JP4885530B2 - 高強度高延性Ｎｉ基超合金と、それを用いた部材及び製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高温強度及び延性の優れたＮｉ基超合金に係り、特に普通鋳造材あるいは一方向凝固材のいずれであっても高い強度と優れた延性を有するＮｉ基超合金に関する。また、本発明はＮｉ基超合金の鋳造物によって製造されたターボチャージャー又はマイクロタービン用の遠心式ホイール、或いは軸流式ガスタービンの動翼又は静翼に関する。

航空機エンジン用ガスタービン或いは産業用ガスタービンにおいて、高温に加熱される部品、例えば動翼や静翼には、Ｎｉ基超合金が用いられている。また、ターボチャージャー又はマイクロタービン用の遠心式ホイールにも、Ｎｉ基超合金が用いられている。

ガスタービンの燃焼ガス温度は、熱効率向上の観点から年々上昇する傾向にあり、これに合わせて、動翼或いは静翼には、従来使用されてきた普通鋳造材に代わって、一方向凝固材が使用されるようになった。また、ガスタービンのなかでも、比較的小型の航空機エンジン用ガスタービンでは、より高温強度の優れた単結晶翼が実用化されている。

一方向凝固材用に開発されたＮｉ基超合金には、Ｔｉを強化元素として含む合金が多く見られる（例えば特許文献１参照）。

単結晶材用に開発された合金の多くは結晶粒界強化元素を含んでいないので、鋳造中に結晶粒界が発生しやすい大型品、例えば産業用ガスタービンへの適用は困難である。単結晶材を大型品に適用できるようにするために、単結晶材にＣ，Ｂ，Ｈｆ，Ｚｒなどの結晶粒界強化元素を添加した合金が開発されている（例えば、特許文献２参照）。しかし、産業用ガスタービンの翼は大型で、さらに内部の冷却構造も複雑であるため、鋳造中に結晶粒界が発生しやすく、単結晶翼の歩留まりは航空機エンジン用ガスタービン翼に比べると著しく低い。従って、高強度を有する一方向凝固材用Ｎｉ基超合金が開発されることが望まれる。

一方、遠心応力方向と平行方向の一方向凝固が難しいターボチャージャー又はマイクロタービンの遠心式ホイールには、普通鋳造材が用いられている（例えば、特許文献３参照）。これは、方向性凝固を前提に開発された高強度Ｎｉ基超合金で鋳造した普通鋳造品は、結晶粒界強度が低いため延性が極端に低く、遠心式ホイールに適用することができないためである。

ＵＳＰ５０６９８７３号明細書 ＵＳＰ６０５１０８３号明細書 ＵＳＰ３７２０５０９号明細書

単結晶材用に開発された合金は、結晶粒界強化元素を含んでいる合金であっても、非常に高い結晶粒内強度に比べて結晶粒界発生時の強度が低く、鋳造中に結晶粒界が発生しやすい大型の複雑形状翼には適用しにくい。

一方向凝固材用に開発された合金は、析出強化相であるγ’相の体積率及びＷ，Ｒｅ，Ｔａ等の耐火金属元素の添加量を増やすことで、凝固方向の強度を向上させることができるが、一方で結晶粒界の強度が相対的に低下してしまう。凝固方向の強度を高めた合金は、凝固方向に直角方向の強度、つまり結晶粒界の強度が著しく低くなってしまうという問題がある。

特許文献２に示される合金は、単結晶翼の鋳造歩留まりを向上させるために十分な結晶粒界強度を有しているが、大型複雑形状の産業用ガスタービン用の一方向凝固翼に適用するためには、結晶粒界強度がやや不足している。特許文献１に示される一方向凝固材用合金は、結晶粒界強度はほぼ十分であるが、凝固方向の強度が低い。

特許文献３に示される普通鋳造材用合金は、適度な延性を有しているが高温強度が低く、ターボチャージャー又はマイクロタービンの遠心式ホイールに適用するには、高温化に対応した強度向上が要求される。

本発明の目的は、一方向凝固材及び普通鋳造材のいずれにおいても、高い高温強度と優れた延性が得られ、産業用ガスタービンや、ターボチャージャー又はマイクロタービンの遠心式ホイールに適用するのに適したＮｉ基超合金を提供することにある。

本発明の第一は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．３％、Ｂ：０．０１〜０．０５％、Ｈｆ：０．２〜３．０％、Ｃｏ：１０．２〜２５％、Ｔａ：１〜１２％、Ｃｒ：１．５〜１６％、Ｍｏ：０〜０．９５％、Ｗ：２〜１５％、Ａｌ：３．５〜６．５％、Ｒｅ：０．５〜９％、Ｎｂ：０．２〜２％、Ｖ：０〜１％、Ｚｒ：０〜０．０２％、白金族元素から選ばれた少なくとも１種：０〜２％、希土類元素から選ばれた少なくとも１種：０〜２％、アルカリ土類金属及びＳｉから選ばれた少なくとも１種：０〜０．１％、ＦｅとＧａ及びＧｅから選ばれた少なくとも１種：０〜５％、残部がＮｉと不可避不純物よりなるＮｉ基超合金にある。この合金は、一方向凝固材および普通鋳造材のいずれであっても、高い高温強度と優れた延性を有する。なお、不可避不純物とは、例えばＣｒを添加するときに、Ｃｒ原料に含まれている不純物のように、原料に同伴して混入する不純物を云う。このような不純物としては、Ｓｉ，Ｓ，Ｏ，Ｎ，Ｐ，Ｍｎ，Ｃｕなどがある。

前述の成分組成を有するＮｉ基超合金は、単結晶材にしても高い高温強度を有する。また、Ｈｆを重量％で１．１〜３．０％含むようにしたものは、極めて優れた延性を有する。

本発明の第二は、重量％で、Ｃ：０．１６〜０．３％、Ｂ：０．０１６〜０．０５％、Ｈｆ：１．４〜３．０％、Ｃｏ：１０．２〜２５％、Ｔａ：１〜４．９％、Ｃｒ：１．５〜８％、Ｍｏ：０〜０．９５％、Ｗ：７．２〜１５％、Ａｌ：３．５〜６．５％、Ｒｅ：１．１〜９％、Ｎｂ：０．２〜２％、Ｖ：０〜１％、Ｚｒ：０〜０．０２％、白金族元素の少なくとも１種：０〜２％、希土類元素の少なくとも１種：０〜２％、アルカリ土類金属及びＳｉの少なくとも１種：０〜０．１％、ＦｅとＧａ及びＧｅから選ばれた少なくとも１種：０〜５％、残部がＮｉと不可避不純物からなるＮｉ基超合金にある。この合金は、特に普通鋳造材で使用するのに適する。

