JPH10251869A - 耐熱部材およびその製造方法 - Google Patents
耐熱部材およびその製造方法Info
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- JPH10251869A JPH10251869A JP6262597A JP6262597A JPH10251869A JP H10251869 A JPH10251869 A JP H10251869A JP 6262597 A JP6262597 A JP 6262597A JP 6262597 A JP6262597 A JP 6262597A JP H10251869 A JPH10251869 A JP H10251869A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 金属被覆層を適用した耐熱部材において、金
属基材／金属被覆層界面での元素移動に伴う劣化を充分
に抑制することを可能にすると共に、元素拡散を抑制す
る層に基く界面剥離等を抑制する。 【解決手段】 Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅの 1種を主成分とする
金属基材１上に、中間層２を介して、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ
の 1種を主成分し、さらにＣｒおよびＡｌを含有する金
属被覆層３を被覆形成した耐熱部材４である。中間層２
として、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅの 1種を主成分とすると共
に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｎｂの1種の元素
と、Ａｌ、Ｃｒ、Ｗの 1種の元素とを含有する合金を使
用する。あるいは、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅの 1種を主成分と
すると共に、Ａｌ、Ｃｒの 1種の元素を含有し、かつ含
有されるＣｒ量が金属被覆層中のＣｒ含有量より 5重量
% 以上少ない合金層を中間層として用いる。
属基材／金属被覆層界面での元素移動に伴う劣化を充分
に抑制することを可能にすると共に、元素拡散を抑制す
る層に基く界面剥離等を抑制する。 【解決手段】 Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅの 1種を主成分とする
金属基材１上に、中間層２を介して、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ
の 1種を主成分し、さらにＣｒおよびＡｌを含有する金
属被覆層３を被覆形成した耐熱部材４である。中間層２
として、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅの 1種を主成分とすると共
に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ、Ｎｂの1種の元素
と、Ａｌ、Ｃｒ、Ｗの 1種の元素とを含有する合金を使
用する。あるいは、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅの 1種を主成分と
すると共に、Ａｌ、Ｃｒの 1種の元素を含有し、かつ含
有されるＣｒ量が金属被覆層中のＣｒ含有量より 5重量
% 以上少ない合金層を中間層として用いる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、例えばガスタービ
ンの動・静翼の構成材料のように、高温環境下で長時間
の高温強度、耐酸化性、耐食性が要求される材料に好適
な耐熱部材およびその製造方法に関する。
ンの動・静翼の構成材料のように、高温環境下で長時間
の高温強度、耐酸化性、耐食性が要求される材料に好適
な耐熱部材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】発電用やエンジン用のガスタービンに代
表される高温機器の高効率化を目指した機器使用温度の
高温化に伴って、機器構成部品に使用される材料には一
層高レベルの特性、例えば高温強度、高温耐食・耐酸化
性等が要求されている。このため、高強度のＮｉ基やＣ
ｏ基の超合金材料の表面に、Ｍ−Ｃｒ−Ａｌ−Ｙ（Μは
Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元
素を示す）合金等からなる耐食・耐酸化金属被覆を施す
技術が開発され、ガスタービンの動・静翼等においては
必須の技術として、既に広く適用されている。また、さ
らなる高温化の流れの中で、耐食・耐酸化金属被覆層の
表面に熱伝導率の低いセラミックス層を被覆し、内側の
金属材料を保護する遮熱被覆技術も実用化されつつあ
る。
表される高温機器の高効率化を目指した機器使用温度の
高温化に伴って、機器構成部品に使用される材料には一
層高レベルの特性、例えば高温強度、高温耐食・耐酸化
性等が要求されている。このため、高強度のＮｉ基やＣ
ｏ基の超合金材料の表面に、Ｍ−Ｃｒ−Ａｌ−Ｙ（Μは
Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元
素を示す）合金等からなる耐食・耐酸化金属被覆を施す
技術が開発され、ガスタービンの動・静翼等においては
必須の技術として、既に広く適用されている。また、さ
らなる高温化の流れの中で、耐食・耐酸化金属被覆層の
表面に熱伝導率の低いセラミックス層を被覆し、内側の
金属材料を保護する遮熱被覆技術も実用化されつつあ
る。
【０００３】ところで、従来の金属被覆の材料開発は、
主として本来の目的である耐食性と耐酸化性の観点から
進められてきたため、Ｎｉ基やＣｏ基の超合金からなる
金属基材とΜ−Ｃｒ−Ａｌ−Ｙ合金からなる金属被覆層
との材料組成は著しく異なっている。その結果として、
長時間のガスタービンの運転下において、直接接する金
属基材／金属被覆層界面での元素移動が生じている。こ
の元素移動によって、金属被覆層からＡｌやＣｒ等の保
護性酸化物層を形成する元素が枯渇し、金属被覆層の耐
食・耐酸化性が低下したり、あるいは金属基材内部での
異種相の生成により高温強度が低下する等の問題を招い
ている。
主として本来の目的である耐食性と耐酸化性の観点から
進められてきたため、Ｎｉ基やＣｏ基の超合金からなる
金属基材とΜ−Ｃｒ−Ａｌ−Ｙ合金からなる金属被覆層
との材料組成は著しく異なっている。その結果として、
長時間のガスタービンの運転下において、直接接する金
属基材／金属被覆層界面での元素移動が生じている。こ
の元素移動によって、金属被覆層からＡｌやＣｒ等の保
護性酸化物層を形成する元素が枯渇し、金属被覆層の耐
食・耐酸化性が低下したり、あるいは金属基材内部での
異種相の生成により高温強度が低下する等の問題を招い
ている。
【０００４】上記したような金属基材／金属被覆層界面
での元素移動に伴う問題を解決するために、金属基材と
金属被覆層との間に元素拡散を抑制する拡散抑制層を形
成することが検討されている。このような拡散抑制層と
しては、従来、内部での拡散係数の小さいＡｌやＴｉ等
を主成分とする酸化物層や窒化物層、あるいは酸窒化物
層等が検討されており、これら化合物層をＣＶＤ法等の
成膜方法を用いて形成することが試みられている。
での元素移動に伴う問題を解決するために、金属基材と
金属被覆層との間に元素拡散を抑制する拡散抑制層を形
成することが検討されている。このような拡散抑制層と
しては、従来、内部での拡散係数の小さいＡｌやＴｉ等
を主成分とする酸化物層や窒化物層、あるいは酸窒化物
層等が検討されており、これら化合物層をＣＶＤ法等の
成膜方法を用いて形成することが試みられている。
