JP3413488B2 - イリジウム基超合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この出願の発明は、高融点超
合金に関するものである。さらに詳しくは、この出願の
発明は、優れた高温強度はそのままに、若しくはより高
い強度を実現するとともに、粒界が強化され、粒界割れ
の抑制されたイリジウム基超合金に関するものである。

【０００２】

【従来の技術とその課題】発電用ガスタービン、ジェッ
トエンジン、ロケットエンジン等の高温機器に用いられ
るタービンブレード、タービンベーン等の部材は高温・
高応力下で使用される。従来、これらタービンブレー
ド、タービンベーン等の部材には、高い耐熱性を有し、
高温強度にも優れたニッケル基超合金が適用されてい
る。このニッケル基超合金は、ニッケルをベースに、コ
バルト、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニ
ウム、チタン、タンタル、ニオブ、レニウム、ハフニウ
ム等を主要構成元素として含有する合金であり、その耐
用温度は約1100℃である。

【０００３】一方、タービンブレード、タービンベーン
等の部材の使用温度は年々過酷になってきている。それ
と言うのも、燃焼ガス温度を高めることが、高温機器の
出力及び熱効率をさらに高めるのに最も効果的な対応だ
からである。したがって、タービンブレード、タービン
ベーン等の部材にはより高い高温強度が要求され、これ
はとりもなおさず、それら部材に適用される材料の高温
強度並びに高温腐食性の改善が必要不可欠であることを
意味する。

【０００４】そこでこの出願の発明の発明者等は、ニッ
ケル基超合金を上回る特性を有する合金としてイリジウ
ム基超合金をこれまでに提案している。イリジウムは高
温で強度が高く、耐酸化性に優れた貴金属であり、これ
をベースとするイリジウム基超合金はfcc＋Ll₂の二相整
合組織を持つ。

【０００５】だが、このイリジウム基超合金について
は、その後の研究により、粒界が必ずしも強くなく、粒
界割れを起こしやすいことが見出された。

【０００６】この出願の発明は、以上の通りの事情に鑑
みてなされたものであり、優れた高温強度はそのまま
に、若しくはより高い強度を実現するとともに、粒界が
強化され、粒界割れの抑制されたイリジウム基超合金を
提供することを目的としている。

【０００７】

【課題を解決するための手段】この出願の発明は、上記
の課題を解決するものとして、fcc構造を持つ母相中にL
l ₂ 構造を持つ析出物が整合して析出したIr−2〜22at%Nb
−C合金であり、Cの添加量が500〜4000wppmであること
を特徴としているイリジウム基超合金（請求項１）を提
供する。

【０００８】またこの出願の発明は、fcc構造を持つ母
相中にLl ₂ 構造を持つ析出物が整合して析出したIr−2〜
22at%Nb−B若しくはIr−2〜22at%Hf−B合金であり、Bの
添加量が80〜200wppmであることを特徴としているイリ
ジウム基超合金（請求項２）を提供する。

【０００９】さらにこの出願の発明は、以上のイリジウ
ム基超合金において、Ll₂構造を持つ析出物の体積率が
２０〜８０％であること（請求項３）を好ましい態様と
して提供する。

【００１０】

【発明の実施の形態】いわゆるイリジウム基超合金は、
イリジウム(Ir)をベースとし、これにバナジウム(V)、
チタン(Ti)、ニオブ(Nb)、タンタル(Ta)、ハフニウム(H
f)、及びジルコニウム(Zr)からなる金属群から選択され
る１種以上の金属が２〜２２原子％添加され、fcc構造
を持つ母相中にLl₂構造を持つ析出物が整合して析出し
た合金である。Ll₂構造を持つ析出物が母相に整合して
析出すると、母相と析出物の界面に歪みがたまり、合金
の強度が増大する。たとえLl₂構造を持つ析出物が析出
しても、界面が整合しないと高強度は得られない。つま
り、合金の強度は整合界面の量によって決まると考えら
れる。そこで、この出願の発明のイリジウム基超合金で
は、強度を十分なものとするための好ましい条件とし
て、Ll₂構造を持つ析出物の体積率が２０％以上８０％
以下であることが例示される。

【００１１】そして、この出願の発明のイリジウム基超
合金では、Ir−Nb合金においてカーボン(C)が、また、I
r−Nb若しくはIr−Hf合金においてボロン(B)が、第三相
が出現しない量において微量添加される。前者において
カーボン(C)の添加量は500〜4000wppmであり、後者にお
いてボロン(B)の添加量は80〜200wppmである。このよう
なカーボン又はボロンの微量添加は、優れた高温強度を
そのままに、若しくはより高い強度を実現するととも
に、イリジウム基超合金の粒界を改善し、粒界割れを抑
制するのに有効となる。第三相が出現すると、合金の強
度は劇的に低下する。