第二の発明に係るＮｉ基超合金において、重量％でＣｒを１．５〜７％、Ｗを９〜１５％としたときには、優れた延性を維持しつつ、高温強度の向上を図ることができる。高温強度の更なる向上を図りたい場合には、重量％でＣｒを１．５〜７％、Ｗを１１．２〜１５％含むようにすることが望ましい。第二の発明に係る普通鋳造材用Ｎｉ基超合金において、重量％で、Ｃを０．１８〜０．３％、Ｈｆを１．８〜３．０％、Ｃｒを１．５〜７％、Ｗを１１．２〜１５％としたものは、強度及び延性がいずれも極めて優れている。

本発明の第三は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．３％、Ｂ：０．０１〜０．０５％、Ｈｆ：１．４〜３．０％、Ｃｏ：１０．２〜２５％、Ｔａ：１〜１２％、Ｃｒ：１．５〜１６％、Ｍｏ：０〜０．９５％、Ｗ：７．２〜１５％、Ａｌ：３．５〜６．５％、Ｒｅ：１．１〜９％、Ｎｂ：０．２〜２％、Ｖ：０〜１％、Ｚｒ：０〜０．０２％、白金族元素の少なくとも１種：０〜２％、希土類元素の少なくとも１種：０〜２％、アルカリ土類金属及びＳｉの少なくとも１種：０〜０．１％、ＦｅとＧａ及びＧｅから選ばれた少なくとも１種：０〜５％、残部がＮｉと不可避不純物からなるＮｉ基超合金にある。この合金は特に一方向凝固材で使用するのに適する。

第三の発明に係るＮｉ基超合金において、重量％で、Ｔａを１〜６．５％、Ｗを９〜１５％としたものは、高温強度と共に耐酸化性も優れる。Ｔａを１〜６．５％、Ｗを１０．５〜５％にしたものは、特に高温強度が優れる。一方向凝固材において、耐酸化性を維持しつつ、更なる高温強度向上を図る場合には、重量％で、Ｔａを１〜４．９％、Ｗを１１．２〜１５％含むようにすることが望ましい。また、ＴａとＷの合計量を１５〜１７％にし、Ｗ／（Ｗ＋Ｔａ）の比率を０．６〜０．８にすることが極めて望ましい。

本発明のＮｉ基超合金は、溶体化熱処理と時効熱処理を施すことによって、高い高温強度と延性が得られる。本発明のＮｉ基超合金のソルバス（ｓｏｌｖｕｓ）温度は１２４０℃以下であり、部分溶融温度は１２６０℃以上である。ここで、ソルバス温度は、デンドライトコア部で、析出強化相であるγ’相がγ相中に固溶する温度と定義する。部分溶融温度とは、鋳造中に融点の低い元素が偏析した共晶部の溶融が始まる温度のことであり、合金の強度を最大にする溶体化熱処理はソルバス温度以上、部分溶融温度以下で行われる。ソルバス温度と部分溶融温度の間隔は２０℃以上であることが好ましく、本発明の合金はこの点からも好ましい。

本発明のＮｉ基超合金による鋳造物は、軸流式産業用ガスタービンの翼、或いは、ターボチャージャー又はマイクロタービンの遠心式ホイールに用いるのに適する。一方向凝固法で鋳造された一方向凝固鋳造物あるいは一方向凝固法で鋳造された単結晶鋳造物は、特に軸流式ガスタービンの翼の中でも大型で形状が複雑な翼用として好適である。翼とは、動翼又は静翼を指す。本発明のＮｉ基超合金を用いて、セレクタ法又は種結晶法で鋳造を行い、鋳造物の重要部のみを単結晶とし、その他の比較的重要度が低い部位には結晶粒界が存在するようにすることもできる。本発明の合金は、優れた凝固方向強度（結晶粒内の強度）と結晶粒界強度を併せ持っているため、重要部は単結晶にし、その他の部位には結晶粒界を存在させても良いという用途には好適である。

本発明の合金は、マスターインゴットとして成分調整され、その後、適当なサイズに分割され、鋳造に供される。

本発明のＮｉ基超合金によりターボチャージャー又はマイクロタービン用の遠心式ホイールを製造する場合には、翼部表面が微細結晶、翼部からハブ部へ向けた部分が翼部からハブ部へ向けた凝固方向の柱状晶、ハブ部が結晶粒径５ｍｍ以上の粗大結晶となるように、鋳造することが望ましい。これにより、低コストで、欠陥の少ない鋳物が製造可能である。なお、鋳造に際しては、製品部の全ての部位で、凝固前面と接する溶湯が必ず湯口まで連続している凝固形態にすることが好ましい。また、鋳造後、溶体化熱処理の前に、温度１１８５〜１２８５℃以上、圧力１２０〜１８５ＭＰａの条件で、２時間以上のＨＩＰ処理を施すことが望ましく、これにより、欠陥を減らすことが可能である。微細結晶とは、結晶粒径が１ｍｍ以下のものを云い、チル晶も含む。

本発明により、一方向凝固材及び普通鋳造材のいずれであっても、高い高温強度と延性を有するＮｉ基超合金を得ることができた。本発明のＮｉ基超合金よりなり、一方向凝固法で鋳造されたガスタービンは、低コストで大幅な熱効率向上が期待される。また、形状上の理由から、一方向凝固材が適用できず、普通鋳造材で製造されたターボチャージャー又はマイクロタービン用の遠心式ホイールでは、高強度化、高温化が図れる。

本発明のＮｉ基超合金における個々の元素の効果及び適正含有量について述べる。

Ｃは、Ｈｆ，Ｔａ，Ｎｂ等とＭＣ型炭化物、Ｃｒ，Ｗ，Ｍｏ等とＭ_２３Ｃ_６及びＭ_６Ｃ型炭化物を形成し、高温で結晶粒界が移動するのを阻止することで結晶粒界を強化する効果があり、本発明において特に重要な役割を果たす元素である。この効果を発揮させるためには最低でも０．０６％以上添加する必要がある。普通鋳造材で、より高い粒界強度が要求される場合には０．０９％以上、より好ましくは０．１６％以上添加するのがよい。普通鋳造材において、強度と延性をいずれも増大させたい場合には、０．１８％以上添加することが好ましい。炭素が０．１８％以上添加されると、全ての結晶粒界に炭化物が晶出又は析出し、ＨＩＰ処理あるいは溶体化熱処理中及び変形中に結晶粒界が移動するのを防止し、高温強度及び延性向上に著しい効果がある。しかし、Ｃ量を多くしすぎると、γ相及びγ’相の固溶強化に有効な元素が炭化物にとられることで、かえって高温強度が低下するようになる。また、過剰の炭化物は疲労強度を低下させる。従って、Ｃの上限は０．３％に規制する必要がある。