【０００５】しかしながら、ＣＶＤ法等で直接形成した
化合物層からなる拡散抑制層は、拡散抑制層／金属基材
界面や拡散抑制層／金属被覆層界面における密着性が悪
く、これらの界面で剥離が起こりやすいとい問題が生じ
ている。この界面での剥離は耐熱部材の寿命低下の大き
な要因となっている。
化合物層からなる拡散抑制層は、拡散抑制層／金属基材
界面や拡散抑制層／金属被覆層界面における密着性が悪
く、これらの界面で剥離が起こりやすいとい問題が生じ
ている。この界面での剥離は耐熱部材の寿命低下の大き
な要因となっている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上述したように、金属
被覆を適用した耐熱部材、またさらに遮熱被覆を施した
耐熱部材においては、金属基材／金属被覆層界面での元
素移動に伴う問題を解決するために、拡散抑制層を形成
することが試みられているが、従来の酸化物層、窒化物
層、酸窒化物層等の化合物層を直接被覆形成した拡散抑
制層は、金属基材や金属被覆層との密着性が悪く、これ
らの界面から剥離が生じて耐熱部材の寿命を低下させる
という問題を招いていた。
被覆を適用した耐熱部材、またさらに遮熱被覆を施した
耐熱部材においては、金属基材／金属被覆層界面での元
素移動に伴う問題を解決するために、拡散抑制層を形成
することが試みられているが、従来の酸化物層、窒化物
層、酸窒化物層等の化合物層を直接被覆形成した拡散抑
制層は、金属基材や金属被覆層との密着性が悪く、これ
らの界面から剥離が生じて耐熱部材の寿命を低下させる
という問題を招いていた。
【０００７】このようなことから、従来の耐熱部材にお
いては、金属基材／金属被覆層界面での元素移動に伴う
劣化を充分に抑制することを可能にすると共に、拡散抑
制層自体の密着性を高めることが課題とされている。
いては、金属基材／金属被覆層界面での元素移動に伴う
劣化を充分に抑制することを可能にすると共に、拡散抑
制層自体の密着性を高めることが課題とされている。
【０００８】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、長時間にわたって金属基材／金属被
覆層間の元素移動を十分に抑制することを可能にすると
共に、各層間の密着性を高めて界面剥離を抑制し、長寿
命化を達成した耐熱部材およびその製造方法を提供する
ことを目的としている。
になされたもので、長時間にわたって金属基材／金属被
覆層間の元素移動を十分に抑制することを可能にすると
共に、各層間の密着性を高めて界面剥離を抑制し、長寿
命化を達成した耐熱部材およびその製造方法を提供する
ことを目的としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明における第１の耐
熱部材は、請求項１に記載したように、Ｎｉ、Ｃｏおよ
びＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とす
る金属基材と、前記金属基材上に中間層を介して被覆形
成され、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも
1種の元素を主成分とすると共に、少なくともＣｒおよ
びＡｌを含有する合金からなる金属被覆層とを具備する
耐熱部材において、前記中間層はＮｉ、ＣｏおよびＦｅ
から選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とすると共
に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれ
る少なくとも 1種の元素と、 0.1〜15重量% のＡｌ、
0.1〜30重量% のＣｒおよび 0.1〜10重量% のＷから選
ばれる少なくとも 1種の元素とを含有することを特徴と
している。
熱部材は、請求項１に記載したように、Ｎｉ、Ｃｏおよ
びＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とす
る金属基材と、前記金属基材上に中間層を介して被覆形
成され、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも
1種の元素を主成分とすると共に、少なくともＣｒおよ
びＡｌを含有する合金からなる金属被覆層とを具備する
耐熱部材において、前記中間層はＮｉ、ＣｏおよびＦｅ
から選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とすると共
に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれ
る少なくとも 1種の元素と、 0.1〜15重量% のＡｌ、
0.1〜30重量% のＣｒおよび 0.1〜10重量% のＷから選
ばれる少なくとも 1種の元素とを含有することを特徴と
している。
【００１０】また、本発明における第１の耐熱部材の製
造方法は、請求項２に記載したように、Ｎｉ、Ｃｏおよ
びＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とす
る金属基材と、前記金属基材上に中間層を介して被覆形
成され、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも
1種の元素を主成分とすると共に、少なくともＣｒおよ
びＡｌを含有する合金からなる金属被覆層とを具備する
耐熱部材の製造方法において、前記金属基材上に、Ｎ
ｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素
を主成分とすると共に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａお
よびＮｂから選ばれる少なくとも 1種の元素と、 0.1〜
15重量% のＡｌ、 0.1〜30重量% のＣｒおよび 0.1〜10
重量% のＷから選ばれる少なくとも 1種の元素とを含有
する中間層を、酸素分圧または窒素分圧が 0.1〜 1×10
4 Paの雰囲気中で形成する工程と、前記中間層上に、前
記金属被覆層を 1×104 Pa以下の減圧雰囲気中で形成す
る工程とを有することを特徴としている。
造方法は、請求項２に記載したように、Ｎｉ、Ｃｏおよ
びＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とす
る金属基材と、前記金属基材上に中間層を介して被覆形
成され、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも
1種の元素を主成分とすると共に、少なくともＣｒおよ
びＡｌを含有する合金からなる金属被覆層とを具備する
耐熱部材の製造方法において、前記金属基材上に、Ｎ
ｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素
を主成分とすると共に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａお
よびＮｂから選ばれる少なくとも 1種の元素と、 0.1〜
15重量% のＡｌ、 0.1〜30重量% のＣｒおよび 0.1〜10
重量% のＷから選ばれる少なくとも 1種の元素とを含有
する中間層を、酸素分圧または窒素分圧が 0.1〜 1×10
4 Paの雰囲気中で形成する工程と、前記中間層上に、前
記金属被覆層を 1×104 Pa以下の減圧雰囲気中で形成す
る工程とを有することを特徴としている。
【００１１】本発明の第１の耐熱部材においては、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれる少な
くとも 1種の元素を含む合金からなる中間層を、金属基
材と金属被覆層との間に介在させている。これらの金属
元素を含む合金は酸素や窒素を多量に固溶することがで
