JP2017075403A - ニッケル基耐熱超合金 - Google Patents

Abstract

【課題】製造プロセス面で大幅に簡略化可能な鋳造鍛造法において、耐熱特性面およびコスト面で粉末冶金法を凌ぐニッケル基耐熱合金の開発を鋭意検討し、鋳造鍛造法により作製されたニッケル基耐熱合金においても粉末冶金法により作製した合金の耐熱特性を凌駕するニッケル基耐熱合金を見出す。
【解決手段】鋳造鍛造法によるニッケル基耐熱超合金の製造方法であって、原料を真空誘導溶解、エレクトロスラグ再溶解および真空アーク再溶解により溶解し、インゴットを作製する工程、前記インゴットを１２００℃程度で均質化熱処理する工程、前記均質化熱処理したインゴットを平均１１００℃で鍛造する工程、および前記鍛造して得られた鍛造材をγ’固溶温度の９３％以上１００％未満で溶体化処理した後に時効熱処理する工程を含む。
【選択図】なし

Description

本発明は、航空エンジン、発電用ガスタービンなどの耐熱部材、特に、タービンディスクやタービン翼などに用いられるニッケル基耐熱超合金に関する。

航空エンジン、発電ガスタービンなどの耐熱部材である、たとえば、タービンディスクは、タービン翼を装着する回転部材であり、タービンディスクには、タービン動翼に比べ遥かに高い応力が作用する。このため、高温高応力域におけるクリープ強度や引張強度、低サイクル疲労特性などの機械的特性と鍛造性に優れる材料が必要とされる。一方、燃費や性能向上に伴い、エンジンガス温度の向上とタービンディスクの軽量化が求められ、材料にはより高い耐熱性と強度が必要とされる。

一般に、タービンディスクにはニッケル基鍛造合金が用いられている。たとえば、γ’’（ガンマダブルプライム）相を強化相として利用したＩｎｃｏｎｅｌ７１８（Ｔｈｅ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｎｉｃｋｅｌ Ｃｏｍｐａｎｙ， Ｉｎｃ． 登録商標）やγ’’相よりも安定なγ’（ガンマプライム）相を２５ｖｏｌ％程度析出させ、強化相として利用したＷａｓｐａｌｏｙ（Ｕｎｉｔｅｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｉｇｉｅｓ， Ｉｎｃ． 登録商標）が多用されている。また、１９８６年以降、高温化の観点からＵｄｉｍｅｔ７２０（Ｓｐｅｃｉａｌ Ｍｅｔａｌｓ， Ｉｎｃ． 登録商標）が導入されている。Ｕｄｉｍｅｔ７２０は、γ’相を４５ｖｏｌ％程度析出させ、かつγ相の固溶強化のためにタングステンが添加されたものであり、耐熱特性に優れる。

一方、Ｕｄｉｍｅｔ７２０は、組織安定性が必ずしも十分ではなく、有害なＴＣＰ（Ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａｌｌｙ ｃｌｏｓｅ ｐａｃｋｅｄ）相が使用中に形成するため、クロム量を減少させるなどの改良を施したＵｄｉｍｉｔ７２０Ｌｉ（Ｕ７２０Ｌｉ／Ｕ７２０ＬＩ）が開発された。しかしながら、改良されたＵｄｉｍｉｔ７２０Ｌｉにおいても、依然ＴＣＰ相の発生が避けられず、長時間や高温での使用が制限されている状況にある。

高強度が求められる高圧タービンディスクには、ＡＦ１１５、Ｎ１８、Ｒｅｎｅ８８ＤＴなどに代表される粉末冶金合金が使用される場合がある。粉末冶金合金には、強化元素を多く含むにも関わらず、偏析のない均質なディスクが得られるというメリットがある。一方、粉末冶金合金には、介在物の混入を抑制するために、清浄度の高い真空溶解、粉末分級時のメッシュサイズの適正化などの高度な製造工程管理が要求され、製造コストが大幅に上がるという問題がある。

