JP2000239771A - Ｎｉ基超合金、その製造方法およびガスタービン部品 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】クリープ強度および耐高温腐食性に優れたＮｉ
基超合金およびその製造方法を提供する。また、Ｎｉ基
超合金をガスタービン動翼および静翼などに適用するこ
とで、長寿命化を図ったガスタービン部品を得る。 【解決手段】重量％で、Ｃｏ：１０％〜１４％、Ｃｒ：
１％〜４％、Ｍｏ：２．１％〜４．０％、Ｗ：４．５％
〜６．５％、Ａｌ：５％〜７％、Ｔｉ：１％以下、Ｔ
ａ：４％〜８％、Ｒｕ：０．５％〜２．５％、Ｒｅ：４
％〜６％およびＨｆ：０．０５％〜０．１５％を含有
し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特
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、クリープ強度およ
び耐高温腐食性に優れたＮｉ基超合金およびその製造方
法、また、このＮｉ基超合金を適用したガスタービン部
品に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】ガスタービンの高効率化にともなう燃焼
温度の上昇により、タービン動静翼にはクリープ寿命の
向上が求められてきている。クリープ寿命の向上を図る
ために、タービン動静翼は、従来使用されてきた普通鋳
造翼から応力軸方向の結晶粒界を無くし高温強度を高め
た一方向凝固動翼、さらに結晶粒界を消失させることに
より、熱処理特性を低下させる原因であった粒界強化元
素を除去し、最適な熱処理によりγ′の析出率を高める
ことで、高温でのクリープ特性を更に向上させた単結晶
動翼へと変化してきた。また、単結晶動翼においてもＲ
ｅを含まないＣＭＳＸ−２（米国特許第４，５８２，５
４８号）、Ｒｅｎｅ’Ｎ４（米国特許第５，３９９，３
１３号）、ＰＷＡ１４８０（米国特許第４，２０９，３
４８号）およびＰＷＡ１４８３（英国特許２１２８１２
Ａ）などの第１世代の単結晶合金から、Ｒｅを３％程度
含むＣＭＳＸ−４（米国特許第４，６４３，７８２
号）、ＰＷＡ１４８４（米国特許第４，７１９，０８０
号）およびＲｅｎｅ’Ｎ５（特開平５−５９４７４）な
どの第２世代の単結晶合金、さらに、Ｒｅを５〜６％程
度含むＣＭＳＸ−１０（特開平７−１３８６８３）等の
第３世代の単結晶合金へと開発が行われてきた。これは
主として航空機用ジェットエンジン、小型ガスタービン
の分野で目ざましく進歩してきた技術であるが、産業用
の大型ガスタービンにおいても燃焼効率の向上を目的と
した高温化により、技術の転用が図られてきている。

【０００３】すでに、１５００℃級産業用ガスタービン
には第２世代の単結晶合金が使用されており、さらに次
世代ガスタービンには第３世代の単結晶合金並の強度が
要求されると考えられる。しかしながら第３世代の単結
晶合金は、クリープ特性が向上した反面、相安定性が悪
く長時間の使用によりＴＣＰ（Topollogical ClosedPac
ked）相といわれる脆化相が析出し、急激に強度が低下
するという問題があった。これは点検期間が数百時間か
ら数千時間と、比較的点検期間が短い航空機用ジェット
エンジンでは問題が少ない。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、点検期
間が数万時間と長い産業用ガスタービンでは問題を有し
ていた。

【０００５】また、産業用の大型ガスタービンでは、航
空機用ジェットエンジン、小型ガスタービンと異なり、
腐食性のつよい硫黄成分を多く含む燃料を使用する。こ
れより産業用ガスタービンでは優れた耐高温腐食性が要
求されるが、前述した航空機用ガスタービン翼材料とし
て開発されてきた合金では、要求される耐高温腐食性を
得ることができない。

【０００６】本発明は、このような問題点を解決するた
めになされたものであり、クリープ強度および耐高温腐
食性に優れたＮｉ基超合金およびその製造方法を提供す
ることを目的とする。

【０００７】また、このＮｉ基超合金をガスタービン動
翼および静翼などに適用することで、長寿命化を図った
ガスタービン部品を得ることを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】請求項１記載のＮｉ基超
合金は、重量％で、Ｃｏ：１０％〜１４％、Ｃｒ：１％
〜４％、Ｍｏ：２．１％〜４．０％、Ｗ：４．５％〜
６．５％、Ａｌ：５％〜７％、Ｔｉ：１％以下、Ｔａ：
４％〜８％、Ｒｕ：０．５％〜２．５％、Ｒｅ：４％〜
６％およびＨｆ：０．０５％〜０．１５％を含有し、残
部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とす
る。