き、この酸素や窒素を多量に固溶した中間層としての金
属層は、内部でのＡｌ、Ｃｒ等の元素の拡散係数が小さ
いことから、金属基材／金属被覆層との拡散抑制層とし
て機能する。
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれる少な
くとも 1種の元素を含む合金からなる中間層を、金属基
材と金属被覆層との間に介在させている。これらの金属
元素を含む合金は酸素や窒素を多量に固溶することがで
き、この酸素や窒素を多量に固溶した中間層としての金
属層は、内部でのＡｌ、Ｃｒ等の元素の拡散係数が小さ
いことから、金属基材／金属被覆層との拡散抑制層とし
て機能する。
【００１２】また、上記中間層に熱処理を施したり、あ
るいは実使用時に中間層に熱が加えられることによっ
て、中間層に固溶する酸素や窒素とその表面に被覆され
た金属被覆層中および金属基材中のＡｌ等とが反応し、
中間層と金属被覆層との界面および中間層と金属基材と
の界面に、Ａｌ等の酸化物、窒化物、あるいは酸窒化物
等の層が形成される。これらＡｌ等の酸化物、窒化物、
あるいは酸窒化物はその内部での元素の拡散係数が極め
て小さいことから、拡散抑制層としての機能が格段に向
上する。
るいは実使用時に中間層に熱が加えられることによっ
て、中間層に固溶する酸素や窒素とその表面に被覆され
た金属被覆層中および金属基材中のＡｌ等とが反応し、
中間層と金属被覆層との界面および中間層と金属基材と
の界面に、Ａｌ等の酸化物、窒化物、あるいは酸窒化物
等の層が形成される。これらＡｌ等の酸化物、窒化物、
あるいは酸窒化物はその内部での元素の拡散係数が極め
て小さいことから、拡散抑制層としての機能が格段に向
上する。
【００１３】さらに、中間層はＮｉ、ＣｏおよびＦｅか
ら選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とし、さらに
上記した元素に加えて 0.1〜15重量% のＡｌ、 0.1〜30
重量% のＣｒおよび 0.1〜10重量% のＷから選ばれる少
なくとも 1種の元素を含有している。このように、Ａ
ｌ、Ｃｒ、Ｗ等の元素の含有量を金属基材と同等にする
ことによって、拡散抑制層として機能する中間層を介在
させたことによる耐熱部材の特性劣化を抑制することが
できる。
ら選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とし、さらに
上記した元素に加えて 0.1〜15重量% のＡｌ、 0.1〜30
重量% のＣｒおよび 0.1〜10重量% のＷから選ばれる少
なくとも 1種の元素を含有している。このように、Ａ
ｌ、Ｃｒ、Ｗ等の元素の含有量を金属基材と同等にする
ことによって、拡散抑制層として機能する中間層を介在
させたことによる耐熱部材の特性劣化を抑制することが
できる。
【００１４】そして、拡散抑制層として機能する中間層
は、本質的に金属物性を有する層であるため、金属基材
や中間層上に被覆形成される金属被覆層に対して優れた
密着性を示す。また、これらの界面にＡｌ等の酸化物、
窒化物、酸窒化物等の層を形成しても、これらは界面で
の反応生成物であるため、中間層と金属基材や金属被覆
層との密着性を低下させることはない。従って、金属基
材／中間層界面や中間層／金属被覆層界面における剥離
を有効に防止することができる。
は、本質的に金属物性を有する層であるため、金属基材
や中間層上に被覆形成される金属被覆層に対して優れた
密着性を示す。また、これらの界面にＡｌ等の酸化物、
窒化物、酸窒化物等の層を形成しても、これらは界面で
の反応生成物であるため、中間層と金属基材や金属被覆
層との密着性を低下させることはない。従って、金属基
材／中間層界面や中間層／金属被覆層界面における剥離
を有効に防止することができる。
【００１５】本発明における第２の耐熱部材は、請求項
３に記載したように、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれ
る少なくとも 1種の元素を主成分とする金属基材と、前
記金属基材上に中間層を介して被覆形成され、Ｎｉ、Ｃ
ｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主成
分とすると共に、少なくともＣｒおよびＡｌを含有する
合金からなる金属被覆層とを具備する耐熱部材におい
て、前記中間層は、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる
少なくとも 1種の元素を主成分とすると共に、Ｃｒおよ
びＡｌから選ばれる少なくとも 1種の元素を含有し、か
つ含有されるＣｒ量が前記金属被覆層中のＣｒ含有量よ
り 5重量% 以上少ないことを特徴としている。
３に記載したように、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれ
る少なくとも 1種の元素を主成分とする金属基材と、前
記金属基材上に中間層を介して被覆形成され、Ｎｉ、Ｃ
ｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主成
分とすると共に、少なくともＣｒおよびＡｌを含有する
合金からなる金属被覆層とを具備する耐熱部材におい
て、前記中間層は、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる
少なくとも 1種の元素を主成分とすると共に、Ｃｒおよ
びＡｌから選ばれる少なくとも 1種の元素を含有し、か
つ含有されるＣｒ量が前記金属被覆層中のＣｒ含有量よ
り 5重量% 以上少ないことを特徴としている。
【００１６】また、本発明における第２の耐熱部材の製
造方法は、請求項４に記載したように、Ｎｉ、Ｃｏおよ
びＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とす
る金属基材と、前記金属基材上に中間層を介して被覆形
成され、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも
1種の元素を主成分とすると共に、少なくともＣｒおよ
びＡｌを含有する合金からなる金属被覆層とを具備する
耐熱部材の製造方法において、前記金属基材上に、Ｎ
ｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも1種の元素
を主成分とすると共に、ＣｒおよびＡｌから選ばれる少
なくとも 1種の元素を含有し、かつ含有されるＣｒ量が
前記金属被覆層中のＣｒ含有量より 5重量% 以上少ない
中間層を形成する工程と、前記中間層上に前記金属被覆
層を形成する工程と、前記中間層および金属被覆層を順
に形成した前記金属基材を773K以上の環境に供し、前記
中間層と金属被覆層との界面に、Ａｌを主成分とする酸
化物、窒化物および酸窒化物から選ばれる少なくとも 1
種を形成する工程とを有することを特徴としている。
造方法は、請求項４に記載したように、Ｎｉ、Ｃｏおよ
びＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とす
る金属基材と、前記金属基材上に中間層を介して被覆形
成され、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも
1種の元素を主成分とすると共に、少なくともＣｒおよ
びＡｌを含有する合金からなる金属被覆層とを具備する
耐熱部材の製造方法において、前記金属基材上に、Ｎ
ｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも1種の元素
を主成分とすると共に、ＣｒおよびＡｌから選ばれる少
なくとも 1種の元素を含有し、かつ含有されるＣｒ量が
前記金属被覆層中のＣｒ含有量より 5重量% 以上少ない