この他にも、従来のニッケル基耐熱超合金の化学組成については数多くの改良提案がなされてきている。そのいずれも、主要構成元素として、コバルト、クロム、モリブデンまたはモリブデンとタングステン、アルミニウム、そしてチタンを含有し、さらに、代表的なものでは、ニオブまたはタンタルのいずれか一方または両方を必須の成分元素としている。このようなニオブやタンタルの含有は、上記粉末治金には適しているものの、鋳造鍛造を難しくする要因となっている。

チタンは、γ’相を強化させ、引張強度や亀裂伝播抵抗を向上させる働きをすることから添加されている。しかしながら、チタンのみの過剰添加は、γ’固溶温度を高めることに加え、有害相を生成させ、健全なγ／γ’２相組織を得ることが難しいとの観点から、５質量％程度までに制限されている。

このような状況において、本発明者らは、ニッケル基耐熱超合金の化学組成の最適化について検討を加え、コバルトを５５質量％まで積極的に添加することにより有害なＴＣＰ相の抑制が可能であることを見出している。また、本発明者らは、コバルトと同時にチタンの含有量を所定の比率で増加させることによって、γ／γ’の２相組織を安定化させることが可能であることを見出している。これらの知見に基づき、従来の合金に比べてより高い温度域においても長時間耐えることが可能であり、かつ加工性の良好なニッケル基耐熱超合金を提案している（特許文献１）。

また、ニッケル基耐熱超合金の性能改善では、ニッケル基耐熱合金のミクロ組織に着目した提案がいくつか行われている。（特許文献２、３、４）。

粉末冶金法で作製したニッケル基耐熱超合金では、γ’固溶温度を超える温度域（スーパーソルバス温度）での溶体化熱処理後においても結晶粒の巨大化は起こり難いので、一般に、固溶温度を超える温度域での溶体化熱処理後に時効熱処理を行うことによって結晶粒径および粒度分布を制御している（特許文献７など）。しかしながら、結晶粒の巨大化は起こり難いというものの、結晶粒の制御が不十分な場合も少なくない。そこで、固溶温度を超える温度域での溶体化熱処理時の有害な結晶粒成長を回避するために、鍛造時の歪み速度制御の重要性も併せて提案されている（たとえば、特許文献５、６）。また、結晶粒の適切な成長を促すために、ニッケル基耐熱合金の炭素含有量を高め、かつ局部的に高められた歪速度で鍛造する方法も提案されている（特許文献８）。

しかしながら、上記特許文献に記載された合金は、プロセスが複雑で、製造コストの高い粉末合金であり、粉末合金では、最適なミクロ組織が化学組成によって異なり、一部の限定された材料および製法にのみ適用可能なものであると考えられる。

一方、鋳造鍛造法により作製したニッケル基耐熱超合金は、固溶温度を超える温度域で溶体化熱処理してしまうと結晶粒が巨大化して耐熱特性を著しく損なうため、溶体化は、固溶温度の９０％以下で行った後、時効熱処理を行うのが一般的である。
しかしながら、従来の鋳造鍛造法により作製されたニッケル基耐熱超合金の中には、粉末冶金法で作製したニッケル基耐熱超合金の耐熱特性を顕著に上回るものが見出されていないのが現状である。したがって、製造プロセス面で大幅に簡略化可能な鋳造鍛造法により、耐熱特性面およびコスト面においても粉末冶金法を凌ぐニッケル基耐熱超合金の開発が強く望まれている。

国際公開２００６／０５９８０５号のパンフレット 特許第２６６６９１１号公報 特許第２６６７９２９号公報 特開２００３−８９８３６号公報 米国特許第４９５７５６７号公報 米国特許第５５２９６４３号公報 特開２０１１―１２３４６号公報 特開２００９―７６７２号公報

近年のエネルギ―効率の改善を実現するために、航空エンジン、発電ガスタービンなどの耐熱部材については、より高温での使用を可能とする材料の開発が急務となっている。たとえば、タービンディスクについては、疲労強度、高温クリープ強度、破壊靱性、高温疲れ亀裂耐性などの機械的特性が一段と優れた新しい合金の開発が強く要望されている。
本発明は、従来の鋳造鍛造法により作製されたニッケル基耐熱超合金の中には、粉末冶金法で作製したニッケル基耐熱超合金の耐熱特性を顕著に上回るものが見出されていない現状に鑑み、耐熱特性面およびコスト面で粉末冶金法を凌ぐニッケル基耐熱超合金の開発を鋭意検討し、製造プロセス面で大幅に簡略化可能な鋳造鍛造法により作製され、粉末冶金により作製されたニッケル基超合金の耐熱特性を凌駕するニッケル基耐熱超合金を提供することを課題としている。

