚｒの各元素を本発明の化学組成に基づく最適
な含有量、総和量および比率に基づいてバランス良く添
加したため、熱処理後の所望の形態であるγ′相、Ｎｂ
_３Ａｌ相及びＩｒ_３Ｔｉ相が析出し、有害な脆化相であ
るα−（Ｗ、Ｍｏ）相、σ相が析出していないために、
比較例および従来例に比べて、クリープ破断寿命がいず
れも長く、高温強度に優れていた。さらに、本発明にお
ける実施例１〜４は、第１世代であるＮｉ基単結晶合金
ＣＭＳＸ−２に相当する高温強度を有している。また、
これらの本発明による合金は腐食減量および酸化増量を
いずれも低くでき、耐高温腐食性および耐酸化性に優れ
ていることを確認した。

【０１４６】従って、本発明の合金は、高温強度、耐高
温腐食性及び耐酸化性のいずれも従来のものと比べ、優
れた特性を備えていることが明らかになった。

【０１４７】このことから、本発明における合金は、従
来において使用されにくかった耐高温腐食性が要求され
る工業用ガスタービン部品にも十分適用でき、この場合
には高温強度および耐酸化性に加え、耐高温腐食性の利
点を最大限に発揮させることができる。すなわち、工業
用ガスタービンの高効率化と長期運転が可能になり、ガ
スタービンの運用効率が大幅に向上するようになった。

【０１４８】その他の実施例 なお、本発明におけるＮｉ基耐熱超合金は表２に示す製
造方法により製造しているが、本発明に係るＮｉ基一方
向凝固超合金の製造方法は本実施例に限定されるもので
はない。例えば、請求項４記載の発明を適用したもので
あってもよい。すなわち、請求項４記載の発明を成す製
造方法は、特開平６−２９３９４５号公報などに開示さ
れたＮｉ基耐熱超合金の製造方法を適用したものであ
る。そして、前記方法は、γ′相により強化されるＮｉ
基耐熱超合金を溶体化処理とそれに続く時効処理をその
時効処理温度以上を維持した状態で連続して行って製造
するものである。

【０１４９】具体的には、本発明の化学組成を有するＮ
ｉ基耐熱超合金材料を溶融した後、前記合金によりＮｉ
基一方向凝固耐熱超合金を形成し、その一方向凝固耐熱
超合金を１２００℃〜１２５０℃の温度で溶体化処理し
た後、その温度から３００℃／時間以上の冷却速度で１
０５０℃〜１１５０℃の温度まで冷却し、その冷却した
温度を維持した状態で時効処理するのが好ましい。

【０１５０】このように製造されたＮｉ基一方向凝固耐
熱超合金は、γ基地中に高温強度特性をより一層高める
のに所望の十分な体積率のγ′相とＩｒ_３Ｔｉ相及びＮ
ｂ_３Ａｌ相が析出し、かつγ′相については最適形状で
ある立方体状のγ′相が格子状に規則正しく配列したミ
クロ組織が得れるといった利点を有する。

【０１５１】

【発明の効果】以上で説明したように、本発明のＮｉ基
耐熱超合金は既存の第１世代Ｎｉ基単結晶超合金に相当
する優れたクリープ破断寿命、伸び及び耐高温腐食性、
耐酸化性を兼備している。その結果、高温高効率ガスタ
ービンや従来において適用が困難であった長期運用され
る工業用ガスタービンのブレード等の部品として、高い
クリープ応力下と厳しい高温腐食・酸化環境での運用が
可能となり、その効率向上に大きく寄与するものであ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例１〜４、比較例１〜１０及び従来例１〜
３のクリープ破断試験結果の破断寿命を説明するグラ
フ。

【図２】実施例１〜４、比較例１〜１０及び従来例１〜
３のクリープ破断試験結果の破断伸びを説明するグラ
フ。

【図３】実施例１〜４、比較例１〜１０及び従来例１〜
３の耐高温腐食性試験結果の腐食減量を説明するグラ
フ。

【図４】実施例１〜４、比較例１〜１０及び従来例１〜
３の耐酸化性試験結果の酸化質量増量を説明するグラ
フ。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９１Ｚ 1/10 1/10 Ｈ