Ｂは結晶粒界の非整合部を埋め、結晶粒界の結合力を増加させる効果がある。本発明の合金においては、最低でも０．０１％のＢの添加が必要である。普通鋳造材として、より高い粒界強度が要求される場合には０．０１６％以上添加することが望ましい。しかし、ＢはＮｉ基超合金の融点を著しく低下させるため、最大でも０．０５％とする必要がある。

Ｈｆは結晶粒界に偏析して結晶粒界の延性を向上させる。合金の凝固方向強度の向上は、合金の結晶粒内の強度が向上することにより達成される。しかし、合金の結晶粒内の強度が向上し、結晶粒界の強度を大幅に上回ると、相対的に結晶粒界の強度が低下し、結晶粒界に対して直角方向となる凝固直角方向の延性が著しく低下し、結果として凝固直角方向の強度が低下する。また、普通鋳造材の場合、結晶粒界の強度が低く、延性も低いと、結晶粒内をいくら強化しても、鋳物としての強度は向上しない。Ｈｆは、このような現象を防止するための必須元素であり、最低でも０．２％以上、特に０．５％以上添加することが好ましい。延性を重視する場合には、普通鋳造材或いは一方向凝固材のいずれにおいても１．１％以上添加するのがよく、高い粒界強度が要求される場合には１．４％以上にするのがよい。Ｈｆを１．８％以上添加すると、共晶組織の面積率が増加し、炭化物と同様に結晶粒界の移動を防止する効果が高まり、結晶粒界の強度が向上する。これは、特に普通鋳造材の場合に有効である。しかし、過度の添加はＢと同様に合金の融点を低下させるため、３．０％以下の添加量に抑える必要がある。

Ｃｏはγ’相の固溶温度を低下させ、溶体化熱処理を容易にする効果があり、特に本発明合金のように、部分溶体化で使用される場合には低い熱処理温度でも溶体化率を大きくすることが可能となる。その効果を得るためには、最低でも１０．２％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｏの過度の添加は、γ’相を不安定化し、むしろ強度低下につながる。従って、Ｃｏは最大でも２５％にする必要がある。

Ｔａはγ’相の固溶強化元素として、Ｔｉ，Ｎｂより優れるので、非常に有効な元素である。凝固方向強度を向上させるためには、その添加量は多いほど良く、最低でも１％の添加が必要である。しかし、過度の添加は合金の相安定性を悪化させ、かえって強度低下につながるため、最大でも１２％に規制する必要がある。また、本発明のポイントとして、Ｗ量を多くし、相対的にＴａ量を減らすことで、鋳物の延性が向上することが明らかになった。合金の強度を向上させるためには、ＷとＴａの合計量は多いほど良いが、一方で、その合計量が或るレベルを超えると、ＴＣＰ相が析出し、かえって強度が低下する。従って、高強度高延性を実現するためには、Ｗ量を高め、その分だけＴａ量を下げた組成にするのが好ましく、Ｔａは６．５％以下、特に４．９％以下にすることが好ましい。

ＷはＴａと反対に主にγ相を固溶強化する元素である。従って、凝固方向強度を向上させるためには、その添加量は多いほど良く、最低でも２％以上添加する必要がある。さらに、前述のように高強度と高延性を両立させるためには、ＴａよりＷを高めた組成が適当であり、Ｗは７．２％以上、より好ましくは９％以上、さらに好ましくは１１．５％以上とすることが適当である。しかし、Ｔａと同様に、Ｗも過度の添加は合金の相安定性を悪化させＴＣＰ相等の有害相の析出につながり、かつ耐食性を著しく低下させるため、最大でも１５％に規制する必要がある。

なお、ＷとＴａは質量数がほぼ同じであるため、合金の特性を表すのに重要な原子％比と重量％比はほぼ同じになる。Ｗ／（Ｗ＋Ｔａ）で表される比が０．６〜０．８の範囲にある時に、特に強度と延性が優れた合金が得られた。また、ＴａとＷの合計量が１５〜１７％であるときに、非常に高い強度が得られた。

ＭｏはＷと同属であり、Ｎｉ基超合金の様々な特性に対する効果もＷとほぼ同様である。しかしながら、本発明者らは、ＭｏはＷと比べて、燃焼環境中の耐食性を著しく悪化させることを見出した。従って、本発明合金では０〜０．９５％とする。

ＲｅもＷ及びＭｏと同様に主にγ相を固溶強化する元素である。ＭｏやＷと比べ、燃焼環境中の耐食性を悪化させないことから、耐食性と高温強度を両立させるためには非常に有効な元素であり、ＷあるいはＭｏと置き換えることで、耐食性を改善すると同時に合金を強化することができる。この効果を得るためには、最低でも０．５％以上、好ましくは１．１％以上添加することが必要である。しかし、Ｒｅはγ’相側への分配率が著しく低いため、相安定性に影響を及ぼす。従って、添加量は最大でも９％に押さえる必要がある。

ＣｒはＣｒ_２Ｏ_３の保護皮膜を形成し、Ｎｉ基超合金の耐食性を維持するための必須元素である。従って、最低でも１．５％以上の添加が必要である。しかし、過度の添加は、Ｗと同様に合金の相安定性を悪化させ、ＴＣＰ相等の有害相の析出につながるため、１６％以下に規制する必要がある。さらに高温強度を重視し、ＷやＲｅの添加量を増やす必要がある場合はＣｒの添加量を８％以下とし、より高温強度を重視する場合は７％以下とすることが好ましい。

Ａｌはγ’相（Ｎｉ_３Ａｌ）を形成するために必須の元素であり、最低でも３．５％以上の添加が必要である。γ’相の体積率を高くし、凝固方向強度を重視する場合には５％以上にすることが好ましい。また、ＡｌはＡｌ_２Ｏ_３保護皮膜を形成することで、耐酸化性及び耐食性を向上させる。しかし、過度に添加するとγ’相の固溶強化度が低下し、かえって高温強度が低下することから、添加量は最大でも６．５％にする必要がある。

ＮｂはＴｉより効果は小さいが、ＣｒとＡｌの複合酸化物の形成を防止し、合金の耐食性を改善する効果がある。一方、Ｔａより効果は小さいが、γ’相を固溶強化する効果はＴｉより高い。従って、Ｎｂは高温強度を落とさずに耐食性を改善できる有効な元素であり、０．２％以上添加する必要がある。しかしながら、γ’相の相安定性を保つためには、Ｎｂの添加量は２％以下とする必要がある。耐食性を特に重視する場合は、０．５％以上の添加が好ましい。