本発明者らは、鋳造鍛造法により作製された特定の合金組成を有するニッケル基耐熱超合金に関して、溶体化熱処理条件を詳細に検討し、特に、溶体化温度を適切に制御することによって、高温下において優れた引張強度とクリープ寿命を兼ね備えたニッケル基耐熱超合金を見出し、本発明を完成した。一般に、鋳造鍛造法は、安価な製造プロセスとして知られているが、本発明者らは、製造コストが高い粉末冶金法でしか達成できなかった高温耐熱特性を凌駕するニッケル基耐熱超合金が鋳造鍛造法によって作製可能であることを明らかにした。

すなわち、本発明のニッケル基耐熱超合金は、鋳造鍛造法によって作製されたニッケル基耐熱超合金であって、組成が、２．０質量％以上２５質量％以下のクロム、０．２質量％以上７．０質量％以下のアルミニウム、１９．５質量％以上５５．０質量％以下のコバルト、および［０．１７×（コバルトの含有質量％−２３）＋３］質量％以上［０．１７×（コバルトの含有質量％−２０）＋７］質量％以下でかつ５．１質量％以上のチタンを含み、残余がニッケルおよび不可避的不純物からなるものであって、γ’固溶温度の９３％以上１００％未満で溶体化されたものであることを特徴としている。

このニッケル基耐熱超合金においては、コバルトの含有量が２１．８質量％以上５５．０質量％以下であることが好ましい。

また、このニッケル基耐熱超合金においては、チタンの含有量が５．５質量％以上１２．４４質量％以下であることが好ましい。

また、このニッケル基耐熱超合金においては、チタンの含有量が６．１質量％以上１２．４４質量％以下であることが好ましい。

また、このニッケル基耐熱超合金においては、γ’固溶温度の９４％以上１００％未満で溶体化されたものであることが好ましい。

また、このニッケル基耐熱超合金においては、１０質量％以下のモリブデンと１０質量％以下のタングステンのいずれか一方または両方を含むことが好ましい。

また、このニッケル基耐熱超合金においては、モリブデンの含有量が４質量％未満であることが好ましい。

また、このニッケル基耐熱超合金においては、タングステンの含有量が３質量％未満であることが好ましい。

また、このニッケル基耐熱超合金においては、１０質量％以下のタンタルまたは５．０質量％以下のニオブのいずれか一方または両方を含むことが好ましい。

また、このニッケル基耐熱超合金においては、２質量％以下のバナジウム、５質量％以下のレニウム、０．１％質量以下のマグネシウム、２質量％以下のハフニウム、または３質量％以下のルテニウムの少なくともいずれか一種を含むことが好ましい。

また、このニッケル基耐熱超合金においては、１２質量％以上１４．９質量％以下のクロム、２．０質量％以上３．０質量％以下のアルミニウム、２０．０質量％以上２７．０質量％以下のコバルト、５．５質量％以上６．５質量％以下のチタン、０．８質量％以上１．５質量％以下のタングステン、２．５質量％以上３．０質量％以下のモリブデン、および０．０１質量％以上０．２％質量以下のジルコニウム、０．０１質量％以上０．１５％質量以下の炭素、または０．００５質量％以上０．１質量％以下のホウ素の少なくともいずれか一種を含み、残余がニッケルおよび不可避的不純物からなることが好ましい。

本発明のニッケル基耐熱超合金は、
１）鋳造鍛造法によって作製されたニッケル基耐熱超合金である、
２）組成が、２．０質量％以上２５質量％以下のクロム、０．２質量％以上７．０質量％以下のアルミニウム、１９．５質量％以上５５．０質量％以下のコバルト、および［０．１７×（コバルトの含有質量％−２３）＋３］質量％以上［０．１７×（コバルトの含有質量％−２０）＋７］質量％以下でかつ５．１質量％以上のチタンを含み、残余がニッケルおよび不可避的不純物からなる、
３）γ’固溶温度の９３％以上１００％未満の温度域で溶体化されたものである、
という３つの条件を満たすことにより、高温下において優れた引張強度とクリープ寿命を兼ね備えたものとなる。