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：７
   〜１２％、Ａｌ：５〜８％、Ｔｉ：１〜４％、Ｗ：３〜
   ８％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｎｂ：
   ０．５〜２．５％、Ｉｒ：１．５〜３％、Ｃ：０．０５
   〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．０３％、Ｚｒ：０．０
   ２〜０．０５％を含み、残部がＮｉおよび不可避的不純
   物からなり、かつ６％≦Ａｌ＋Ｔｉ、２≦Ａｌ／Ｔｉ、
   Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ≦１４％であることを特徴とするＮｉ基
   耐熱超合金。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：７
   〜１２％、Ａｌ：５〜８％、Ｔｉ：１〜４％、Ｗ：３〜
   ８％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｎｂ：
   ０．５〜２．５％、Ｉｒ：１．５〜３％、Ｃ：０．０５
   〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．０３％、Ｚｒ：０．０
   ２〜０．０５％を含み、残部がＮｉおよび不可避的不純
   物からなり、かつ６％≦Ａｌ＋Ｔｉ、２≦Ａｌ／Ｔｉ、
   Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ≦１４％であるＮｉ基耐熱超合金材料を
   一方向凝固させてなることを特徴とするＮｉ基耐熱超合
   金。
3. 【請求項３】 Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔ
   ａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｉｒ、Ｃ、Ｂ、Ｚｒを含む溶融材料
   を、一方向凝固させた後、真空または不活性雰囲気内
   で、１２００℃〜１２５０℃に加熱し、同温度範囲で２
   時間以上溶体化処理した後急冷し、その後、１０５０℃
   〜１１５０℃で４時間以上時効処理することを特徴とす
   るＮｉ基耐熱超合金の製造方法。
4. 【請求項４】 請求項３記載のＮｉ基耐熱超合金の製造
   方法において、溶体化処理とそれに続く時効処理とを高
   温で連続して行う熱処理に際し、溶体化処理１２００℃
   〜１２５０℃の温度域から時効処理１０５０℃〜１１５
   ０℃の温度域への冷却速度を、３００℃／時間以上に設
   定し、その時効処理温度域で２時間以上保持した後に急
   冷し、その後、再び１０５０℃〜１１５０℃で４時間以
   上時効処理することを特徴とするＮｉ基耐熱超合金の製
   造方法。
5. 【請求項５】 重量％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：７
   〜１２％、Ａｌ：５〜８％、Ｔｉ：１〜４％、Ｗ：３〜
   ８％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｎｂ：
   ０．５〜２．５％、Ｉｒ：１．５〜３％、Ｈｆ：０．５
   〜２％、Ｙ：０．１５〜０．３％、Ｃ：０．０５〜０．
   ２％、Ｂ：０．０１〜０．０３％、Ｚｒ：０．０２〜
   ０．０５％を含み、残部がＮｉおよび不可避的不純物か
   らなり、かつ６％≦Ａｌ＋Ｔｉ、２≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋
   Ｔａ＋Ｍｏ≦１４％であることを特徴とするＮｉ基耐熱
   超合金。
6. 【請求項６】 重量％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：７
   〜１２％、Ａｌ：５〜８％、Ｔｉ：１〜４％、Ｗ：３〜
   ８％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｎｂ：
   ０．５〜２．５％、Ｉｒ：１．５〜３％、Ｈｆ：０．５
   〜２％、Ｙ：０．１５〜０．３％、Ｃ：０．０５〜０．
   ２％、Ｂ：０．０１〜０．０３％、Ｚｒ：０．０２〜
   ０．０５％を含み、残部がＮｉおよび不可避的不純物か
   らなり、かつ６％≦Ａｌ＋Ｔｉ、２≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋
   Ｔａ＋Ｍｏ≦１４％であるＮｉ基耐熱超合金材料を一方
   向凝固させてなることを特徴とするＮｉ基耐熱超合金。
7. 【請求項７】 Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔ
   ａ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｉｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｃ、Ｂ、Ｚｒを含む
   溶融材料を、一方向凝固させた後、真空または不活性雰
   囲気内で、１２００℃〜１２５０℃に加熱し、同温度範
   囲で２時間以上溶体化処理した後急冷し、その後、１０
   ５０℃〜１１５０℃で４時間以上時効処理することを特
   徴とするＮｉ基耐熱超合金の製造方法。
8. 【請求項８】 請求項７記載のＮｉ基耐熱超合金の製造
   方法において、溶体化処理とそれに続く時効処理とを高
   温で連続して行う熱処理に際し、溶体化処理１２００℃
   〜１２５０℃の温度域から時効処理１０５０℃〜１１５
   ０℃の温度域への冷却速度を、３００℃／時間以上に設
   定し、その時効処理温度域で２時間以上保持した後に急
   冷し、その後、再び１０５０℃〜１１５０℃で４時間以
   上時効処理することを特徴とするＮｉ基耐熱超合金の製
   造方法。
9. 【請求項９】 請求項１、２、５または６記載のいずれ
   かのＮｉ基耐熱超合金によって、タービンブレード、そ
   の他のガスタービンエンジン部品を構成したことを特徴
   とするＮｉ基耐熱超合金部品。