【０００９】請求項２記載のＮｉ基超合金は、重量％
で、Ｃｏ：１１％〜１３％、Ｃｒ：２．０％〜３．５
％、Ｍｏ：２．１％〜３．０％、Ｗ：５．５％〜６．５
％、Ａｌ：５．５％〜６．５％、Ｔｉ：１％以下、Ｔ
ａ：５％〜７％、Ｒｕ：１％〜２％、Ｒｅ：４．５％〜
５．５％およびＨｆ：０．０５％〜０．１５％を含有
し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特
徴とする。

【００１０】請求項１および２記載の発明において、合
金組成における各添加元素の効果および組成限定理由を
述べる。

【００１１】Ｃｏ（コバルト）は、γ′相（Ｎｉ（ニッ
ケル）とＡｌ（アルミニウム）との金属間化合物Ｎｉ_３
Ａｌ）の固溶温度を低下させて溶体化温度幅を広くする
ために必要な元素である。その効果を十分に得るために
は、１０％以上の添加が必要であるが、添加量が１４％
を超えると高温域でのクリープ強度の低下を招く。従っ
て、Ｃｏの添加量を１０％以上１４％以下とした。な
お、添加量は、１１％以上１３％以下とするとさらに好
ましい。

【００１２】Ｃｒ（クロム）は、合金の耐高温腐食性を
向上させるために必要な元素である。その効果を十分得
るためには、本合金組成系では１％以上の添加が必要で
あるが、添加量が４％を超えるとシグマ相などの有害相
の析出傾向が強くなり、クリープ強度の低下を招く。従
って、Ｃｒの添加量は１％以上４％以下とすると良い。
なお、添加量は２．０％以上３．５％以下とするとさら
に好ましい。

【００１３】Ｍｏ（モリブデン）は、合金の固溶強化、
および負の格子定数ミスフィットによる整合界面強化に
よるクリープ強度向上に必要な元素である。本発明にお
ける合金では、シグマ相の析出を抑制するためにＣｒの
添加量を１％〜４％と抑えており、耐高温腐食性を維持
するために耐高温腐食性を低下させる主原因であるＷの
添加量を４．５〜６．５％としている。しかしながら、
Ｗの添加量はクリープ強度向上に効果がある。このため
Ｗの代用としてＭｏを２％以上添加して、高温強度の向
上を図った。しかしながら、Ｍｏの添加量が４％を超え
るとシグマ相など有害相の析出傾向が強くなりクリープ
強度の低下を招き、さらに耐高温腐食性も悪化する。従
って、Ｍｏの添加量は２％以上４％以下とすると良い。
なお、添加量は２％以上３％以下とするとさらに好まし
い。

【００１４】Ｗ（タングステン）は、合金の固溶強化に
よるクリープ強度向上に必要な元素である。その効果を
十分に得るには、４．５％以上の添加が必要であるが、
添加量が６．５％を超えるとシグマ相などの有害相の析
出傾向が強くなり、クリープ強度の低下を招くとともに
耐高温腐食性を低下させてしまう。従って、Ｗの添加量
は４％以上８％以下とすると良い。なお、添加量は５．
５％以上６．５％以下とするとさらに好ましい。

【００１５】Ａｌ（アルミニウム）は、γ′相の析出量
を増加させてクリープ強度を向上させるために必要な元
素である。その効果を十分得るためには、５％以上の添
加が必要であるが、添加量が７％を超えると高温域での
クリープ強度の低下を招くとともに、γ′固溶温度を上
昇させて熱処理特性を低下させてしまう。従って、Ａｌ
の添加量は５％以上７％以下とすると良い。なお、添加
量は５．５％以上６．５以下とするとさらに好ましい。

【００１６】Ｔｉ（チタン）は、γ′相を固溶強化して
クリープ強度を向上させるとともに、耐高温腐食性を向
上させる元素である。本発明において、目的とする強度
を得るためにはＴｉの添加は必ずしも必要ではないが、
更なる耐高温腐食性の向上およびクリープ強度の向上を
図るためにＴｉを添加することが望ましい。しかしなが
ら、Ｔｉの１％を超える添加は共晶γ′の生成を招き、
逆に強度低下の原因となるためその最大添加量を１％と
規定した。なお、０．５％以下とするとより好ましい。