中間層を形成する工程と、前記中間層上に前記金属被覆
層を形成する工程と、前記中間層および金属被覆層を順
に形成した前記金属基材を773K以上の環境に供し、前記
中間層と金属被覆層との界面に、Ａｌを主成分とする酸
化物、窒化物および酸窒化物から選ばれる少なくとも 1
種を形成する工程とを有することを特徴としている。
【００１７】本発明の第２の耐熱部材においては、中間
層に含有されるＣｒ量を金属被覆層のＣｒ含有量より 5
重量% 以上少ない量としている。このような中間層を有
する耐熱部材に773K以上の温度で熱処理を施したり、あ
るいは実使用時に773K以上の熱が加えられると、金属被
覆層から中間層へＣｒ原子が拡散する。その結果、中間
層／金属被覆層界面近傍の金属被覆層のＡｌ活量が一時
的に急激に増大する。それに伴って、中間層／金属被覆
層界面近傍に存在する固溶酸素（あるいは窒素）や吸着
酸素（あるいは窒素）とＡｌ原子等とが反応して、中間
層／金属被覆層界面にＡｌを主成分とする酸化物、窒化
物、酸窒化物等の化合物が生成する。これらＡｌを主成
分とする化合物は、その内部での元素の拡散係数が極め
て小さいことから、拡散抑制層として優れた効果を発揮
する。
層に含有されるＣｒ量を金属被覆層のＣｒ含有量より 5
重量% 以上少ない量としている。このような中間層を有
する耐熱部材に773K以上の温度で熱処理を施したり、あ
るいは実使用時に773K以上の熱が加えられると、金属被
覆層から中間層へＣｒ原子が拡散する。その結果、中間
層／金属被覆層界面近傍の金属被覆層のＡｌ活量が一時
的に急激に増大する。それに伴って、中間層／金属被覆
層界面近傍に存在する固溶酸素（あるいは窒素）や吸着
酸素（あるいは窒素）とＡｌ原子等とが反応して、中間
層／金属被覆層界面にＡｌを主成分とする酸化物、窒化
物、酸窒化物等の化合物が生成する。これらＡｌを主成
分とする化合物は、その内部での元素の拡散係数が極め
て小さいことから、拡散抑制層として優れた効果を発揮
する。
【００１８】そして、上記中間層は本質的に金属物性を
有する層であるため、金属基材や金属被覆層に対して優
れた密着性を示す。また、これらの界面にＡｌを主成分
とする酸化物、窒化物、酸窒化物等の層を形成しても、
これらは界面での反応生成物であるため、中間層や金属
被覆層との密着性を低下させることはない。従って、金
属基材／中間層界面や中間層／金属被覆層界面における
剥離を有効に防止することができる。
有する層であるため、金属基材や金属被覆層に対して優
れた密着性を示す。また、これらの界面にＡｌを主成分
とする酸化物、窒化物、酸窒化物等の層を形成しても、
これらは界面での反応生成物であるため、中間層や金属
被覆層との密着性を低下させることはない。従って、金
属基材／中間層界面や中間層／金属被覆層界面における
剥離を有効に防止することができる。
【００１９】
【発明の実施の形態】以下、本発明を実施するための形
態について説明する。
態について説明する。
【００２０】まず、本発明の第１の耐熱部材の実施形態
について述べる。図１は、本発明の第１の耐熱部材の一
実施形態の構造を模式的に示す断面図である。同図にお
いて、１は金属基材であり、この金属基材１としてはＮ
ｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素
を主成分とする耐熱合金が用いられ、使用用途等に応じ
て各種公知の耐熱合金が適宜使用される。具体的には、
ＣＭＳＸ−２、ＣＭ２４７ＬＣ、ＩＮ７３８ＬＣ等のΝ
ｉ基耐熱合金、またはＦＳＸ４１４、ΜＭ５０９等のＣ
ｏ基耐熱合金等を使用することができる。
について述べる。図１は、本発明の第１の耐熱部材の一
実施形態の構造を模式的に示す断面図である。同図にお
いて、１は金属基材であり、この金属基材１としてはＮ
ｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素
を主成分とする耐熱合金が用いられ、使用用途等に応じ
て各種公知の耐熱合金が適宜使用される。具体的には、
ＣＭＳＸ−２、ＣＭ２４７ＬＣ、ＩＮ７３８ＬＣ等のΝ
ｉ基耐熱合金、またはＦＳＸ４１４、ΜＭ５０９等のＣ
ｏ基耐熱合金等を使用することができる。
【００２１】上記金属基材１上には、拡散抑制層として
機能する中間金属層２が形成されており、この中間金属
層２を介して耐食・耐酸化被覆層として機能するＮｉ、
ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主
成分とし、さらに少なくともＣｒおよびＡｌを含む金属
被覆層３が被覆形成されている。これらによって耐熱部
材４が構成されている。
機能する中間金属層２が形成されており、この中間金属
層２を介して耐食・耐酸化被覆層として機能するＮｉ、
ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主
成分とし、さらに少なくともＣｒおよびＡｌを含む金属
被覆層３が被覆形成されている。これらによって耐熱部
材４が構成されている。
【００２２】金属被覆層３は例えばＭ−Ｃｒ−Ａｌ−Ｙ
合金（ＭはＦｅ、ＮｉおよびＣｏから選ばれる少なくと
も 1種の元素である）からなるものである。このような
金属被覆層３は、上記したように金属基材１の耐食・耐
酸化性を保証すると同時に、後述するようにセラミック
ス遮熱層を形成する場合には、金属基材１とセラミック
ス遮熱層との間の熱膨張係数の違いによる熱応力を緩和
するものである。Ｍ−Ｃｒ−Ａｌ−Ｙ合金の具体的な組
成としては、上記した性能を総合的に考慮して、一般的
には 0.1〜20重量% のＡｌ、10〜35重量% のＣｒ、 0.1
〜 5重量% のＹを含み、残部が実質的にＮｉおよびＣｏ
から選ばれる少なくとも 1種の元素からなるものが好ま
しく用いられる。Ｙに代えてＨｆやＺｒ等の活性金属を
使用することも可能である。さらに、用途によってはＭ
−Ｃｒ−Ａｌ−Ｙ（Ｈｆ，Ｚｒ）合金に、Ｔｉ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｗ等から選ばれる少なくとも 1種の元素を 5重量
%以下の範囲で添加してもよい。
合金（ＭはＦｅ、ＮｉおよびＣｏから選ばれる少なくと
も 1種の元素である）からなるものである。このような
金属被覆層３は、上記したように金属基材１の耐食・耐
酸化性を保証すると同時に、後述するようにセラミック
ス遮熱層を形成する場合には、金属基材１とセラミック
ス遮熱層との間の熱膨張係数の違いによる熱応力を緩和
するものである。Ｍ−Ｃｒ−Ａｌ−Ｙ合金の具体的な組
成としては、上記した性能を総合的に考慮して、一般的
には 0.1〜20重量% のＡｌ、10〜35重量% のＣｒ、 0.1
〜 5重量% のＹを含み、残部が実質的にＮｉおよびＣｏ
から選ばれる少なくとも 1種の元素からなるものが好ま
しく用いられる。Ｙに代えてＨｆやＺｒ等の活性金属を
使用することも可能である。さらに、用途によってはＭ
−Ｃｒ−Ａｌ−Ｙ（Ｈｆ，Ｚｒ）合金に、Ｔｉ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｗ等から選ばれる少なくとも 1種の元素を 5重量
%以下の範囲で添加してもよい。
【００２３】拡散抑制層として機能する中間金属層２
は、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種
の元素を主成分とし、Ｔｉ、Ζｒ、Ηｆ、Ｖ、Ｔａおよ
びＮｂから選ばれる少なくとも 1種の元素と、 0.1〜15
重量% のＡｌ、 0.1〜30重量%のＣｒおよび 0.1〜10重
量% のＷから選ばれる少なくとも 1種の元素とを含有す
る合金からなり、このような合金中に酸素および窒素か
ら選ばれる少なくとも1種が固溶した金属層からなるも
のである。Ｔｉ、Ζｒ、Ηｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから
選ばれる少なくとも 1種の元素を含む合金は、酸素や窒
素を多量に固溶できる。このような酸素や窒素を多量に
固溶する金属層はＡｌ等の元素の拡散係数が小さいこと
から、中間金属層２自体が金属基材１と金属被覆層３と
の拡散抑制層として機能する。
は、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種
の元素を主成分とし、Ｔｉ、Ζｒ、Ηｆ、Ｖ、Ｔａおよ
びＮｂから選ばれる少なくとも 1種の元素と、 0.1〜15
重量% のＡｌ、 0.1〜30重量%のＣｒおよび 0.1〜10重
量% のＷから選ばれる少なくとも 1種の元素とを含有す
る合金からなり、このような合金中に酸素および窒素か
ら選ばれる少なくとも1種が固溶した金属層からなるも
のである。Ｔｉ、Ζｒ、Ηｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから
選ばれる少なくとも 1種の元素を含む合金は、酸素や窒
素を多量に固溶できる。このような酸素や窒素を多量に
固溶する金属層はＡｌ等の元素の拡散係数が小さいこと
から、中間金属層２自体が金属基材１と金属被覆層３と
の拡散抑制層として機能する。
【００２４】このように、酸素や窒素を多量に固溶した
中間金属層２自体も拡散抑制層として機能するが、中間
金属層２を形成した後に熱処理を施したり、あるいは熱
処理を施さなくとも実使用時に中間金属層２に熱が加え
られることによって、中間金属層２中に固溶する酸素や
窒素と金属基材１や金属被覆層３中のＡｌ等とが反応す
る。ここで、耐食・耐酸化性に優れた金属被覆層３は、
一般に合金中のＡｌの活量が高く、酸化雰囲気中ではＡ
ｌ2 Ｏ3 を、また窒化雰囲気中ではＡｌＮを形成しやす
い。従って、酸素や窒素を多量に固溶し、酸素や窒素の
活量が高い中間金属層２とＡｌの活量が高い金属被覆層
３とが接した状態で、熱処理あるいは実使用時の熱を受
けると、中間金属層２中の酸素や窒素と金属被覆層３中
のＡｌ等とが容易に反応する。
中間金属層２自体も拡散抑制層として機能するが、中間
金属層２を形成した後に熱処理を施したり、あるいは熱
処理を施さなくとも実使用時に中間金属層２に熱が加え
られることによって、中間金属層２中に固溶する酸素や
窒素と金属基材１や金属被覆層３中のＡｌ等とが反応す
る。ここで、耐食・耐酸化性に優れた金属被覆層３は、
一般に合金中のＡｌの活量が高く、酸化雰囲気中ではＡ
ｌ2 Ｏ3 を、また窒化雰囲気中ではＡｌＮを形成しやす
い。従って、酸素や窒素を多量に固溶し、酸素や窒素の
活量が高い中間金属層２とＡｌの活量が高い金属被覆層
３とが接した状態で、熱処理あるいは実使用時の熱を受
けると、中間金属層２中の酸素や窒素と金属被覆層３中
のＡｌ等とが容易に反応する。
【００２５】上記した中間金属層２中の酸素や窒素と金
属被覆層３中のＡｌ等との反応によって、例えば図２に
示すように、中間金属層２と金属被覆層３との界面に、
Ａｌ等の酸化物（Ａｌ2 Ｏ3 等）、窒化物（ＡｌＮ
等）、酸窒化物（ＡｌＯＮ等）、あるいはこれらの混合
物（以下、Ａｌ等の酸素／窒素化合物と略記する）５が
生成し、このＡｌ等の酸素／窒素化合物５は層状または
局所的に形成される。これらＡｌ2 Ｏ3 、ＡｌＮ、Ａｌ
ＯＮ等は、その物質中の元素の拡散係数が極めて小さい
ことから、拡散抑制層として有効に利用することができ
る。また、中間金属層２中の酸素活量または窒素活量が
比較的高い場合には、金属基材１と中間金属層２の界面
においても同様の現象が起こることがある。
属被覆層３中のＡｌ等との反応によって、例えば図２に
示すように、中間金属層２と金属被覆層３との界面に、
Ａｌ等の酸化物（Ａｌ2 Ｏ3 等）、窒化物（ＡｌＮ
等）、酸窒化物（ＡｌＯＮ等）、あるいはこれらの混合
物（以下、Ａｌ等の酸素／窒素化合物と略記する）５が
生成し、このＡｌ等の酸素／窒素化合物５は層状または
局所的に形成される。これらＡｌ2 Ｏ3 、ＡｌＮ、Ａｌ
ＯＮ等は、その物質中の元素の拡散係数が極めて小さい
ことから、拡散抑制層として有効に利用することができ
る。また、中間金属層２中の酸素活量または窒素活量が
比較的高い場合には、金属基材１と中間金属層２の界面
においても同様の現象が起こることがある。
【００２６】上述したように、中間金属層２自体、さら
には中間金属層２と金属被覆層３との界面等に生成した
Ａｌ等の酸素／窒素化合物５は拡散抑制層として有効に
機能することから、耐熱部材４を長時間高温環境に晒さ
れるような条件下で使用したとしても、金属基材１と金
属被覆層３との間の元素移動を安定して抑制することが
できる。その結果として、金属基材１の高温強度の低下
や金属被覆層３の耐食・耐酸化性の低下等が防止でき、
耐熱部材４を長時間安定に使用することが可能となる。
には中間金属層２と金属被覆層３との界面等に生成した
Ａｌ等の酸素／窒素化合物５は拡散抑制層として有効に
機能することから、耐熱部材４を長時間高温環境に晒さ
れるような条件下で使用したとしても、金属基材１と金
属被覆層３との間の元素移動を安定して抑制することが
できる。その結果として、金属基材１の高温強度の低下
や金属被覆層３の耐食・耐酸化性の低下等が防止でき、
耐熱部材４を長時間安定に使用することが可能となる。
【００２７】そして、上述した拡散抑制層として機能す
る中間金属層２（Ａｌ等の酸素／窒素化合物５を含む）
が従来の拡散抑制層、すなわちＡｌ2 Ｏ3 等からなるセ
ラミックス層を直接被覆形成したものと大きく異なる点
は、拡散抑制層として機能する中間金属層２は本質的に
金属物性を有する層（メタリックな層）であり、金属基
材１とは金属／金属結合を形成するために、極めて良好
な密着性を示すことにある。また、中間金属層２と金属
被覆層３との界面等に、Ａｌ等の酸素／窒素化合物５を
形成したとしても、これらは中間金属層２と金属被覆層
３との界面における反応生成物であるため、中間金属層
２と金属被覆層３との結合状態を高める方向に作用し、
密着性を低下させるようなことはない。従って、拡散抑
制層の存在が耐熱部材４の各層間の密着性を低下させる
ようなことはなく、金属基材１や金属被覆層３と窒拡散
抑制層との界面からの剥離を有効に防止することが可能
となる。これらによって、耐熱部材４の長寿命化が達成
される。
る中間金属層２（Ａｌ等の酸素／窒素化合物５を含む）
が従来の拡散抑制層、すなわちＡｌ2 Ｏ3 等からなるセ
ラミックス層を直接被覆形成したものと大きく異なる点
は、拡散抑制層として機能する中間金属層２は本質的に
金属物性を有する層（メタリックな層）であり、金属基
材１とは金属／金属結合を形成するために、極めて良好
な密着性を示すことにある。また、中間金属層２と金属
被覆層３との界面等に、Ａｌ等の酸素／窒素化合物５を
形成したとしても、これらは中間金属層２と金属被覆層
３との界面における反応生成物であるため、中間金属層
２と金属被覆層３との結合状態を高める方向に作用し、
密着性を低下させるようなことはない。従って、拡散抑
制層の存在が耐熱部材４の各層間の密着性を低下させる
ようなことはなく、金属基材１や金属被覆層３と窒拡散
抑制層との界面からの剥離を有効に防止することが可能
となる。これらによって、耐熱部材４の長寿命化が達成
される。
【００２８】上述した中間金属層２における酸素含有量
または窒素含有量は、特に限定されるものではないが、
少なくとも中間金属層２自体が金属的な物性を維持し得
るような酸素含有量または窒素含有量でなければならな
い。中間金属層２の構成元素によっても異なるが、上記
したような点から中間金属層２の酸素含有量または窒素
含有量は40at.%以下であることが好ましい。中間金属層
２の酸素含有量または窒素含有量が40at.%を超えると、
中間金属層２中に酸化物や窒化物が生成し、中間金属層
２本来の金属的特性が低下するおそれがある。また、中