ＴｉはＣｒとＡｌの複合酸化物の形成を防止し、合金の耐食性を向上させる効果がある。しかし、本合金系のように、ＴａとＮｂの両方の元素を添加している場合、そこに、さらにＴｉを添加するとγ’相の安定性を阻害してしまう。また、強度と耐食性及び耐酸化性のバランスを考えた場合、ＴｉよりもＮｂあるいはＴａを添加した方がよい。さらに、本発明合金のように、結晶粒界強化元素を含むため、合金の部分溶融温度が低くなる傾向がある合金系にとって、合金元素のバランスを最適化し、合金の部分溶融温度をできるだけ高くすることが、溶体化熱処理性を改善するために有効であり、結果として、強度向上につながる。ＴａとＮｂとＴｉを比較した場合、合金の部分溶融温度低下に及ぼす１原子％当たりの効果は、Ｔａ＜Ｎｂ＜Ｔｉであり、合金の部分溶融温度を向上させるためにもＴｉの添加は好ましくない。従って、本発明合金ではＴｉは無添加とした。前述のように、本発明合金ではγ相側に入るＷと、γ’相側に入るＴａのバランスを制御することで、優れた特性を得ることが可能となり、γ’相側に入るＴａの比率が小さいところで優れた特性を得た。従って、同じくγ’相側に入るＴｉを添加すると、もともと低く抑えられているγ’相側に入る元素の中で、高温強度向上に最も有効なＴａの添加量をさらに低下させなくてはならなくなってしまう。このことからも、本発明合金においてはＴｉを無添加とすることが重要である。

Ｚｒは、従来はＨｆと同様に、結晶粒界の強度を向上させる効果があると考えられてきたが、本発明者らの研究により、結晶粒界強度向上に及ぼす効果はＨｆに比べて著しく小さいことがわかった。更に、前述のＴａ，ＮｂとＴｉの関係と同様に、Ｚｒの部分溶融温度低下に及ぼす効果はＨｆより大きい。従って、結晶粒界の強度向上に及ぼす効果がＨｆより小さい上に、部分溶融温度低下に及ぼす効果がＨｆより大きいＺｒは、合金に添加する効果が見出せない。Ｚｒを添加すると、本発明合金における重要な元素の一つであるＨｆの添加量を大幅に少なくしなくてはならない。従って、本発明合金ではＺｒを不純物レベルの０〜０．０２％に規制した。これによりＨｆの添加量を増やすことができ、結晶粒界強度の向上を図ることが可能となった。

Ｖを添加するとＴａ及びＮｂの固溶限度が低下し、高温強度の低下につながる。また、耐食性を著しく低下させることから、本発明合金では不純物レベルの０〜１％とした。

Ｙ等の希土類元素は、Ａｌ_２Ｏ_３保護皮膜の密着性を改善し、耐酸化性を大幅に改善する。しかし、Ｎｉ基超合金の融点を著しく低下させることから、添加量は０〜２％とすることが好ましい。希土類元素は、周期律表の３Ａ族に属する元素で、Ｙの他に、Ｓｃ及びＬａ，Ｃｅ等のランタノイド、Ａｃ等のアクチノイドが含まれる。これらの元素の効果はほぼ同じであり、単独又は２種以上の混合物を添加しても、その効果はほぼ同等であることから、これらの元素の総量を０〜２％とした。

アルカリ土類金属及びＳｉは酸化皮膜の密着性を向上させる効果があるが、過度の添加は結晶粒界の延性を低下させる。従って、その総量は０〜０．１％とすることが好ましい。

Ｐｔ及びＲｕ等の白金族元素は、高温強度向上に有効な元素であるＷ，Ｒｅ等の固溶限度を広げる作用があるが、非常に高価な元素であるので、添加量は０〜２％とする。

Ｆｅ，Ｇａ及びＧｅは酸化皮膜の密着性向上の効果がある。また、Ｇａ及びＧｅはＮｉと金属間化合物を形成して高温強度を向上する効果がある。しかし、何れも過度の添加は結晶粒界の延性を低下させる。従って、その総量は０〜５％とする。

以下、一方向凝固鋳物及び普通鋳造鋳物を製造し、試験片を切り出して、強度及び延性を測定した結果について説明する。実験に使用したＮｉ基超合金の成分組成を表１に示す。ａｌｌｏｙ１０６１はＵＳＰ６０５１０８３の組成範囲に含まれる合金である。本発明の実施例は、ａｌｌｏｙ１０６４〜１０６６、１０７１〜１０７３、１０７７、１０７９〜１０８１、１０８６〜１１０４である。

評価に用いた鋳物は１００ｍｍ×１５ｍｍ×２３０ｍｍの平板で、普通鋳造（ＣＣ）と一方向凝固（ＤＳ）の一方または両方の鋳物を製造した。表１記載の組成に予め調整したマスターインゴットを用い、ＣＣ平板は一般的な真空鋳造法で、ＤＳ平板は鋳型引出し式一方向凝固法で鋳造した。鋳造後、溶体化熱処理と時効熱処理を施し、その後に、各々の評価用試験片を機械加工で採取した。なお、ＣＣ材には、溶体化熱処理に先立ち、ＨＩＰ処理を施した。ＨＩＰ処理はＡｒ中で、温度１２００℃，圧力１５０ＭＰａの条件で４時間行った。溶体化熱処理（ＳＴ）条件は、ソルバス以上の温度で、かつ部分溶融温度以下であることを標準とした。溶体化熱処理後はガス吹付けの急冷を行った。ソルバス温度と部分溶融温度の間の温度差が大きい合金の一部は、数種類のＳＴ温度の試験片を用意したものもある。時効熱処理は、いずれの合金とも、１０８０℃で４時間加熱後、室温まで急冷し、その後、８７１℃で２０時間加熱後、室温まで急冷する２段熱処理とした。

図１にＤＳ平板の金属組織を示した。図１中には、凝固方向、結晶粒界、凝固直角方向を記載した。ＤＳ材は、凝固（ＤＳ−Ｌ）方向と凝固直角(ＤＳ−Ｔ)方向のクリープ破断強度を測定した。ＤＳ−Ｌ方向のクリープ破断強度は、８５０℃−４０ｋｇｆ／ｍｍ^２又は１０４０℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件で、クリープ破断時間を測定することにより評価した。ＤＳ−Ｔ方向のクリープ破断強度は、９８２℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件で、クリープ破断時間を測定することにより評価した。ＣＣ平板は等軸晶であるので、試験片の採取方向は特に規定せず、任意の場所から試験片を採取した。クリープ破断強度は、９８２℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件で、クリープ破断時間を測定することにより評価した。なお、クリープ試験及び引張試験の試験片形状及び条件はＡＳＴＭ又はＪＩＳ規格準拠とした。耐食性はＤＳ材及びＣＣ材共に９００℃のバーナリグ試験で評価した。腐食重量変化量が２０ｍｇ／ｃｍ^２に到達する時間の長短で耐食性の優劣を判断した。試験は１サイクル１０時間とし、１サイクル毎に重量変化量を測定した。燃料には硫黄を０．０６ｍａｓｓ％含む重油を用い、腐食を加速するために０．１ｍａｓｓ％ＮａＣｌ溶液を３０ｃｃ／ｍｉｎで燃焼ガス中に噴霧した。耐酸化性の評価にはＤＳ材及びＣＣ材のいずれも、縦１０ｍｍ、横１５ｍｍ、厚さ３ｍｍの平板を用いた。これらを大気中で、１サイクル当たり１１００℃で１００時間加熱し、１サイクル毎に重量変化量を測定し、その絶対値の大小で耐酸化性の優劣を判断した。試験は最大１０サイクル、合計１０００時間とした。