７２５℃、６３０ＭＰａのクリープ試験条件におけるクリープ寿命（時間）とγ’固溶温度（Ｔｓ）に対する溶体化温度（Ｔ）との関係を示したものである。 γ’固溶温度（Ｔｓ）に対する溶体化温度（Ｔ）の比率を９９％で一定とし、発明合金１〜３および参照合金１のクリープ寿命（試験温度：７２５℃、負荷応力：６３０ＭＰａ）を比較したものである。 発明合金１〜３と参照合金１〜５について、０．２％耐力（試験温度：７５０℃）とクリープ寿命（試験温度：７２５℃、負荷応力：６３０ＭＰａ）との関係を示したものである。

先に述べたように、一般に、鋳造鍛造法で作製したニッケル基耐熱超合金では、固溶温度を超える温度域まで上げて溶体化熱処理すると結晶粒が巨大化し、耐熱特性が著しく損なわれる。特に、引張強度（０．２％耐力）が著しく低下すると言われている。また、固溶温度以下の温度域（サブソルバス温度）における溶体化熱処理においても、溶体化温度の上昇に伴い、結晶粒が粗大化するため、引張強度（０．２％耐力）が著しく低下すると言われている（たとえば、Ｊ． Ｃ．Ｗｉｌｌｉａｍｓら： Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒ、５１ （２００３） ５７７５）。しかしながら、本発明者らは、鋳造鍛造法によって作製されたニッケル基耐熱超合金であっても、１９．５質量％以上５５．０質量％以下のコバルトおよび［０．１７×（コバルトの含有質量％−２３）＋３］質量％以上［０．１７×（コバルトの含有質量％−２０）＋７］質量％以下でかつ５．１質量％以上のチタンを含む、高コバルトおよび高チタン合金は、常用される溶体化温度ではなく、溶体化をγ’固溶温度の９３％以上１００％未満という高い温度で処理することによって、従来では達成不可能であった高温域においても、優れた引張強度（０．２％耐力）とクリープ寿命を兼ね備えたものとなることを見出した。

本発明のニッケル基耐熱超合金は、クロム、コバルト、チタン、アルミニウムおよびニッケルを主要構成元素として含み、添加成分および不可避的不純物元素の含有を許容するものである。

クロムは、耐環境性や疲労亀裂伝播特性改善のために添加される。これらの特性改善のためには、含有量が１．０質量％未満では望ましい特性が得られず、３０．０質量％を超えると、有害なＴＣＰ相が生成しやすくなる。このため、クロムの含有量は、２．０質量％以上２５．０質量％以下であり、好ましくは、５．０質量％以上２０．０質量％以下、より好ましくは、１２質量％以上１４．９質量％以下である。

コバルトは、γ’相の固溶温度のコントロールに有用な成分であり、コバルトが多くなることによりγ’固溶温度が下がり、プロセスウィンドウ（工業的に鍛造などのプロセスが可能な種々の条件範囲）が広くなって、鍛造性が向上する効果も生まれる。特に、チタンを多く含む場合、ＴＣＰ相を抑制して高温強度を向上させるために、コバルトはやや多めに添加することができる。通常、コバルトの含有量は、１９．５質量％以上５５．０質量％以下である。高温圧縮試験結果に基づくと、コバルトの含有量が５５．０質量％を超えるニッケル基耐熱超合金は、室温から７５０℃までの圧縮強度が低下する傾向にあるので、一般的に、コバルトの含有量の上限は５５．０質量％である。コバルトの含有量は、より好ましくは、１９．５質量％以上３５．０質量％以下であり、さらに好ましくは、２１．８質量％以上２７．０質量％以下である。