間金属層２と金属被覆層３との界面に過剰なＡｌ等の酸
素／窒素化合物５が生成し、界面剥離等の問題が生じる
おそれがある。逆に、中間金属層２中の酸素含有量また
は窒素含有量があまり少なすぎると、中間金属層２自体
の拡散抑制層としての機能が低下すると共に、界面での
Ａｌ等の酸素／窒素化合物５の生成量が不十分となる。
このような点からは、中間金属層２中の酸素含有量また
は窒素含有量は 2at.%以上であることが好ましい。
または窒素含有量は、特に限定されるものではないが、
少なくとも中間金属層２自体が金属的な物性を維持し得
るような酸素含有量または窒素含有量でなければならな
い。中間金属層２の構成元素によっても異なるが、上記
したような点から中間金属層２の酸素含有量または窒素
含有量は40at.%以下であることが好ましい。中間金属層
２の酸素含有量または窒素含有量が40at.%を超えると、
中間金属層２中に酸化物や窒化物が生成し、中間金属層
２本来の金属的特性が低下するおそれがある。また、中
間金属層２と金属被覆層３との界面に過剰なＡｌ等の酸
素／窒素化合物５が生成し、界面剥離等の問題が生じる
おそれがある。逆に、中間金属層２中の酸素含有量また
は窒素含有量があまり少なすぎると、中間金属層２自体
の拡散抑制層としての機能が低下すると共に、界面での
Ａｌ等の酸素／窒素化合物５の生成量が不十分となる。
このような点からは、中間金属層２中の酸素含有量また
は窒素含有量は 2at.%以上であることが好ましい。
【００２９】また、中間金属層２中のＴｉ、Ζｒ、Η
ｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれる少なくとも 1種の
元素の含有量があまり少ないと、中間金属層２中の酸素
や窒素の固溶限を低下させる。従って、上記した 2at.%
以上の酸素量または窒素量を確保する上で、Ｔｉ、Ζ
ｒ、Ηｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれる少なくとも
1種の元素の含有量は10重量% 以上とすることが好まし
い。ただし、これらの元素の含有量があまり多すぎる
と、長時間の使用により特に金属基材１側に拡散するお
それがあるため、50重量% 以下とすることが好ましい。
ｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれる少なくとも 1種の
元素の含有量があまり少ないと、中間金属層２中の酸素
や窒素の固溶限を低下させる。従って、上記した 2at.%
以上の酸素量または窒素量を確保する上で、Ｔｉ、Ζ
ｒ、Ηｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれる少なくとも
1種の元素の含有量は10重量% 以上とすることが好まし
い。ただし、これらの元素の含有量があまり多すぎる
と、長時間の使用により特に金属基材１側に拡散するお
それがあるため、50重量% 以下とすることが好ましい。
【００３０】金属基材１と中間金属層２との間で生じる
拡散は、両層の間に形成されるＡｌ等の酸化物、窒化
物、酸窒化物、あるいはこれらの混合物によって抑制さ
れるが、長時間の使用により多少の元素の拡散が生じる
おそれがある。このため、中間金属層２の構成元素は金
属基材１と同等とすることが好ましい。具体的には、Ｎ
ｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素
を主成分とし、上記した酸素や窒素の固溶を促進する元
素に加えて、Ａｌ、ＣｒおよびＷから選ばれる少なくと
も 1種の元素を含有する合金で中間金属層２を形成す
る。
拡散は、両層の間に形成されるＡｌ等の酸化物、窒化
物、酸窒化物、あるいはこれらの混合物によって抑制さ
れるが、長時間の使用により多少の元素の拡散が生じる
おそれがある。このため、中間金属層２の構成元素は金
属基材１と同等とすることが好ましい。具体的には、Ｎ
ｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素
を主成分とし、上記した酸素や窒素の固溶を促進する元
素に加えて、Ａｌ、ＣｒおよびＷから選ばれる少なくと
も 1種の元素を含有する合金で中間金属層２を形成す
る。
【００３１】中間金属層２中のＡｌ、ＣｒおよびＷから
選ばれる少なくとも 1種の元素、特にＡｌおよびＣｒは
酸素や窒素の固溶にも関与し、あまり含有量が多い酸素
や窒素の固溶量が減少し、さらに上記したように金属基
材１への元素拡散が生じるおそれがある。これらの点を
考慮して、Ａｌの含有量は 0.1〜15重量% 、Ｃｒ含有量
のは 0.1〜30重量% 、Ｗの含有量は 0.1〜10重量% とす
る。これら元素の選択は金属基材１の合金組成に応じて
行うことが好ましい。
選ばれる少なくとも 1種の元素、特にＡｌおよびＣｒは
酸素や窒素の固溶にも関与し、あまり含有量が多い酸素
や窒素の固溶量が減少し、さらに上記したように金属基
材１への元素拡散が生じるおそれがある。これらの点を
考慮して、Ａｌの含有量は 0.1〜15重量% 、Ｃｒ含有量
のは 0.1〜30重量% 、Ｗの含有量は 0.1〜10重量% とす
る。これら元素の選択は金属基材１の合金組成に応じて
行うことが好ましい。
【００３２】酸素や窒素を固溶する中間金属層２の厚さ
は、特に限定されるものではないが、良好な拡散抑制層
を安定に形成するためには 5μm 以上とすることが好ま
しく、また中間金属層２自体の剥離等を防止する上で、
その厚さは50μm 以下とすることが好ましい。
は、特に限定されるものではないが、良好な拡散抑制層
を安定に形成するためには 5μm 以上とすることが好ま
しく、また中間金属層２自体の剥離等を防止する上で、
その厚さは50μm 以下とすることが好ましい。
【００３３】中間金属層２は、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅか
ら選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とし、Ｔｉ、
Ｚｒ、Ηｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれる少なくと
も1種の元素と、Ａｌ、ＣｒおよびＷから選ばれる少な
くとも 1種の元素とを含有する合金に、酸素および窒素
から選ばれる少なくとも 1種を固溶させることによっ
て、上述したように基本的な拡散抑制層としての機能を
得ることができるが、金属基材１側からの元素移動を抑
制すると共に、金属基材１との密着性等を高めるため
に、さらに金属基材１と同等のＭｏ、ＲｅおよびＹから
選ばれる少なくとも 1種を含有させることが好ましい。
これら元素の含有量は、金属基材１の合金組成を考慮し
て、Ｍｏは 0.1〜 5重量% 、Ｒｅは 0.1〜10重量% 、Ｙ
は 0.1〜 5重量% とすることが好ましい。
ら選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とし、Ｔｉ、
Ｚｒ、Ηｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれる少なくと
も1種の元素と、Ａｌ、ＣｒおよびＷから選ばれる少な
くとも 1種の元素とを含有する合金に、酸素および窒素
から選ばれる少なくとも 1種を固溶させることによっ
て、上述したように基本的な拡散抑制層としての機能を
得ることができるが、金属基材１側からの元素移動を抑
制すると共に、金属基材１との密着性等を高めるため
に、さらに金属基材１と同等のＭｏ、ＲｅおよびＹから
選ばれる少なくとも 1種を含有させることが好ましい。
これら元素の含有量は、金属基材１の合金組成を考慮し
て、Ｍｏは 0.1〜 5重量% 、Ｒｅは 0.1〜10重量% 、Ｙ
は 0.1〜 5重量% とすることが好ましい。