【００１２】以下に、この出願の発明のイリジウム基超
合金の実施例を示す。

【００１３】

【実施例】［Ir−Nb−C合金］ 真空炉中アルゴン雰囲気下にアーク溶融によりインゴッ
トとして作製したIr−15at％(８wt％)Nb合金に、アーク
溶融によりカーボン(C)を100, 500, 4000wppm添加し、I
r−15at％Nb−Cの三元合金のサンプルを作製した。そし
て、その金属組織と強度を調べた。

【００１４】図１ａ〜ｃは、それぞれ、1300℃で100時
間熱処理した後のサンプルの金属組織を示した図面に代
わる走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。図１ａはIr
−15at％Nb−100wppmCの金属組織を、図１ｂはIr−15at
％Nb−500wppmCの金属組織を、そして、図１ｃ はIr−1
5at％Nb−4000wppmCの金属組織をそれぞれ示している。

【００１５】これら図１ａ〜ｃから確認されるように、
Ir−15at％Nb−C合金の金属組織は樹枝状組織である
が、いずれの樹枝状組織内にもfcc＋Ll₂の微細な整合組
織が形成されている。

【００１６】図２ａ、図２ｂは、それぞれ、上記Ir−15
at％Nb−500wppmC 合金サンプル、Ir−15at％Nb−4000w
ppmC 合金サンプルについて、1800℃で７２時間熱処理
した後の金属組織を示した図面に代わる走査電子顕微鏡
（ＳＥＭ）写真である。

【００１７】図２ａ及び図２ｂに示されているように、
立方体状の整合析出した析出物が存在し、整合組織の安
定性が確認される。

【００１８】図３は、Ir−15at％Nb−100wppmC合金、Ir
−15at％Nb−500wppmC合金、及びIr−15at％Nb−4000wp
pmC合金の1200℃までの強度を示したグラフである。図
３には、また、比較のために、カーボン未添加のIr−15
at％Nb合金の強度を合わせて示してもいる。

【００１９】この図３から明らかなように、上記三元合
金はいずれも、測定したすべての温度にわたって二元合
金のIr−15at％Nb合金に比べ高い強度を示している。カ
ーボンの添加がより高い高温強度を実現することが確認
される。

【００２０】図４ａ〜ｃは、それぞれ、図１ａ〜ｃに示
した合金サンプルの破断面の金属組織を示した図面に代
わる走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。

【００２１】図４ａから確認されるように、カーボンが
100wppm添加されたIr−15at％Nb−C合金では粒内割れが
発生している。しかしかながら、粒界割れも発生してお
り、破壊は粒界割れと流内割れの混合モードとなってい
る。一方、カーボンが500及び4000wppm添加されたIr−1
5at％Nb−C合金では完全に粒内割れとなっている。以上
から、イリジウム基超合金の粒界の性質がカーボンの添
加によって改善されることが確認される。［Ir−Nb−B
合金］イリジウムを99.99wt％、ニオブを99.98wt％、ボ
ロン（B）を99.5wt％含む原料を用い、まず、Ir−15at
％Nb合金を真空炉中アルゴン雰囲気下にアーク溶融によ
り50gのボタンインゴットとして作製した。次いでこのI
r−15at％Nbにアーク溶融によりボロンを80，200，50
0，2000wppm添加した。そして、それぞれのインゴット
から高さ６mm、直径３mmの供試片を電子放電切削加工に
より切り出した。これを1300℃で７２時間焼き鈍しし、
次いで３×10^-4Paの真空下に炉冷した後、表面を研磨
し、さらに５％HCl−エタノール溶液中で電解エッチン
グを行った。

【００２２】このようにして作製した供試片に圧縮試験
を行った。圧縮試験は、空気中で20〜1200℃で行い、初
期ひずみ速度は3.0×10^-4s^-1とした。試験温度には炉中
で１２〜２０分間で上昇させ、温度分布を均一とするた
めに、荷重を加える前にその温度に５分間保持した。

【００２３】また、供試片の室温延性を測定した。圧縮
試験中に得られた荷重−変形曲線から圧縮歪みを決定し
た。

【００２４】さらに、供試片の微細組織、圧縮試験後の
破断面をそれぞれ走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）、走査電子
顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察した。組織を構成する相
の組成はエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）により同
定した。

【００２５】図５ａ〜ｅは、それぞれ、1300℃７２時間
の時効処理を行った合金の金属組織を示した図面に代わ
る走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。