チタンは、γ’相を強化し、強度向上を導くために望ましい添加元素であり、チタンの含有量は、通常、２．５質量％以上１５．０質量％以下である。コバルトとチタンの複合添加の場合には、５．１質量％以上１５．０質量％以下のチタン添加によってより優れた効果が認められる。チタンは、コバルトとの複合的な添加によって、相安定に優れ、高強度なニッケル基耐熱超合金を実現する。基本的には、γ相／γ’相の２相組織を有する耐熱超合金を選択し、同じくγ相／γ’相の２相組織を有するＣｏ−Ｃｏ_３Ｔｉ合金を添加することによって、高合金濃度まで組織が安定であり、強度が高いニッケル基耐熱超合金を実現することができる。この場合のチタンの含有量は、次式で示される範囲内である。
すなわち、０．１７×（コバルトの質量％−２３）＋３以上０．１７×（コバルトの質量％−２０）＋７以下である。
ただし、チタンの含有量が１５．０質量％を超えると、有害相であるη相の生成などが顕著になることも多いので、チタンの含有量の上限は１２．４４質量％とするのが好ましい。より好ましくは、チタンの含有量は、５．５質量％以上１２．４４質量％以下であり、より好ましくは、６．１質量％以上１１．０質量％以下である。

アルミニウムは、γ’相を形成する元素であり、適切なγ’相の量となるようにアルミニウムの含有量を調整する。アルミニウムの含有量は、０．２質量％以上７．０質量％以下である。また、チタンとアルミニウムの含有比率は、η相の生成に強く関係するので、有害相であるＴＣＰ相の生成を抑制するためには、アルミニウムの含有量はある程度多くすることが好ましい。さらに、アルミニウムは、ニッケル基耐熱超合金の表面におけるアルミニウム酸化物の形成に直接的に関与し、耐酸化性にも寄与する。アルミニウムの含有量は、好ましくは、１．０質量％以上６．０質量％以下であり、さらに好ましくは、２．０質量％以上３．０質量％以下である。

また、本発明のニッケル基耐熱超合金は、以下の元素を添加成分として含有することもできる。
モリブデンは、主としてγ相を強化させ、クリープ特性を改善するという効果がある。モリブデンは、密度の高い元素であるため、含有量があまり多くなると、ニッケル基耐熱超合金の密度が増加するので、実用上好ましくなくなる。通常、モリブデンの含有量は、１０質量％以下であり、好ましくは、４質量％未満であり、より好ましくは２．５質量％以上３．０質量％以下である。

タングステンは、γ相およびγ’相に溶解し、いずれの相も強化し、高温強度の向上に有効な元素である。タングステンの含有量は、少ないと、クリープ特性が不十分になる場合がある。一方、多くなると、モリブデンと同様に密度の高い元素であるので、ニッケル基耐熱超合金の密度の増加を招く場合がある。通常、タングステンの含有量は、１０質量％以下であり、好ましくは、３質量％未満であり、０．８質量％以上１．５質量％以下である。

タンタルは、強化元素として有効なものである。一方、タンタルの含有量がある程度多くなると、比重が大きくなり、また、高価となる。通常、タンタルの含有量は、１０質量％以下が好ましい。

ニオブは、比重制御および強化元素として有効である。一方、含有量がある程度多くなると、高温において望ましくない相の生成や焼き割れが発生する可能性がある。通常、ニオブの含有量は、５．０質量％以下であり、好ましくは、０．１質量％以上４．０質量％以下である。

本発明のニッケル基耐熱超合金は、その特性を損なわない限り、その他の元素として、バナジウム、レニウム、マグネシウム、ハフニウム、またはルテニウムの少なくとも一種の元素を含有することもできる。たとえば、バナジウムの含有量は２質量％以下、レニウムの含有量は５質量％以下、マグネシウムの含有量は０．１質量％以下、ハフニウムの含有量は２質量％以下、ルテニウムの含有量は３質量％以下が例示される。ルテニウムは、耐熱性および加工性の改善に有効である。

また、本発明のニッケル基耐熱超合金は、その特性を損なわない限り、その他の元素として、ジルコニウム、炭素、またはホウ素の少なくとも一種の元素を含有することもできる。ジルコニウムは、延性、疲労特性などの改善に有効な元素である。通常、ジルコニウムの含有量は、０．０１質量％以上０．２質量％以下とするのが好ましい。