【００１７】Ｔａ（タンタル）は、γ′を固溶強化して
クリープ強度を向上させるために必要な元素である。そ
の効果を十分得るためには、４％以上の添加が必要であ
るが、添加量が８％を超えると高温域でのクリープ強度
の低下を招く。従って、Ｔａの添加量を４％以上８％以
下と規定した。なお、添加量は４．５％以上６．５％以
下とするとより好ましい。

【００１８】Ｒｅ（レニウム）は、γ相（Ｎｉマトリッ
クス）を固溶強化してクリープ強度を向上させるととも
に、耐高温腐食性を向上させる元素である。目的の強度
を得るためには４％以上の添加が必要である。しかしな
がら、本合金組成系において、Ｒｅを６％を超えて添加
するとＲｅ−Ｗ相等のシグマ相を生成しクリープ強度の
低下を招くため、添加量を４％以上６％以下と規定し
た。なお、添加量は、４．５％以上５．５％以下とする
とさらに好ましい。

【００１９】Ｒｕ（ルテニウム）は、γ相を固溶強化し
クリープ強度を向上させる元素である。しかしながら、
本発明の合金組成系においてはＲｕを２．５％を超えて
添加するとＲｕ−Ｗ等のシグマ相を生成し、クリープ強
度の低下を招くため、Ｒｕの添加量を０．５％以上２．
５％以下と規定した。なお、好ましい添加量は１％以上
２％以下である。

【００２０】Ｈｆ（ハフニウム）は、合金の融点の低下
により熱処理特性が低下するため、従来のＮｉ基単結晶
合金においては添加されないものであるが、単結晶ター
ビンブレード鋳造時に生成する異結晶や、その後の熱処
理と加工とにより生ずる再結晶の粒界を強化し、タービ
ン動静翼の歩留まりを向上させるため、本発明の合金で
は０．０５％〜０．１５％の範囲で添加している。

【００２１】請求項３記載の発明は、請求項１または２
記載のＮｉ基超合金において、重量％で、Ｃを０．１％
〜０．５％含有することを特徴とする。

【００２２】請求項４記載の発明は、請求項１から３ま
でのいずれかに記載のＮｉ基超合金において、重量％
で、Ｚｒを０．１％〜０．５％含有することを特徴とす
る。

【００２３】請求項５記載の発明は、請求項１から４ま
でのいずれかに記載のＮｉ基超合金において、重量％
で、Ｂを０．１％〜０．５％含有することを特徴とす
る。

【００２４】請求項３から５までに記載の発明におい
て、Ｂ（ホウ素）、Ｃ（炭素）およびＺｒ（ジルコニウ
ム）は粒界強化元素である。しかし、これらの元素はＨ
ｆと同様に、添加により合金の融点を低下させ熱処理特
性を悪化させるため、従来のＮｉ基超合金では全く添加
されていない。

【００２５】本発明においては、単結晶合金の組成を有
する合金にＢを０．１％〜０．５％、Ｃを０．１％〜
０．５％およびＺｒを０．１％〜０．５％の範囲で添加
することで、現在の一方向凝固合金のクリープ強度を超
える一方向凝固合金を得ることができる。

【００２６】請求項６記載のＮｉ基超合金の製造方法
は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、
Ｒｕ、ＲｅおよびＨｆを含む合金材料を用いて、１２１
０℃以上１３５０℃以下の温度範囲において溶体化熱処
理を行った後、１０５０℃以上１２００℃未満の温度範
囲において１段時効熱処理を行い、単結晶化することを
特徴とする。

【００２７】請求項７記載のＮｉ基超合金の製造方法
は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、
Ｒｕ、ＲｅおよびＨｆを含有し、Ｃ、ＺｒまたはＢのい
ずれか一種以上を含有する合金材料を用いて、１１５０
℃以上１２５０℃以下の温度範囲において溶体化熱処理
を行った後、１０００℃以上１２００℃未満の温度範囲
において１段時効熱処理を行い、一方向凝固することを
特徴とする。

【００２８】請求項８記載のガスタービン部品は、請求
項１または２記載のＮｉ基超合金により構成される。

【００２９】請求項９記載のガスタービン部品は、請求
項６記載の製造方法で作製されたＮｉ基超合金により構
成される。

【００３０】請求項１０記載のガスタービン部品は、請
求項３から５までのいずれかに記載のＮｉ基超合金によ
り構成される。

【００３１】請求項１１記載のガスタービン部品は、請
求項７記載の製造方法で作製されたＮｉ基超合金により
構成される。

【００３２】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施形態を図１〜
図１０および表１〜表７を用いて説明する。なお、以下
に示す実施例は本発明と他の超合金や物品との関係を例
示するものであり、いかなる意味においても本発明の範
囲が限定されるものではない。