【００３４】さらに、図３に示すように、金属基材１の
表面にＡｌ拡散処理法等でアルミナイド層（アルミリッ
チ層）６を形成し、金属基材１表面のＡｌ活量を高める
ことによって、中間金属層２中の酸素活量または窒素活
量が低い場合においても、図４に示すように、熱を加え
ることで金属基材１と中間金属層２との間にＡｌ等の酸
化物、窒化物、酸窒化物、あるいはこれらの混合物（Ａ
ｌ等の酸素／窒素化合物）５を容易に形成することがで
きる。その結果、中間金属層２と金属基材１との組成の
違いにより生じる拡散、特にＴｉ、Ｚｒ、Ηｆ、Ｖ、Ｔ
ａ、Ｎｂ等の元素の拡散を、Ａｌ等の酸素／窒素化合物
５により抑制することができる。このとき、形成するア
ルミナイド層６の厚さは特に限定されるものではない
が、アルミナイド層６自体が金属基材１に悪影響を及ぼ
さずに、金属基材１表面のＡｌ活量を高めることができ
る厚さ、すなわち 0.1〜10μm 程度の厚さとすることが
好ましい。
表面にＡｌ拡散処理法等でアルミナイド層（アルミリッ
チ層）６を形成し、金属基材１表面のＡｌ活量を高める
ことによって、中間金属層２中の酸素活量または窒素活
量が低い場合においても、図４に示すように、熱を加え
ることで金属基材１と中間金属層２との間にＡｌ等の酸
化物、窒化物、酸窒化物、あるいはこれらの混合物（Ａ
ｌ等の酸素／窒素化合物）５を容易に形成することがで
きる。その結果、中間金属層２と金属基材１との組成の
違いにより生じる拡散、特にＴｉ、Ｚｒ、Ηｆ、Ｖ、Ｔ
ａ、Ｎｂ等の元素の拡散を、Ａｌ等の酸素／窒素化合物
５により抑制することができる。このとき、形成するア
ルミナイド層６の厚さは特に限定されるものではない
が、アルミナイド層６自体が金属基材１に悪影響を及ぼ
さずに、金属基材１表面のＡｌ活量を高めることができ
る厚さ、すなわち 0.1〜10μm 程度の厚さとすることが
好ましい。
【００３５】上述したような酸素や窒素を固溶する中間
金属層２は、例えば以下のようにして形成することがで
きる。
金属層２は、例えば以下のようにして形成することがで
きる。
【００３６】すなわち、金属基材１の表面に、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれる少なくとも
1種の元素を含有する中間金属層２を、酸素分圧または
窒素分圧が 0.1〜 1×104 Paの雰囲気中で成膜する。こ
こで、成膜方法としては、減圧プラズマ溶射等のプラズ
マ溶射法、ＥΒ−ＰＶＤ法、マグネトロンスパッタリン
グ法、ＣＶＤ法等を適用することができる。
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれる少なくとも
1種の元素を含有する中間金属層２を、酸素分圧または
窒素分圧が 0.1〜 1×104 Paの雰囲気中で成膜する。こ
こで、成膜方法としては、減圧プラズマ溶射等のプラズ
マ溶射法、ＥΒ−ＰＶＤ法、マグネトロンスパッタリン
グ法、ＣＶＤ法等を適用することができる。
【００３７】ここで、プラズマ溶射法は成膜速度が速
く、厚膜を形成する方法として優れている。特に、減圧
プラズマ溶射法は緻密な層を形成することができ、さら
に溶射雰囲気中の酸素分圧または窒素分圧を 0.1〜 1.0
×104 Paの範囲として中間金属層２を成膜すると、溶射
プロセス中に雰囲気内に微量に存在する酸素や窒素が合
金層中に固溶して、酸素や窒素を固溶する中間金属層２
を得ることができる。なお、プラズマ溶射法以外の成膜
方法を適用する場合においても同様である。
く、厚膜を形成する方法として優れている。特に、減圧
プラズマ溶射法は緻密な層を形成することができ、さら
に溶射雰囲気中の酸素分圧または窒素分圧を 0.1〜 1.0
×104 Paの範囲として中間金属層２を成膜すると、溶射
プロセス中に雰囲気内に微量に存在する酸素や窒素が合
金層中に固溶して、酸素や窒素を固溶する中間金属層２
を得ることができる。なお、プラズマ溶射法以外の成膜
方法を適用する場合においても同様である。
【００３８】中間金属層２を形成する際の酸素分圧また
は窒素分圧が 0.1Pa未満であると、中間金属層２中に十
分に酸素や窒素を固溶させることができず、上述した拡
散抑制効果が低下するおそれがある。一方、酸素分圧ま
たは窒素分圧が 1.0×104 Paを超えると、中間金属層２
自体の酸化や窒化が起こり、中間金属層２の金属的な物
性が劣化して、中間金属層２の密着性が低下する。
は窒素分圧が 0.1Pa未満であると、中間金属層２中に十
分に酸素や窒素を固溶させることができず、上述した拡
散抑制効果が低下するおそれがある。一方、酸素分圧ま
たは窒素分圧が 1.0×104 Paを超えると、中間金属層２
自体の酸化や窒化が起こり、中間金属層２の金属的な物
性が劣化して、中間金属層２の密着性が低下する。
【００３９】酸素や窒素を固溶する中間金属層２の形成
方法は、上述した酸素や窒素を微量含む雰囲気中での成
膜に限らず、成膜原料に酸素や窒素を適量含有する物質
を使うことによっても、上述したような酸素や窒素を固
溶する中間金属層２を形成することができる。
方法は、上述した酸素や窒素を微量含む雰囲気中での成
膜に限らず、成膜原料に酸素や窒素を適量含有する物質
を使うことによっても、上述したような酸素や窒素を固
溶する中間金属層２を形成することができる。
【００４０】上述したような方法で酸素や窒素を固溶す
る中間金属層２を形成した後、金属被覆層３を 1.0×10
4 Pa以下の減圧雰囲気中で成膜する。この金属被覆層３
の形成にも、減圧プラズマ溶射法、ＥＢ−ＰＶＤ法、マ
グネトロンスパッタリング法、ＣＶＤ法等を適用するこ
とができる。金属被覆層３を成膜する際の雰囲気が 1.0
×104 Paを超えると、成膜時に中間金属層２表面で酸化
が起こり、金属被覆層３の密着性が低下する。また、金
属被覆層３を成膜した後に、この金属被覆層３と中間金
属層２との界面に予めＡｌ等の酸素／窒素化合物５を形
成しておく場合には、例えばアルゴン等の不活性雰囲気
中や減圧雰囲気中にて、1000〜1500K 程度の温度で熱処
理を施す。
る中間金属層２を形成した後、金属被覆層３を 1.0×10
4 Pa以下の減圧雰囲気中で成膜する。この金属被覆層３
の形成にも、減圧プラズマ溶射法、ＥＢ−ＰＶＤ法、マ
グネトロンスパッタリング法、ＣＶＤ法等を適用するこ
とができる。金属被覆層３を成膜する際の雰囲気が 1.0
×104 Paを超えると、成膜時に中間金属層２表面で酸化
が起こり、金属被覆層３の密着性が低下する。また、金
属被覆層３を成膜した後に、この金属被覆層３と中間金
属層２との界面に予めＡｌ等の酸素／窒素化合物５を形
成しておく場合には、例えばアルゴン等の不活性雰囲気
中や減圧雰囲気中にて、1000〜1500K 程度の温度で熱処
理を施す。
【００４１】また、拡散抑制層として機能するＡｌ等の
酸素／窒素化合物５を形成する際には、金属被覆層３中
のＡｌとＮｉ、ＣｏまたはＦｅの主成分との間の化学的
結合を切り離すことによって、金属被覆層３中のＡｌと
中間金属層２中の酸素や窒素とを反応させることができ
る。従って、Ａｌ等の酸素／窒素化合物５は、金属被覆
層３中のＡｌとＮｉ、ＣｏまたはＦｅとの間の化学的結
合を切り離すためのエネルギーが小さい方が容易に形成
され、使用初期から拡散抑制層として優れた効果を示
す。このＡｌとの結合エネルギーはＣｏ、Νｉ、Ｆｅの
順に小さくなる。このような点からは、金属被覆層３の
中間金属層２に接する領域はＦｅを主成分とすることが
好ましい。
酸素／窒素化合物５を形成する際には、金属被覆層３中
のＡｌとＮｉ、ＣｏまたはＦｅの主成分との間の化学的
結合を切り離すことによって、金属被覆層３中のＡｌと
中間金属層２中の酸素や窒素とを反応させることができ
る。従って、Ａｌ等の酸素／窒素化合物５は、金属被覆
層３中のＡｌとＮｉ、ＣｏまたはＦｅとの間の化学的結