まず、ＤＳ材の評価結果について説明する。

表２に、ａｌｌｏｙ１０６１〜１０６３のＤＳ−Ｌ方向のクリープ破断時間を示した。また、図２に、これらの合金について、ＤＳ−Ｌ方向のクリープ破断時間とＣｏ量の関係を示した。クリープ破断時間が長いほど、クリープ破断強度は高いことを示す。ａｌｌｏｙ１０６１は単結晶（ＳＣ）材として開発されたものであり、ＤＳ材にした場合にはＤＳ−Ｌ方向のクリープ破断強度が低い。ａｌｌｏｙ１０６１に対し、Ｃｏ量を増やしたものは、ＤＳ−Ｌ方向のクリープ破断強度が高い。Ｃｏを約１０％含有するａｌｌｏｙ１０６３は、ａｌｌｏｙ１０６１に比べてクリープ破断時間が４倍以上長いことが確認された。

表３に、ａｌｌｏｙ１０６３と、ａｌｌｏｙ１０６３に比べてＣｏ、Ｈｆ量を増加したａｌｌｏｙ１０６４〜１０６６のＤＳ−Ｔ方向のクリープ破断時間を示した。また、図３に、これらの合金について、ＤＳ−Ｔ方向のクリープ寿命とＨｆ量の関係を示した。ａｌｌｏｙ１０６３は、ＤＳ−Ｌ方向のクリープ破断強度は高いが、ＤＳ−Ｔ方向、つまり結晶粒界の強度が低い。ａｌｌｏｙ１０６３に対し、Ｃｏ量を若干多くし、更にＨｆ量を多くすることで、ＤＳ−Ｔ方向のクリープ破断強度が大幅に向上することがわかった。

以上により、ａｌｌｏｙ１０６１に対し、Ｃｏ量とＨｆ量をいずれも増やし、Ｃｏは１０．２％以上、Ｈｆは０．５％以上、好ましくは１．１％以上にすることにより、ＤＳ−Ｌ方向及びＤＳ−Ｔ方向のクリープ破断強度がいずれも高くなることが確認された。

Ｃｏ及びＨｆを多く含むＮｉ基超合金のＤＳ材は、ＤＳ−Ｌ方向及びＤＳ−Ｔ方向の強度がいずれも高いことが分かったので、次に、Ｗ量とＴａ量について検討を行った。

Ｗはγ相側に主に入る元素で、反対にＴａは析出相であるγ’相側に主に入る元素である。Ｗ量が多い合金はγ相側の格子定数が大きくなり、一般に（γ’相の格子定数−γ相の格子定数）／（両相の格子定数平均）で定義される格子定数ミスマッチが小さくなる。格子定数ミスマッチはＮｉ基超合金の変形機構に大きな影響を及ぼす重要な因子である。

表４に、表３に示した結果より、ＤＳ−Ｔ方向のクリープ破断強度が高いことが確認されたａｌｌｏｙ １０６５と、ａｌｌｏｙ １０７１〜１０７３について、ＤＳ−Ｌ方向の８５０℃−４０ｋｇｆ／ｍｍ^２クリープ破断時間を示した。また、図４に、これらの合金について、Ｗ／（Ｗ＋Ｔａ）の重量％における比と、ＤＳ−Ｌ方向の８５０℃−４０ｋｇｆ／ｍｍ２クリープ破断時間の関係を示した。更に、表５に、これらの合金について、ＤＳ−Ｔ方向の９８２℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ^２クリープ破断時間を示し、図５にＷ／（Ｗ＋Ｔａ）の比とＤＳ−Ｔ方向の９８２℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ^２クリープ破断時間の関係を示した。

この結果、Ｗ／（Ｗ＋Ｔａ）の比が大きくなるほど、ＤＳ−Ｌ方向のクリープ破断強度及びＤＳ−Ｔ方向のクリープ破断強度が向上することが分かった。ａｌｌｏｙ １０７３のＤＳ−Ｌ方向の８５０℃−４０ｋｇｆ／ｍｍ^２におけるクリープ破断時間２６５４時間は、同条件におけるａｌｌｏｙ １０６１の単結晶（ＳＣ）材のクリープ破断時間２４７０時間をも上回る。

以上より、ａｌｌｏｙ １０６１に対し、ＣｏとＨｆの量を多くし、更にＷ／（Ｗ＋Ｔａ）の重量比が０．６〜０．８の範囲に入るようにした合金は、ａｌｌｏｙ １０６１のＳＣ材と同等のＤＳ−Ｌ方向のクリープ破断強度を有しながら、優れた結晶粒界強度（ＤＳ−Ｔ方向強度）を有し、大型の複雑形状翼に好適であることが確認された。特にａｌｌｏｙ １０７３のクリープ特性から明らかなように、Ｗ量が１１％を超え、Ｔａ量が４％を下回るようにしたものは、ＤＳ−Ｌ方向とＤＳ−Ｔ方向の強度がいずれも極めて高く、最上の特性を有することがわかった。

ａｌｌｏｙ １０６５とａｌｌｏｙ １０７１〜１０７３のＤＳ−Ｔ方向の室温引張伸びを表６に示した。また、図６に、これらの合金について、ＤＳ−Ｔ方向の室温引張伸びとＷ／（Ｗ＋Ｔａ）の比の関係を示した。いずれの合金も室温引張伸びは３％以上が得られており、高延性を有することが実証された。Ｗ／（Ｗ＋Ｔａ）の比が０．６５付近で最も室温の延性が優れており、延性向上の点からもＷ／（Ｗ＋Ｔａ）の重量比は０．６〜０．８にすることが好ましいことが分かった。