【００３３】第１実施形態（図１〜図３、表１） 本実施形態においては、本発明の合金組成を有する単結
晶化させたＮｉ基超合金が優れたクリープ破断特性およ
び耐高温腐食性を有することを説明する。なお、本実施
形態においては、実施例、比較例および従来例を用い
た。

【００３４】実施例（試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．８） 本実施例においては、表１に示す試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．
８の成分組成範囲のＮｉ基超合金材料を用いた。

【００３５】

【表１】

【００３６】表１に示すように、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．
８のＮｉ基超合金材料は、重量％で、Ｃｏ：１０％〜１
４％、Ｃｒ：１％〜４％、Ｍｏ：２．１％〜４．０％、
Ｗ：４．５％〜６．５％、Ａｌ：５％〜７％、Ｔｉ：１
％以下、Ｔａ：４％〜８％、Ｒｕ：０．５％〜２．５
％、Ｒｅ：４％〜６％およびＨｆ：０．０５％〜０．１
５％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からな
る。

【００３７】比較例（試料Ｎｏ．９〜Ｎｏ．２７） 本比較例においては、表１に示す試料Ｎｏ．９〜Ｎｏ．
２７の成分組成範囲のＮｉ基超合金材料を用い、本発明
の成分組成範囲以外のＮｉ基超合金材料を用いた。

【００３８】従来例（試料Ｎｏ．２８（ＣＭＳＸ−
４）） 本従来例においては、表１に示す試料Ｎｏ．２８として
ＣＭＳＸ−４を用いた。表１に示すように、ＣＭＳＸ−
４の合金材料は、重量％で、Ｃｏ：９．０％、Ｃｒ：
６．５％、Ｍｏ：０．６％、Ｗ：６．０％、Ａｌ：５．
６％、Ｔｉ：１．０％、Ｔａ：６．５％、Ｒｅ：３．０
％およびＨｆ：０．１％を含有し、残部がＮｉおよび不
可避的不純物からなる。

【００３９】実施例および比較例の成分組成を有する合
金について、各試験片を作成するために、あらかじめ表
１に示す組成になるように、原材料を適当な割合として
真空溶解により精練を行った。その後、再溶解用インゴ
ットを作り、これを直径１００×１０００ｍｍ程度のメ
ルティングストックに鋳造した。このメルティングスト
ックを必要量に小割りにし、その後、引き抜き法により
直径９×１００ｍｍの丸棒形状の単結晶合金を鋳造し
た。

【００４０】そして、実施例、比較例および従来例にお
ける試料Ｎｏ．１から試料Ｎｏ．２８までの組成からな
る各試験片について、塩酸と過酸化水素水とをグリセリ
ンで希釈した腐食液にてエッチングを行い、試験片全体
が単結晶化していること、ならびに成長方向が引き抜き
方向に対して１０°以内になっていることを目視にて確
認した。

【００４１】その後、表１に示す実施例、比較例および
従来例における試料Ｎｏ．１から試料Ｎｏ．２８までの
組成からなり、単結晶化させた各試験片について、図１
に示す溶体化処理および時効熱処理を以下のように施し
た。

【００４２】図１は、実施例および比較例の熱処理シー
ケンスを示す図である。

【００４３】図１に示すように、まず試料Ｎｏ．１から
試料Ｎｏ．２７までの各試験片を１２８０℃の温度で１
時間の予備加熱処理を施した。その後、１３００℃の温
度で５時間の溶体化熱処理を施した後、室温にてガス冷
却(ＧＦＣ；Gas fan Cooling）を行った。次に、１１０
０℃の温度で４時間の１段時効熱処理を行い、室温にて
ガス冷却（ＧＦＣ）を行った後、続いて、７８０℃の温
度で２０時間の２段時効熱処理を行い、室温にてガス冷
却（ＧＦＣ）を行った。

【００４４】一方、試料Ｎｏ．２８のＣＭＳＸ−４は部
分溶体化熱処理後、１０８０℃の温度で４時間の１段時
効熱処理を行い、室温にてガス冷却（ＧＦＣ）を行った
後、続いて、８７０℃の温度で２０時間の２段時効熱処
理を行い、室温にてガス冷却（ＧＦＣ）を行った。

【００４５】このように試料Ｎｏ．１から試料Ｎｏ．２
８までの各試験片について処理を施した後、試験片を直
径８×２mmの高温腐食試験用試験片に加工した。そし
て、大気中、温度１１００℃および応力１３８ＭＰａの
条件下にてクリープ破断試験を行い、クリープ破断寿命
を測定した。その結果を図２に示す。