炭素は、高温における延性およびクリープ特性改善に有効な元素である。通常、炭素の含有量は、０．０１質量％以上０．１５質量％以下であり、好ましくは、０．０１質量％以上０．１０質量％以下である。さらに好ましくは、０．０１質量％以上０．０５質量％以下である。ホウ素は、高温におけるクリープ特性、疲労特性などを改善することができる。通常、ホウ素の含有量は、０．００５質量％以上０．１質量％以下であり、好ましくは０．００５質量％以上０．０５質量％以下である。さらに好ましくは０．０１質量％以上０．０３質量％以下である。炭素およびホウ素は、上記含有量の範囲を超えると、クリープ強度を低減させたり、プロセスウィンドウを狭めたりすることがある。

本発明のニッケル基耐熱超合金は、上記のとおりの組成に配合した原料を溶解し、インゴットを作製した後、このインゴットを鍛造することにより作製される。高コバルトおよび高チタンを含有する本発明のニッケル基耐熱超合金は、プロセスウィンドウが広く、鍛造性が良好であり、効率的に作製が可能である。作製された鍛造材は、溶体化熱処理を行った後、時効熱処理を行うことによって、本発明のニッケル基耐熱超合金となる。高コバルトおよび高チタンを含有する本発明のニッケル基耐熱超合金は、溶体化熱処理工程において、γ’固溶温度の９３％以上１００％未満、好ましくは、γ’固溶温度の９４％以上１００％未満という高温域で処理することによって、従来では達成不可能であった高温域においても優れた引張強度とクリープ寿命を兼ね備えている。

ニッケル基耐熱超合金は、析出強化相であるγ’相が存在すると、延性が低下するため、固溶温度以上の単相域で鍛造することが一般的であった。これに対し、高コバルトおよび高チタンを含有する本発明のニッケル基耐熱超合金は、γ’固溶温度未満の温度域においても良好な鍛造性を示し、このような温度域で鍛造することにより、優れたクリープ寿命と引張強度を兼ね備えた極めて実用性の高いものとなる。

以下、実施例を示し、本発明のニッケル基耐熱超合金についてさらに詳しく説明する。もちろん、本発明は、以下の例によって限定されることはない。

表１に示される組成を有する３種類の発明合金（発明合金１〜３）について、真空誘導溶解、エレクトロスラグ再溶解および真空アーク再溶解の３種類の異なる溶解を行うトリプルメルトによりインゴットを作製後、１２００℃程度で均質化熱処理を施した。次いで、インゴットを平均１１００℃で鍛造し、タービンディスクの模擬形状品を作製した。また、比較検討試料として代表的な既存合金（参照合金１〜５）を用い、同様にしてタービンディスクの模擬形状品を作製した。参照合金についても化学組成を表１に示した。

発明合金１〜３および参照合金１（Ｕ７２０Ｌｉ）を鋳造鍛造して得られたタービンディスクの模擬形状品について、溶体化温度条件を変えながら、空気中、４時間の熱処理後、時効熱処理を施し、処理後の試料についてクリープ寿命試験を実施した。図１は、γ’固溶温度（Ｔｓ）に対する溶体化温度（Ｔ）の比（Ｔ／Ｔｓ）とクリープ寿命の関係を示したものである。図１から明らかなように、γ’固溶温度（Ｔｓ）に対する溶体化温度（Ｔ）の比（Ｔ／Ｔｓ）をおよそ０．９３以上１．０未満に設定した場合に、優れたクリープ寿命が得られることが確認される。溶体化温度（Ｔ）をγ’固溶温度（Ｔｓ）以上にするとクリープ寿命の急激な低下が認められた。また、既存のニッケル基耐熱超合金の中で最も優れた性能を有する参照合金１（Ｕ７２０Ｌｉ）では、γ’固溶温度（Ｔｓ）に対する溶体化温度（Ｔ）の比を１．０に近付けても顕著なクリープ寿命の向上は認められず、かつクリープ寿命も発明合金１〜３に比べて短かった。これらのことから、γ’固溶温度（Ｔｓ）に対する溶体化温度（Ｔ）の比（Ｔ／Ｔｓ）をおよそ０．９３以上１．０未満に設定することによって、鋳造鍛造法で作製された高コバルトおよび高チタンを含有する本発明のニッケル基耐熱超合金は、特異的に優れたクリープ寿命を示すものであることが分かった。