次に、Ｗ／（Ｗ＋Ｔａ）の重量比が０．６〜０．８の範囲内にある数種のＮｉ基超合金について、ＤＳ−Ｌ方向及びＤＳ−Ｔ方向のクリープ破断強度を評価した。ＤＳ−Ｌ方向のクリープ破断強度は、８５０℃−４０ｋｇｆ／ｍｍ^２と１０４０℃―１４ｋｇｆ／ｍｍ^２の二つの条件で測定した。表７に、ａｌｌｏｙ １０７２，１０７３，１０８６〜１０９８についての評価結果を示す。また、図７に、これらの合金について、ＤＳ−Ｌ方向の１０４０℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ^２クリープ破断時間とＷ／（Ｗ＋Ｔａ）の重量比の関係を示す。表７及び図７の結果から、ａｌｌｏｙ １０７２，１０７３をベースにＣｏ量を増加して１４％以上含有させたａｌｌｏｙ １０９１，１０９７を除いて、いずれの合金においても強度増大が認められた。この結果より、Ｃｏ量はむしろ１４％以下に抑えた方が良いことがわかる。Ｒｅ量が１．４％台の合金では、ａｌｌｏｙ １０７３にくらべてＷとＴａ増量したａｌｌｏｙ １０９３が、クリープ破断強度が最も高い。しかし、長時間の組織安定性を考えると、ａｌｌｏｙ １０７３からＷを増加させたａｌｌｏｙ １０９２の方が適当と考えられる。ＷやＴａと比べると著しく高価な元素であるＲｅを増量したａｌｌｏｙ １０９０，１０９６，１０９８は、クリープ破断強度が非常に高く、高価格にはなっても、高温強度向上を図りたい場合には、Ｒｅ量の増加は有効であることがわかった。また、Ｈｆについては、ａｌｌｏｙ １０８８のＤＳ−Ｔ方向のクリープ破断時間が他の合金と比べ著しく短いことから、ＤＳ−Ｔ方向の強度を重視する場合は、１．５％までの添加が好ましいと考えられる。

図１６に、ａｌｌｏｙ １０７２，１０７３及び１０８６〜１０９８について、Ｔａ量及びＷ量とＤＳ−Ｌ方向のクリープ破断時間の関係を示した。Ｗ／（Ｗ＋Ｔａ）の重量％比が０．６〜０．８、Ｗ量が１０．５〜１５％、Ｔａ量が１〜６．５％のときに、クリープ破断強度が高く、特にＷとＴａの合計量が１５〜１７％のときに、極めて高い強度が得られることが分かる。

図８にａｌｌｏｙ１０９２のＤＳ材及び比較材の耐酸化性試験結果を示した。ａｌｌｏｙ１０６１の単結晶（ＳＣ）材及び産業用ガスタービンで実績のある１４％Ｃｒ合金（ＣＣ材）の何れと比べても、耐酸化性は向上している。図９に、ａｌｌｏｙ１０９２のＤＳ材及び比較材のバーナリグによる耐食性の試験結果を示した。ａｌｌｏｙ１０６１のＳＣ材、ＵＳＰ５０６９８７３に示されるＤＳ材及び産業用ガスタービンで実績のある１４％Ｃｒ合金（ＣＣ材）の何れと比べても耐食性が向上している。

次に、ＣＣ材の評価結果について説明する。

ターボチャージャーやマイクロタービンの遠心式ホイールには、ＣＣ材が適用される。表８に、ａｌｌｏｙ１０６１，１０７７，１０７９のＣＣ材について、クリープ破断試験結果を示した。また、図１０に、これらの合金のＣＣ材について、クリープ破断時間とＨｆ量の関係を示した。ａｌｌｏｙ１０６１のＣＣ材をベースにＨｆ量を増加したものは、クリープ破断強度が高いことが確認された。

そこで、Ｈｆ量を増加してクリープ破断強度を向上させたａｌｌｏｙ１０７９のＣＣ材をベースに、クリープ破断強度に及ぼすＣ量の影響を検討した。表９に、ａｌｌｏｙ１０７９〜１０８１及び１２０１のＣＣ材のクリープ破断時間を示し、図１１にクリープ破断時間とＣ量の関係を示した。ａｌｌｏｙ１０７９をベースにＣ量を増やすことで、クリープ破断強度はさらに向上することが確認された。

表９に示した合金のうちで、最も強度が高かったＣ量０．２％のａｌｌｏｙ１０８１について、ＳＴ温度を１２６０℃と２０℃高くして評価した。その結果、９８２℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ^２のクリープ破断時間は２１６４ｈであった。これは、応力１４ｋｇｆ／ｍｍ^２における１０^５時間耐用温度に直すと８９８℃に相当する。この耐用温度は、ＵＳＰ５０６９８７３など、いわゆる第２世代ＤＳ合金（Ｒｅを３％含むグループ）の耐用温度に匹敵する。ＣＣ材でありながら第２世代ＤＳ合金に匹敵する強度を有することから、ａｌｌｏｙ１０８１に匹敵する組成の合金よりなるＣＣ材は、ＤＳ合金の適用が困難なターボチャージャーやマイクロタービン用の遠心式ホイールに極めて好適であることがわかった。また、従来はＤＳ材を使用していた軸流タービンの翼をＣＣ材で置き換えることが可能となり、コストの面でも大きな効果が得られることがわかった。ａｌｌｏｙ１０８１のＳＴ温度１２６０℃での室温引張延性を評価した結果、室温の破断伸びは５．３％であり、高い高温強度を有していながら、延性も十分であることが確認された。ａｌｌｏｙ１０８１は、ＣとＨｆを除く元素の量がＤＳ材のａｌｌｏｙ１０９２とほぼ同等である。このことから、高温強度はａｌｌｏｙ１０９２と同様にＣｏ量やＷ／Ｔａ比の適正化などで達成され、さらにＨｆ量とＣ量を最適化することで、結晶粒界強度も向上した、ターボチャージャーやマイクロタービンの遠心式ホイールに最適な合金が得られたと考えられる。

図１２にａｌｌｏｙ１０８１のＣＣ材及び比較材の耐酸化性試験結果を示す。ａｌｌｏｙ１０６１のＳＣ材及び産業用ガスタービンで実績のある１４％Ｃｒ合金（ＣＣ材）の何れと比べても耐酸化性は向上している。図１３に、ａｌｌｏｙ１０８１のＣＣ材及び比較材のバーナリグによる耐食性の試験結果を示す。ａｌｌｏｙ１０６１のＳＣ材、ＵＳＰ５０６９８７３に示されるＤＳ材及び産業用ガスタービンで実績のある１４％Ｃｒ合金（ＣＣ材）の何れと比べても、ａｌｌｏｙ１０８１のＣＣ材は耐食性が向上している。