【００４６】図２に示すように、本発明の合金組成範囲
である実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．８では、温度
１１００℃および１３８ＭＰａの試験条件下では、クリ
ープ破断寿命が１９８．１〜２１２．１時間となってお
り、従来例の試料Ｎｏ．２８の合金ＣＭＳＸ−４と比較
すると、クリープ破断寿命の大幅な向上が見られた。こ
れに対し、本発明の合金組成範囲外である比較例の試料
Ｎｏ．９では、Ｃｏ添加量が少ないため相安定性が低下
し、ＴＣＰ相が析出することによりクリープ破断寿命が
低下した。試料Ｎｏ．１０では、Ｃｏの過剰添加により
逆に相安定性が低下し、クリープ破断寿命が低下した。
また、試料Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１５およびＮｏ．２０で
は、固溶強化元素であるＭｏ、ＷおよびＴａの添加量が
少なく、強度に有効に作用しないため破断寿命が低下し
た。試料Ｎｏ．１８ではＡｌの添加量が少なく、析出強
化の主要因子であるγ′析出量が低下することによりク
リープ破断寿命が低下した。試料Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１
４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２３およびＮｏ．
２５では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、ＲｅおよびＲｕの過
剰添加により、Ｒｅ−Ｗ、Ｒｕ−Ｗ、α−Ｗおよびα−
Ｍｏ等のＴＣＰ相が析出しクリープ破断寿命が低下し
た。試料Ｎｏ．１７およびＮｏ．１９では、Ａｌおよび
Ｔｉの過剰添加によりγ−γ′共晶が生成し、これがク
リープ時にクラックの生成箇所となることにより、クリ
ープ破断寿命が低下した。さらに、試料Ｎｏ．２７で
は、Ｈｆの過剰添加により、部分的に合金の融点が低下
してクリープ破断寿命が低下した。

【００４７】次に、試験片を平行部の直径４ｍｍ×２０
ｍｍ、全長６０ｍｍのクリープ試験片に加工した。そし
て、耐高温腐食性を評価する目的で、９０％Ｎａ_２ＳＯ
_４＋１０％ＮａＣｌの組成を有する混合塩を試験片表面
積あたり４０ｍｇ／ｃｍ^２塗布し、８５０℃にて４０時
間加熱保持し、腐食浸食量を測定した。その結果を図３
に示す。

【００４８】図３に示すように、本発明の合金組成範囲
内にある試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．８では、従来例の合
金ＣＭＳＸ−４に対し、良好な耐高温腐食性を示した。

【００４９】従って、本実施形態によれば、優れたクリ
ープ破断特性および耐高温腐食性を有するＮｉ基超合金
を得ることができる。

【００５０】第２実施形態（表２〜表３、図４〜図５） 本実施形態においては、熱処理温度を変化させて単結晶
化したＮｉ基超合金を作製した。

【００５１】あらかじめ表１に示す試料Ｎｏ．１の合金
組成になるように、原材料を適当な割合として真空溶解
により精練を行った。その後、再溶解用インゴットを作
り、これを直径１００×１０００ｍｍ程度のメルティン
グストックに鋳造した。このメルティングストックを必
要量に小割りにし、その後、引き抜き法により直径９×
１００ｍｍの丸棒形状の単結晶合金を鋳造した。これを
試料Ｎｏ．２９とした。

【００５２】このようにして得られた試料Ｎｏ．２９の
合金組成を表２に示す。

【００５３】

【表２】

【００５４】表２に示すように、試料Ｎｏ．２９のＮｉ
基超合金の合金組成は、重量％で、Ｃｏ：１１．０％、
Ｃｒ：３．０％、Ｍｏ：２．１％、Ｗ：６．０％、Ａ
ｌ：５．８％、Ｔａ：５．８％、Ｒｅ：４．９％、Ｒ
ｕ：１．５％およびＨｆ：０．１％を含有し、残部がＮ
ｉおよび不可避的不純物からなる。

【００５５】その後、この試験片を塩酸と過酸化水素水
とをグリセリンで希釈した腐食液にてエッチングを行
い、試験片全体が単結晶化していること、ならびに成長
方向が引き抜き方向に対して１０°以内になっているこ
とを目視にて確認した。