図２は、γ’固溶温度（Ｔｓ）に対する溶体化温度（Ｔ）の比率を９９％で一定とし、発明合金１〜３および参照合金１のクリープ寿命（試験温度：７２５℃、負荷応力：６３０ＭＰａ）を比較したものである。図２から明らかなように、高コバルトおよび高チタンを含有する本発明のニッケル基耐熱超合金は、市販の参照合金（Ｕ７２０Ｌｉ）のおよそ３〜５倍のクリープ寿命を有することが確認される。

図３は、発明合金１〜３と参照合金１〜５について、０．２％耐力（試験温度：７５０℃）とクリープ寿命（試験温度：７２５℃、負荷応力：６３０ＭＰａ）との関係を示したものである。図３から明らかなように、本発明のニッケル基耐熱超合金は、既存のニッケル基耐熱超合金と比較してクリープ寿命の顕著な改善のみならず、優れた引張強度を兼ね備えていることが確認される。

以上の試験結果より、
１）鋳造鍛造法によって作製されたニッケル基耐熱超合金であり、
２）組成が、２．０質量％以上２５質量％以下のクロム、０．２質量％以上７．０質量％以下のアルミニウム、１９．５質量％以上５５．０質量％以下のコバルト、および［０．１７×（コバルトの含有質量％−２３）＋３］質量％以上［０．１７×（コバルトの含有質量％−２０）＋７］質量％以下でかつ５．１質量％以上のチタンを含み、残余がニッケルおよび不可避的不純物からなり、
３）γ’固溶温度の９３％以上１００％未満で溶体化されたものである、
という３つの条件を満たすことにより、優れたクリープ寿命と引張強度を兼ね備え、極めて実用性の高いニッケル基耐熱超合金であることが実証される。

主に耐熱特性が大きく改善されたニッケル基耐熱超合金が提供される。このニッケル基耐熱超合金は、航空エンジン、発電用ガスタービンなどの耐熱部材、特に、高温・高圧タービンディスクやコンプレッサーブレード、シャフト、タービンケースなどに有効である。

Claims (7)

1. 鋳造鍛造法によるニッケル基耐熱超合金の製造方法であって、
   原料を真空誘導溶解、エレクトロスラグ再溶解および真空アーク再溶解により溶解し、インゴットを作製する工程、
   前記インゴットを１２００℃程度で均質化熱処理する工程、
   前記均質化熱処理したインゴットを平均１１００℃で鍛造する工程、および
   前記鍛造して得られた鍛造材をγ’固溶温度の９３％以上１００％未満で溶体化処理した後に時効熱処理する工程
   を含み、
   前記ニッケル基耐熱超合金は、組成が、２．０質量％以上２５．０質量％以下のクロム、０．２質量％以上７．０質量％以下のアルミニウム、１９．５質量％以上５５．０質量％以下のコバルト、および［０．１７×（コバルトの含有質量％−２３）＋３］質量％以上［０．１７×（コバルトの含有質量％−２０）＋７］質量％以下でかつ５．１質量％以上のチタンを含み、１０質量％以下のモリブデンと１０質量％以下のタングステンのいずれか一方または両方を含み、残余がニッケルおよび不可避的不純物からなることを特徴とするニッケル基耐熱超合金の製造方法。
2. コバルトの含有量が２１．８質量％以上５５．０質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載のニッケル基耐熱超合金の製造方法。
3. チタンの含有量が５．５質量％以上１２．４４質量％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のニッケル基耐熱超合金の製造方法。
4. チタンの含有量が６．１質量％以上１２．４４質量％以下であることを特徴とする請求項３に記載のニッケル基耐熱超合金の製造方法。
5. γ’固溶温度の９４％以上１００％未満で溶体化処理することを特徴とする請求項１から４のいずれか一項に記載のニッケル基耐熱超合金の製造方法。
6. モリブデンの含有量が４質量％未満である請求項１から５のいずれか一項に記載のニッケル基耐熱超合金の製造方法。
7. タングステンの含有量が３質量％未満であることを特徴とする請求項１から５のいずれか一項に記載のニッケル基耐熱超合金の製造方法。