表１０に、ａｌｌｏｙ１０８１に近い組成の合金、具体的にはａｌｌｏｙ１０９９〜１１０４について、９８２℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ^２のクリープ破断試験結果を示した。また、比較のためにＵＳＰ３７２０５０９に該当する合金のクリープ破断試験結果を示した。これらの合金の中ではａｌｌｏｙ１１０１が、クリープ破断時間が最も長い。Ｃ量０．１５〜０．２％、Ｈｆ量１．５０〜２．０４％の範囲では、Ｃ量とＨｆ量を共に多くした組成がクリープ破断強度の上で優れていることがわかった。ａｌｌｏｙ１１０４はＷの量がａｌｌｏｙ１０９９〜１１０３にくらべて少なく、ＳＴ温度も低いため、ａｌｌｏｙ１０９９〜１１０３にくらべるとクリープ破断強度は低いが、室温の引張破断伸びを測定した結果では６．４％と高く、結晶粒界の強度を重視する場合には優れた合金であることがわかった。ａｌｌｏｙ１１０４のクリープ破断強度は、ターボチャージャーやマイクロタービンの遠心式ホイールで広く用いられているＵＳＰ３７２０５０９に示される合金に比べれば著しく高い。

ａｌｌｏｙ１０７７，１０７９，１０９９〜１１０３のＣＣ材について、Ｈｆ量及びＣ量と９８２℃―１４ｋｇｆ／ｍｍ^２クリープ破断時間の関係を図１７に示す。Ｈｆ量が１．４〜３％の範囲内にあり、しかも、Ｈｆ量が（−１０Ｃ＋３．４）よりも多く、（−１０Ｃ＋４．４）よりも少ないときに、極めて高いクリープ破断強度が得られた。

ａｌｌｏｙ１０９２の組成で１５０ｋｇのマスターインゴットを鋳造し、大型マスターインゴットの鋳造性を評価した結果、問題の無いことが確認された。また、そのマスターインゴットを用い、図１４に示す製品部全長２３０ｍｍの産業用軸流ガスタービン用動翼１を鋳型引出し式一方向凝固法で鋳造した。この一方向凝固翼のマクロ組織とミクロ組織を検査し、更に蛍光浸透探傷検査及びＸ線検査を行った結果、この合金の鋳造性に問題の無いことを確認した。また、別の一方向凝固翼に対し、真空中で、１２６０℃で４時間加熱後、Ａｒガスを吹き付けて急冷する溶体化熱処理を施し、その後、同じく真空中で、１０８０℃で４時間加熱後、室温まで急冷し、更に８７１℃で２０時間加熱後、室温まで急冷する２段時効処理を施して、この翼から試験片を採取し、クリープ破断試験を行った。その結果、８５０℃−４０ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件でのＤＳ−Ｌ方向のクリープ破断時間は２４００時間であり、ａｌｌｏｙ１０６１の単結晶（ＳＣ）試験片のクリープ破断時間２４７０時間に匹敵する良好な結果を有していた。

また、ａｌｌｏｙ１１０１の組成で１５０ｋｇのマスターインゴットを鋳造し、大型マスターインゴットの鋳造性を評価し、問題の無いことを確認した。さらに、そのマスターインゴットを用い、図１５に示す翼最大径がφ２３０ｍｍのマイクロタービン用遠心式ホイールを真空中普通鋳造法にて鋳造した。このホイールのマクロ組織とミクロ組織を検査し、更に蛍光浸透探傷検査とＸ線検査を行った結果、この合金の鋳造性に問題の無いことが確認された。また、別のホイールを鋳造し、Ａｒ中で、温度１２００℃，圧力１５０ＭＰａの条件で４時間のＨＩＰ処理を施した後、真空中で、１２４０℃で４時間加熱後、Ａｒガスを吹き付けて急冷する溶体化熱処理と、その後、同じく真空中で、１０８０℃で４時間加熱後、室温まで急冷し、更に８７１℃で２０時間加熱後、室温まで急冷する２段時効処理を施した。この翼の中心の最大径部から遠心応力方向に試験片を採取し、９８２℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件でクリープ破断強度を評価した。

ＵＳＰ３７２０５０９に示される合金についても、同形のマイクロタービン用遠心式ホイールを真空中普通鋳造法にて鋳造した。鋳造後、本発明の実施例と同様の条件でＨＩＰ処理、溶体化熱処理及び２段時効処理を施した。このホイールからもａｌｌｏｙ１１０１からなるホイールと同様の方法で試験片を採取し、９８２℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ^２の条件でクリープ破断強度を評価した。

その結果、ＵＳＰ３７２０５０９に示される合金からなるホイールから採取した試験片の破断時間は４５０時間であったのに対し、ａｌｌｏｙ１１０１からなるホイールから採取した試験片の破断時間は１８００時間であり、ＵＳＰ３７２０５０９に示される合金の約４倍も長いことが確認された。

ＤＳ平板の金属組織を表す。 ＤＳ材の凝固方向のクリープ破断時間とＣｏ量の関係を示した図。 ＤＳ材の凝固直角方向のクリープ破断時間とＨｆ量の関係を示した図。 ＤＳ材の凝固方向のクリ−プ破断時間とＷ／（Ｗ＋Ｔａ）比の関係を示した図。 ＤＳ材の凝固直角方向のクリープ破断時間とＷ／（Ｗ＋Ｔａ）比の関係を示した図。 ＤＳ材の凝固直角方向の室温引張伸びとＷ／（Ｗ＋Ｔａ）比の関係を示した図。 ＤＳ材の凝固方向のクリープ破断時間に及ぼすＷ／（Ｗ＋Ｔａ）比の影響を示した図。 ａｌｌｏｙ １０９２のＤＳ材と比較材の酸化試験結果を示した図。 ａｌｌｏｙ １０９２のＤＳ材と比較材の腐食試験結果を示した図。 ＣＣ材のクリープ破断時間とＨｆ量の関係を示した図。 ＣＣ材のクリープ破断時間とＣ量の関係を示した図。 ａｌｌｏｙ １０８１のＣＣ材と比較材の酸化試験結果を示した図。 ａｌｌｏｙ １０８１のＣＣ材と比較材の腐食試験結果を示した図。 産業用軸流ガスタービン用動翼の外観図。 マイクロタービン用遠心式ホイールの断面金属組織を表す図。 ＤＳ材について、Ｔａ量及びＷ量とＤＳ−Ｌ方向のクリープ破断時間の関係を示した図。 ＣＣ材について、Ｈｆ量及びＣ量とクリープ破断時間の関係を示した図。

符号の説明

１…産業用軸流ガスタービン用動翼。

Claims (22)