【００５６】このようにして得られた試験片に対して、
図４に示す熱処理シーケンスにより熱処理を施した。

【００５７】図４に示すように、まず、過熱による局部
溶融を防止するため、溶体化温度より２０℃低い温度に
おいて１時間、予備熱処理を施した。その後、表３に示
す熱処理Ｎｏ．１から熱処理Ｎｏ．８までに示す温度に
おいて溶体化熱処理(I) を施し、室温にてガス冷却（Ｇ
ＦＣ）を行った。次に、表３に示す熱処理Ｎｏ．１から
熱処理Ｎｏ．８までの温度で４時間の１段時効熱処理(I
I)を行い、室温にてガス冷却（ＧＦＣ）を行った後、続
いて、７８０℃の温度で２０時間の２段時効熱処理を行
い、室温にてガス冷却（ＧＦＣ）を行った。

【００５８】

【表３】

【００５９】熱処理後、試験片を平行部径の直径４ｍｍ
×２０ｍｍ、全長６０ｍｍのクリープ試験片に加工した
後、大気中、温度１１００℃および応力１３８ＭＰａ条
件下においてクリープ試験を実施した。その結果を図５
に示す。

【００６０】図５に示すように、本発明の熱処理範囲に
ある熱処理Ｎｏ．ｌ〜熱処理Ｎｏ．４の温度で熱処理を
施した試験片では、クリープ破断寿命が１５１〜２０７
時間となり、本発明の熱処理範囲外である比較例の熱処
理Ｎｏ．５〜熱処理Ｎｏ．８の温度で熱処理を施した試
験片と比較して、良好なクリープ破断寿命を示した。

【００６１】従って、本実施形態によれば、溶体化熱処
理および１段時効熱処理などの熱処理温度を最適とする
ことで、優れたクリープ破断特性を有するＮｉ基超合金
を得ることができる。

【００６２】第３実施形態（表４〜表５、図６〜図８） 本実施形態においては、本発明の組成範囲にある合金に
Ｃ、ＺｒおよびＢを添加し、一方向凝固化したＮｉ基超
合金を用いた。

【００６３】試験片は、まず第１実施形態で使用した試
料Ｎｏ．１の合金組成を目標に、表４に示す組成のメル
ティングストックを作製した。

【００６４】

【表４】

【００６５】このメルティングストックに、表５に示す
Ｃ、ＺｒおよびＢを添加し、引き抜き法により直径９×
１００ｍｍの丸棒形状の一方向凝固試験片として、試料
Ｎｏ．３０から試料Ｎｏ．４０までの組成からなる各試
験片を得た。なお、試料Ｎｏ．３０から試料Ｎｏ．３６
までの各試験片は本発明の組成範囲内にある実施例であ
り、試料Ｎｏ．３７から試料Ｎｏ．４０までの各試験片
は、本発明の組成範囲外にある比較例である。

【００６６】

【表５】

【００６７】これらの各試験片に対して、塩酸と過酸化
水素水とによりエッチングを行い、結晶成長方向が引き
抜き方向に対して１０°以内になっていることを目視に
て確認した。

【００６８】従来例として、表５に示さないＣＭ２４７
ＬＣ（試料Ｎｏ．４１）を除く試料Ｎｏ．３０から試料
Ｎｏ．４０までの１１種類の各試験片について、図６に
示す熱処理を施した。

【００６９】図６に示すように、１１種類の各試験片を
１２００℃の温度で４時間の溶体化熱処理を施した後、
室温にてガス冷却（ＧＦＣ；Gas fan Cooling ）を行っ
た。次に、１０８０℃の温度で４時間の１段時効熱処理
を行い、室温にてガス冷却（ＧＦＣ）を行った後、続い
て、７８０℃の温度で２０時間の２段時効熱処理を行
い、室温にてガス冷却（ＧＦＣ）を行った。

【００７０】一方、試料Ｎｏ．４１としてのＣＭ２４７
ＬＣは溶体化熱処理後、１０８０℃の温度で４時間の１
段時効熱処理を行い、室温にてガス冷却（ＧＦＣ）を行
った。そして、続いて８７０℃の温度で２０時間の２段
時効熱処理を施し、室温にてガス冷却（ＧＦＣ）を行っ
た。

【００７１】熱処理後、試験片を直径８×２mmの高温腐
食試験用試験片および平行部の直径４ｍｍ×２０ｍｍ、
全長６０ｍｍのクリープ試験片に加工した。そして、大
気中、温度１１００℃および応力１３８ＭＰａの条件下
にてクリープ破断試験を行い、クリープ破断寿命を測定
した。その結果を図７に示す。

【００７２】図７に示すように、実施例における合金
は、比較合金および従来合金ＣＭ２４７ＬＣに対し、ク
リープ破断寿命が向上した。

【００７３】また、耐高温腐食性を評価する目的で、９
０％Ｎａ_２ＳＯ_４＋１０％ＮａＣｌの組成を有する混合
塩を試験片表面積あたり４０ｍｇ／ｃｍ^２の量を塗布
し、温度８５０℃にて４０時間加熱保持後、腐食浸食量
（ｍｍ）を測定した。その結果を図８に示す。