【００２６】図５ａはボロン未添加のIr−15at％Nb合金
の金属組織であり、図５ｂ〜図５ｅは、ボロンの添加量
がそれぞれ80，200，500，2000wppmのIr−15atNb−B合
金の金属組織である。

【００２７】図５ａから確認されるように、Ir−15at％
Nb合金の金属組織は樹枝状組織であり、樹枝状晶の芯部
には、およそ400nmのLl₂相を含むfcc/Ll₂（Ir/Ir₃Nb）
の２相構造が見られる。ボロンが添加されたIr−15at％
Nb−B合金では、添加量が200wppm以下（ずなわち、図５
ｂ及び図５ｃ）において樹枝状組織が維持され、Ll₂相
の大きさもボロン未添加のIr−15at％Nb合金における大
きさとほぼ同じである。また、微細な棒状及び板状のラ
メラ構造が芯部に現れ、このラメラ構造は、ボロンの添
加量の増加につれて粗くなる。ところが、ボロンの添加
量が500wppmになると（すなわち、図５ｄ）、Ll₂相及び
ラメラ構造の大きさは増大する一方で、これらの相の領
域が減少する。ボロンの添加量が2000wppmの合金では
（すなわち、図５ｅ）、fcc/Ll₂２相構造、ラメラ構造
のどちらも消失する。

【００２８】図６は、室温及び1200℃における耐力及び
室温延性をボロン(B)の添加量との関係において示した
グラフである。

【００２９】室温における耐力はボロンの添加にともな
って増大し、200wppmの時、耐力はボロン未添加の耐力
の２倍となり、2400MPaに達する。一方、ボロンの添加
量が200wppmを超えると、耐力は減少し、2000wppmでは
未添加の時よりも低くなる。1200℃における耐力もまた
ボロンの添加にともなって増大し、200wppmの時、ピー
クとなり、1410MPaを示す。添加量が500wppmとなると、
耐力は急激に低下し、未添加の耐力の半分の500MPaとな
る。

【００３０】ボロンの添加は圧縮延性にはほとんど影響
を与えないが、添加量が80wppmの時、圧縮延性は８％と
なる。

【００３１】図７ａ〜ｅは、それぞれ、室温での圧縮試
験において破壊した供試片の破断面を示した図面に代わ
る走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。

【００３２】図７ａはボロン未添加の供試片の破断面で
あり、図７ｂ〜図７ｅは、ボロン添加量がそれぞれ80，
200，500，2000wppmの供試片の破断面である。

【００３３】ボロン未添加のIr−15at％Nb合金は、主に
粒界割れにより破壊している（図７ａ）。これに対し、
ボロンが添加されたIr−15at％Nb−B合金は粒内破壊を
示している。粒内破壊は結晶学的な見地から特徴付けら
れ、へき開破壊と類似するリバー・パターンを示す。添
加量が2000wppmのIr−15at％Nb−2000wppmB合金（図７
ｅ）には、図中に矢印で示したような明るい相がいくつ
か粒界に沿って観察される。エネルギー分散型Ｘ線分析
（ＥＤＳ）によると、この相はボロン及びイリジウムを
より多く含んでいる。このことは、Ir−15at％Nb合金に
おいてボロンは粒界に偏析することを意味する。［Ir−
Hf−Ｂ合金］ニオブ(Nb)に代え、ハフニウム(Hf)を15at
％含むIr−15at％Hf合金に、上記Ir−15at％Nb合金と同
様にボロン(B)を添加し、合金の金属組織の観察、圧縮
試験及び破断面の観察を行った。

【００３４】図８ａ〜ｃは、それぞれ、ボロン未添加、
ボロン添加量が200，500wppmのIr−15at％Hf合金の1300
℃で100時間熱処理した後の金属組織を示した図面に代
わる走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。

【００３５】これら図８ａ〜ｃから確認されるように、
ボロンの添加によっても金属組織は樹枝状組織を示し、
樹枝状組織内にはfcc＋Ll₂の微細な整合組織が形成され
ている。

【００３６】図９は、室温及び1200℃における耐力及び
室温延性をボロン（B）の添加量との関係において示し
たグラフである。

【００３７】Ir−15at％Nb合金と同様に、室温における
耐力は、ボロンの添加にともなって増大し、200wppmの
時ピークとなり、2300MPaに達する。一方、ボロンの添
加量が200wppmを超えると、耐力は減少し、2000wppmで
は未添加の時より低くなる。1200℃における耐力もまた
ボロンの添加にともなって増大し、200wppmの時ピーク
となり、1420MPaを示す。添加量が500wppmとなると、耐
力は急激に低下し、500MPaとなる。