1. 普通鋳造法によって製造され、等軸晶組織を有するＮｉ基超合金であって、重量％で、Ｃ：０．１６〜０．３％、Ｂ：０．０１６〜０．０５％、Ｈｆ：１．４〜３．０％、Ｃｏ：１０．２〜２５％、Ｔａ：１〜４．９％、Ｃｒ：１．５〜８％、Ｍｏ：０〜０．９５％、Ｗ：７．２〜１５％、Ａｌ：３．５〜６．５％、Ｒｅ：１．１〜９％、Ｎｂ：０．２〜２％、Ｖ：０〜１％、Ｚｒ：０〜０．０２％、白金族元素の少なくとも１種：０〜２％、希土類元素の少なくとも１種：０〜２％、アルカリ土類金属及びＳｉの少なくとも１種：０〜０．１％、ＦｅとＧａ及びＧｅから選ばれた少なくとも１種：０〜５％、残部がＮｉと不可避不純物よりなることを特徴とする高強度高延性Ｎｉ基超合金。
2. 重量％で、Ｃｒ：１．５〜７％、Ｗ：９〜１５％を含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度高延性Ｎｉ基超合金。
3. 重量％で、Ｃｒ：１．５〜７％、Ｗ：１１．２〜１５％を含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度高延性Ｎｉ基超合金。
4. 重量％で、Ｃ：０．１８〜０．３％、Ｈｆ：１．８〜３．０％、Ｃｒ：１．５〜７％、Ｗ：１１．２〜１５％を含むことを特徴とする請求項１に記載の高強度高延性Ｎｉ基超合金。
5. Ｗ／（Ｗ＋Ｔａ）の比率が０．６〜０．８よりなることを特徴とする請求項１に記載の高強度高延性Ｎｉ基超合金。
6. 一方向凝固法によって鋳造されるＮｉ基超合金であって、重量％で、Ｃ：０．１６〜０．３％、Ｂ：０．０１６〜０．０５％、Ｈｆ：１．４〜３．０％、Ｃｏ：１０．２〜２５％、Ｔａ：１〜４．９％、Ｃｒ：１．５〜８％、Ｍｏ：０〜０．９５％、Ｗ：７．２〜１５％、Ａｌ：３．５〜６．５％、Ｒｅ：１．１〜９％、Ｎｂ：０．２〜２％、Ｖ：０〜１％、Ｚｒ：０〜０．０２％、白金族元素の少なくとも１種：０〜２％、希土類元素の少なくとも１種：０〜２％、アルカリ土類金属及びＳｉの少なくとも１種：０〜０．１％、ＦｅとＧａ及びＧｅから選ばれた少なくとも１種：０〜５％、残部がＮｉと不可避不純物よりなることを特徴とする高強度高延性Ｎｉ基超合金。
7. 重量％で、Ｔａ：１〜６．５％、Ｗ：９〜１５％を含むことを特徴とする請求項６に記載の高強度高延性Ｎｉ基超合金。
8. 重量％で、Ｔａ：１〜６．５％、Ｗ：１０．５〜１５％を含むことを特徴とする請求項６に記載の高強度高延性Ｎｉ基超合金。
9. 重量％で、Ｔａ：１〜４．９％、Ｗ：１１．２〜１５％を含むことを特徴とする請求項６に記載の高強度高延性Ｎｉ基超合金。
10. Ｗ／（Ｗ＋Ｔａ）の比率が０．６〜０．８よりなることを特徴とする請求項６に記載の高強度高延性Ｎｉ基超合金。
11. 重量％で、Ｔａ：１〜６．５％、Ｗ：１０．５〜１５％、ＴａとＷの合計量が１５〜１７％、Ｗ／（Ｗ＋Ｔａ）の比率が０．６〜０．８よりなることを特徴とする請求項６に記載の高強度高延性Ｎｉ基超合金。
12. 重量％で、Ｔａ：１〜４．９％、Ｗ：１１．２〜１５％、ＴａとＷの合計量が１５〜１７％、Ｗ／（Ｗ＋Ｔａ）の比率が０．６〜０．８よりなることを特徴とする請求項６に記載の高強度高延性Ｎｉ基超合金。
13. 請求項１に記載の組成を有するＮｉ基超合金鋳造物。
14. 一方向凝固法あるいは普通鋳造法によって鋳造され、単結晶組織、柱状晶組織或いは等軸晶組織を有することを特徴とする請求項１３に記載のＮｉ基超合金鋳造物。
15. 請求項１に記載の組成を有する、Ｎｉ基超合金鋳造物鋳造用のマスターインゴット。
16. 請求項１に記載の組成を有するＮｉ基超合金鋳造物により形成されたターボチャージャー又はマイクロタービン用の遠心式ホイール。
17. ホイールの翼部表面が微細結晶、翼部からハブ部へ向けた部分が翼部からハブ部へ向けた凝固方向の柱状晶、ハブ部が結晶粒径５ｍｍ以上の粗大結晶よりなることを特徴とする請求項１６に記載の遠心式ホイール。
18. ホイールの翼部表面と、翼部からハブ部へ向けた部分、及びハブ部の全ての部分で、凝固前面と接する溶湯が湯口まで連続している凝固形態を有することを特徴とする請求項１７に記載の遠心式ホイール。
19. 請求項１に記載の組成を有するＮｉ基超合金を鋳造してターボチャージャー又はマイクロタービン用の遠心式ホイールを製造し、その際に翼部表面が微細結晶、翼部からハブ部へ向けた部分が翼部からハブ部へ向けた凝固方向の柱状晶、ハブ部が結晶粒径５ｍｍ以上の粗大結晶となるように鋳造し、鋳造後、温度１１８５〜１２８５℃，圧力１００〜１８５ＭＰａの条件で２時間以上のＨＩＰ処理を行い、その後、溶体化熱処理を施すことを特徴とする遠心式ホイールの製造方法。
20. 請求項１に記載の組成を有するＮｉ基超合金を鋳造してターボチャージャー又はマイクロタービン用の遠心式ホイールを製造し、その際に翼部表面が微細結晶、翼部からハブ部へ向けた部分が翼部からハブ部へ向けた凝固方向の柱状晶、ハブ部が結晶粒径５ｍｍ以上の粗大結晶となり、製品部の全ての部位で凝固前面と接する溶湯が湯口まで連続している凝固形態となるように鋳造を行い、鋳造後、温度１１８５〜１２８５℃，圧力１００〜１８５ＭＰａの条件で２時間以上のＨＩＰ処理を行い、その後、溶体化熱処理を施すことを特徴とする遠心式ホイールの製造方法。
21. 請求項１に記載の組成を有するＮｉ基超合金鋳造物により形成された軸流式ガスタービン用の翼。
22. 一方向凝固法によって鋳造され、単結晶組織、柱状晶組織を有することを特徴とする請求項２１に記載の軸流式ガスタービン用の翼。

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