【００７４】図８に示すように、試料Ｎｏ．３０から試
料Ｎｏ．３６までの実施例の合金は、試料Ｎｏ．３７か
ら試料Ｎｏ．４０までの比較例およびＣＭ２４７ＬＣで
ある従来例の合金に比較して、良好な耐高温腐食性を示
した。

【００７５】従って、本実施形態によれば、優れたクリ
ープ破断特性および耐高温腐食性を有するＮｉ基超合金
を得ることができる。

【００７６】第４実施形態（表６〜表７、図９〜図１
０） 本実施形態においては、熱処理温度を変化させて一方向
凝固化したＮｉ基超合金を作製した。

【００７７】あらかじめ表５に示す試料Ｎｏ．３０の合
金組成になるように、原材料を適当な割合として真空溶
解により精練を行った。その後、再溶解用インゴットを
作り、これを直径１００×１０００ｍｍ程度のメルティ
ングストックに鋳造した。このメルティングストックの
合金組成を表６の試料Ｎｏ．４２に示す。

【００７８】

【表６】

【００７９】表６に示すように、試料Ｎｏ．４２のＮｉ
基超合金の合金組成は、重量％で、Ｃｏ：１１．２％、
Ｃｒ：３．２％、Ｍｏ：２．２％、Ｗ：６．１％、Ａ
ｌ：５．８％、Ｔａ：５．９％、Ｒｅ：４．９％、Ｒ
ｕ：１．５％、Ｈｆ：０．１％およびＣ：０．１％を含
有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。

【００８０】このメルティングストックを必要量に小割
りにし、その後、引き抜き法により直径９×１００ｍｍ
の丸棒形状の一方向凝固試験片を鋳造した。

【００８１】この試験片に対して、塩酸と過酸化水素水
とによりエッチングを行い、結晶成長方向が引き抜き方
向に対して１０°以内になっていることを目視にて確認
した。

【００８２】このようにして得られた試験片に対して、
図９に示す熱処理シーケンスにより熱処理を施した。

【００８３】図９に示すように、まず、表７に示す熱処
理Ｎｏ．９から熱処理Ｎｏ．１５までに示す温度におい
て溶体化熱処理(I) を施し、室温にてガス冷却（ＧＦ
Ｃ）を行った。次に、表７に示す熱処理Ｎｏ．９から熱
処理Ｎｏ．１５までの温度で４時間の１段時効熱処理(I
I)を行い、室温にてガス冷却（ＧＦＣ）を行った後、続
いて、７８０℃の温度で２０時間の２段時効熱処理を行
い、室温にてガス冷却（ＧＦＣ）を行った。

【００８４】

【表７】

【００８５】表７に示すように、熱処理Ｎｏ．９から熱
処理Ｎｏ．１１は溶体化熱処理の温度が１１５０℃以上
１２００℃以下、１段時効熱処理の温度が１０００℃以
上１２００℃未満であり本発明の範囲内の処理条件で行
った実施例であり、熱処理Ｎｏ．１２から熱処理Ｎｏ．
１５は本発明の範囲外の処理条件により熱処理を行った
比較例である。

【００８６】次に、熱処理後の各試験片を平行部径の直
径４ｍｍ×２０ｍｍ、全長６０ｍｍのクリープ試験片に
加工し、大気中、温度１１００℃および応力１３８ＭＰ
ａ条件下にてクリープ試験を実施し、クリープ破断寿命
を測定した。その試験結果を図１０に示す。

【００８７】図１０に示すように、本発明の範囲内の実
施例における熱処理では、クリープ破断寿命は５０〜６
１時間となり、比較例における熱処理に対し、良好なク
リープ破断寿命を示した。

【００８８】従って、本実施形態によれば、単結晶合金
に粒界強化元素を添加して、一方向凝固合金とした場合
においても、優れたクリープ特性を有するＮｉ基超合金
を得ることができる。

【００８９】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
優れたクリープ破断寿命と耐高温腐食性とを有するＮｉ
基超合金をガスタービン動翼および静翼などのガスター
ビン部品に適用することで、その効率向上に大きく寄与
できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の第１実施形態における、実施例および
比較例の熱処理シーケンスを示す図。