【００３８】ボロンの添加は圧縮延性にはほとんど影響
を与えないが、添加量が200wppmの時、圧縮延性は８％
となる。

【００３９】図１０ａ〜ｄは、それぞれ、室温での圧縮
試験において破壊した供試片の破断面を示した図面に代
わる走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。

【００４０】図１０ａはボロン未添加の供試片の破断面
であり、図１０ｂ〜図１０ｄは、ボロン添加量がそれぞ
れ200，500，2000wppmの供試片の破断面である。

【００４１】Ir−15at％Nb合金と同様に、Ir−15at％Hf
合金においても、ボロン未添加の合金は主に粒界割れに
より破壊している（図１０ａ）。これに対し、ボロンが
添加されたIr−15at％Nb−B合金では粒内割れが起きて
いる。

【００４２】勿論、この出願の発明は、以上の実施例に
よって限定されるものではない。組成、製造方法等の細
部については様々な態様が可能であることは言うまでも
ない。

【００４３】

【発明の効果】以上詳しく説明した通り、この出願の発
明によって、優れた高温強度はそのままに、若しくはよ
り高い強度を実現するとともに、粒界が強化され、粒界
割れの抑制されたイリジウム基超合金が提供される。ニ
ッケル基超合金に代わる高温・高応力下で使用される部
材用の材料としてその適用が期待される。

【図面の簡単な説明】

【図１】ａ〜ｃは、それぞれ、1300℃で100時間熱処理
した後のIr−15at％Nb−C合金の金属組織を示した図面
に代わる走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。

【図２】ａ、ｂは、それぞれ、Ir−15at％Nb−500wppmC
合金、Ir−15at％Nb−4000wppmC合金について1800℃で
７２時間熱処理した後の金属組織を示した図面に代わる
走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。

【図３】Ir−15at％Nb−100wppmC合金、Ir−15at％Nb−
500wppmC合金、及びIr−15at％Nb−4000wppmC合金の120
0℃までの強度を、Ir−15at％Nb合金の強度とともに示
したグラフである。

【図４】ａ〜ｃは、それぞれ、図１ａ〜ｃに示した合金
サンプルの破壊面の金属組織を示した図面に代わる走査
電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。

【図５】ａ〜ｅは、それぞれ、1300℃７２時間の時効処
理を行った後のIr−15at％Nb合金及びIr−15at％Nb− C
合金の金属組織を示した図面に代わる走査電子顕微鏡
（ＳＥＭ）写真である。

【図６】室温及び1200℃におけるIr−15at％Nb合金の耐
力及び室温延性をボロンの添加量との関係において示し
たグラフである。

【図７】ａ〜ｅは、それぞれ、室温での圧縮試験におい
て破壊したIr−15at％Nb合金供試片及びIr−15at％Nb−
B合金供試片の破断面を示した図面に代わる走査電子顕
微鏡（ＳＥＭ）写真である。

【図８】ａ〜ｃは、それぞれ、ボロン未添加、ボロン添
加量が200，500wppmのIr−15at％Hf合金の1300℃で100
時間熱処理した後の金属組織を示した図面に代わる走査
電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。

【図９】室温及び1200℃におけるIr−15at％Hf合金の耐
力及び室温延性をボロンの添加量との関係において示し
たグラフである。

【図１０】ａ〜ｄは、それぞれ、室温での圧縮試験にお
いて破壊したIr−15at％Hf合金供試片及びIr−15at％Hf
−B合金供試片の破断面を示した図面に代わる走査電子
顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。

フロントページの続き (56)参考文献 特開 平８−311584（ＪＰ，Ａ) 特開 平11−264028（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−280340（ＪＰ，Ａ) 特開2001−203060（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−259435（ＪＰ，Ａ) 特開2000−290741（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 5/00 - 5/04

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 fcc構造を持つ母相中にLl ₂ 構造を持つ析
   出物が整合して析出したIr−2〜22at%Nb−C合金であ
   り、Cの添加量が500〜4000wppmであることを特徴として
   いるイリジウム基超合金。
2. 【請求項２】 fcc構造を持つ母相中にLl ₂ 構造を持つ析
   出物が整合して析出したIr−2〜22at%Nb−B若しくはIr
   −2〜22at%Hf−B合金であり、Bの添加量が80〜200wppm
   であることを特徴としているイリジウム基超合金。
3. 【請求項３】 Ll₂構造を持つ析出物の体積率が２０〜８
   ０％である請求項１又は２記載のイリジウム基超合金。