【図２】本発明の第１実施形態における、実施例、比較
例および従来例のクリープ試験結果を示す図。

【図３】本発明の第１実施形態における、実施例、比較
例および従来例の高温腐食試験結果を示す図。

【図４】本発明の第２実施形態における、熱処理シーケ
ンスを示す図。

【図５】本発明の第２実施形態における、実施例および
比較例のクリープ試験結果を示す図。

【図６】本発明の第３実施形態における、熱処理シーケ
ンスを示す図。

【図７】本発明の第３実施形態における、実施例、比較
例および従来例のクリープ試験結果を示す図。

【図８】本発明の第３実施形態における、実施例、比較
例および従来例の高温腐食試験結果を示す図。

【図９】本発明の第４実施形態における、熱処理シーケ
ンスを示す図。

【図１０】本発明の第４実施形態における、実施例およ
び比較例のクリープ試験結果を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５０Ａ ６５１ ６５１Ｂ ６９１ ６９１Ｂ (72)発明者 小泉 裕 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁 金属材料技術研究所内 (72)発明者 中澤 静夫 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁 金属材料技術研究所内 (72)発明者 横川 忠晴 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁 金属材料技術研究所内 (72)発明者 原田 広史 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁 金属材料技術研究所内 (72)発明者 日野 武久 神奈川県横浜市鶴見区末広町二丁目４番地 株式会社東芝京浜事業所内 (72)発明者 吉岡 洋明 神奈川県横浜市鶴見区末広町二丁目４番地 株式会社東芝京浜事業所内 (72)発明者 永田 晃則 神奈川県横浜市鶴見区末広町二丁目４番地 株式会社東芝京浜事業所内 Ｆターム(参考） 3G002 EA06

Claims (11)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃｏ：１０％〜１４％、Ｃ
   ｒ：１％〜４％、Ｍｏ：２．１％〜４．０％、Ｗ：４．
   ５％〜６．５％、Ａｌ：５％〜７％、Ｔｉ：１％以下、
   Ｔａ：４％〜８％、Ｒｕ：０．５％〜２．５％、Ｒｅ：
   ４％〜６％およびＨｆ：０．０５％〜０．１５％を含有
   し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特
   徴とするＮｉ基超合金。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃｏ：１１％〜１３％、Ｃ
   ｒ：２．０％〜３．５％、Ｍｏ：２．１％〜３．０％、
   Ｗ：５．５％〜６．５％、Ａｌ：５．５％〜６．５％、
   Ｔｉ：１％以下、Ｔａ：５％〜７％、Ｒｕ：１％〜２
   ％、Ｒｅ：４．５％〜５．５％およびＨｆ：０．０５％
   〜０．１５％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純
   物からなることを特徴とするＮｉ基超合金。
3. 【請求項３】 請求項１または２記載のＮｉ基超合金に
   おいて、重量％で、Ｃを０．１％〜０．５％含有するこ
   とを特徴とするＮｉ基超合金。
4. 【請求項４】 請求項１から３までのいずれかに記載の
   Ｎｉ基超合金において、重量％で、Ｚｒを０．１％〜
   ０．５％含有することを特徴とするＮｉ基超合金。
5. 【請求項５】 請求項１から４までのいずれかに記載の
   Ｎｉ基超合金において、重量％で、Ｂを０．１％〜０．
   ５％含有することを特徴とするＮｉ基超合金。
6. 【請求項６】 Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔ
   ｉ、Ｔａ、Ｒｕ、ＲｅおよびＨｆを含む合金材料を用い
   て、１２１０℃以上１３５０℃以下の温度範囲において
   溶体化熱処理を行った後、１０５０℃以上１２００℃未
   満の温度範囲において１段時効熱処理を行い、単結晶化
   することを特徴とするＮｉ基超合金の製造方法。
7. 【請求項７】 Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔ
   ｉ、Ｔａ、Ｒｕ、ＲｅおよびＨｆを含有し、Ｃ、Ｚｒま
   たはＢのいずれか一種以上を含有する合金材料を用い
   て、１１５０℃以上１２５０℃以下の温度範囲において
   溶体化熱処理を行った後、１０００℃以上１２００℃未
   満の温度範囲において１段時効熱処理を行い、一方向凝
   固することを特徴とするＮｉ基超合金の製造方法。
8. 【請求項８】 請求項１または２記載のＮｉ基超合金に
   より構成されたガスタービン部品。
9. 【請求項９】 請求項６記載の製造方法で作製されたＮ
   ｉ基超合金により構成されたガスタービン部品。
10. 【請求項１０】 請求項３から５までのいずれかに記載
    のＮｉ基超合金により構成されたガスタービン部品。
11. 【請求項１１】 請求項７記載の製造方法で作製された
    Ｎｉ基超合金により構成されたガスタービン部品。