合を切り離すためのエネルギーが小さい方が容易に形成
され、使用初期から拡散抑制層として優れた効果を示
す。このＡｌとの結合エネルギーはＣｏ、Νｉ、Ｆｅの
順に小さくなる。このような点からは、金属被覆層３の
中間金属層２に接する領域はＦｅを主成分とすることが
好ましい。
【００４２】一方、耐酸化性の点からは、金属被覆層３
の主成分はＮｉであることが好ましいため、金属被覆層
３は中間金属層２近傍ではＦｅが主成分となり、最表面
側ではＮｉが主成分となるように、主成分を徐々に変化
させた傾斜構造とすることが好ましい。このような金属
被覆層３によれば、拡散抑制層として機能するＡｌ等の
酸素／窒素化合物５の速やかな形成と優れた耐酸化性を
同時に満足させることができる。
の主成分はＮｉであることが好ましいため、金属被覆層
３は中間金属層２近傍ではＦｅが主成分となり、最表面
側ではＮｉが主成分となるように、主成分を徐々に変化
させた傾斜構造とすることが好ましい。このような金属
被覆層３によれば、拡散抑制層として機能するＡｌ等の
酸素／窒素化合物５の速やかな形成と優れた耐酸化性を
同時に満足させることができる。
【００４３】上述した金属基材１表面に中間金属層２を
介して金属被覆層３を被覆形成した耐熱部材４は、その
まま高温機器部品の構成部材等として用いてもよく、ま
た使用用途によっては図５に示すように、さらに金属被
覆層３上にセラミックス層７を遮熱被覆層として被覆形
成し、このような構成の耐熱部材８を高温機器部品の構
成部材等として用いることもできる。
介して金属被覆層３を被覆形成した耐熱部材４は、その
まま高温機器部品の構成部材等として用いてもよく、ま
た使用用途によっては図５に示すように、さらに金属被
覆層３上にセラミックス層７を遮熱被覆層として被覆形
成し、このような構成の耐熱部材８を高温機器部品の構
成部材等として用いることもできる。
【００４４】上記したセラミックス層７には、Ｓｉ3 Ｎ
4 、ＳｉＣ、Ａｌ2 Ｏ3 、ΖｒＯ2、ＴｉΝ、ＡｌΝ、
サイアロン等の各種セラミックス材料を使用することが
できるが、熱伝導率の低さや熱膨張係数の大きさ等から
ＺｒＯ2 が好適である。また、ΖｒＯ2 の相変態を抑制
する安定化剤としてはＹ2 Ｏ3 が最も好ましく、特にＹ
2 Ｏ3 を 8重量% 程度含む部分安定化ＺｒＯ2 が総合的
に最も優れた特性を示す。 なお、セラミックス層７は
金属被覆層３にＡｌパック法等のＡｌ拡散処理を施した
後に被覆形成してもよい。この場合にも、上記した耐熱
部材４と同様に、熱を加えるで図６に示すように、中間
金属層２と金属被覆層３との間に拡散抑制層として機能
するＡｌ等の酸素／窒素化合物５が形成される。また、
中間金属層２中の酸素活量や窒素活量が大きい場合に
は、金属基材１と中間金属層２との間にもＡｌ等の酸化
物、窒化物、酸窒化物等が形成される。
4 、ＳｉＣ、Ａｌ2 Ｏ3 、ΖｒＯ2、ＴｉΝ、ＡｌΝ、
サイアロン等の各種セラミックス材料を使用することが
できるが、熱伝導率の低さや熱膨張係数の大きさ等から
ＺｒＯ2 が好適である。また、ΖｒＯ2 の相変態を抑制
する安定化剤としてはＹ2 Ｏ3 が最も好ましく、特にＹ
2 Ｏ3 を 8重量% 程度含む部分安定化ＺｒＯ2 が総合的
に最も優れた特性を示す。 なお、セラミックス層７は
金属被覆層３にＡｌパック法等のＡｌ拡散処理を施した
後に被覆形成してもよい。この場合にも、上記した耐熱
部材４と同様に、熱を加えるで図６に示すように、中間
金属層２と金属被覆層３との間に拡散抑制層として機能
するＡｌ等の酸素／窒素化合物５が形成される。また、
中間金属層２中の酸素活量や窒素活量が大きい場合に
は、金属基材１と中間金属層２との間にもＡｌ等の酸化
物、窒化物、酸窒化物等が形成される。
【００４５】次に、本発明の第２の耐熱部材の実施形態
について説明する。図７は、本発明の第２の耐熱部材の
一実施形態の構造を模式的に示す断面図である。同図に
おいて、１は前述した実施形態と同様な金属基材であ
り、この金属基材１上には、拡散抑制層として機能する
Ａｌを主成分とする酸化物や窒化物あるいは酸窒化物を
形成させるための中間金属層１１が被覆形成され、この
中間金属層１１を介して耐食・耐酸化被覆層として機能
する金属被覆層３が被覆形成されている。金属被覆層３
の合金組成等は前述した実施形態と同様である。これら
によって耐熱部材１２が構成されている。
について説明する。図７は、本発明の第２の耐熱部材の
一実施形態の構造を模式的に示す断面図である。同図に
おいて、１は前述した実施形態と同様な金属基材であ
り、この金属基材１上には、拡散抑制層として機能する
Ａｌを主成分とする酸化物や窒化物あるいは酸窒化物を
形成させるための中間金属層１１が被覆形成され、この
中間金属層１１を介して耐食・耐酸化被覆層として機能
する金属被覆層３が被覆形成されている。金属被覆層３
の合金組成等は前述した実施形態と同様である。これら
によって耐熱部材１２が構成されている。
【００４６】中間金属層１１は、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅ
から選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とすると共
に、ＣｒおよびＡｌから選ばれる少なくとも 1種を含有
する金属層からなるものである。そして、この中間金属
層１１は含有されるＣｒ量を、金属被覆層３中のＣｒ含
有量に比べて 5重量% 以上少ない量としている。なお、
ここで言うＣｒ量は、中間金属層１１および金属被覆層
３全体での平均濃度であり、言わば被膜を形成する際の
原料組成に相当するものである。
から選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とすると共
に、ＣｒおよびＡｌから選ばれる少なくとも 1種を含有
する金属層からなるものである。そして、この中間金属
層１１は含有されるＣｒ量を、金属被覆層３中のＣｒ含
有量に比べて 5重量% 以上少ない量としている。なお、
ここで言うＣｒ量は、中間金属層１１および金属被覆層
３全体での平均濃度であり、言わば被膜を形成する際の
原料組成に相当するものである。
【００４７】このような中間金属層１１を有する耐熱部
材１２を、773K以上の温度で熱処理したり、あるいは熱
処理を施さなくとも実使用時に耐熱部材１２に773K以上
の熱が加えられることによって、上記金属被覆層３から
中間金属層１１にＣｒ原子が拡散し、金属被覆層３の中
間金属層１１／金属被覆層３界面近傍部分では一時的に
急激にＡｌ活量が増大する。
材１２を、773K以上の温度で熱処理したり、あるいは熱
処理を施さなくとも実使用時に耐熱部材１２に773K以上
の熱が加えられることによって、上記金属被覆層３から
中間金属層１１にＣｒ原子が拡散し、金属被覆層３の中
間金属層１１／金属被覆層３界面近傍部分では一時的に
急激にＡｌ活量が増大する。
【００４８】なお、金属被覆層３における一時的なＡｌ
活量の増大は、さらにＣｏ原子を拡散させることによっ
て一層効果的に得られるため、中間金属層１１に含有さ
れるＣｏ量を金属被覆層３中のＣｏ含有量より少ない量
とすることも有効である。この場合には、中間金属層１
１に含有されるＣｒとＣｏの合計量が金属被覆層３中の
ＣｒとＣｏの合計含有量より10重量% 以上少なくなるよ
うに設定することが好ましい。
活量の増大は、さらにＣｏ原子を拡散させることによっ
て一層効果的に得られるため、中間金属層１１に含有さ
れるＣｏ量を金属被覆層３中のＣｏ含有量より少ない量
とすることも有効である。この場合には、中間金属層１
１に含有されるＣｒとＣｏの合計量が金属被覆層３中の
ＣｒとＣｏの合計含有量より10重量% 以上少なくなるよ
うに設定することが好ましい。
【００４９】上記したように金属被覆層３から中間金属
層１１へＣｒ原子を拡散させて、金属被覆層３の中間金
属層１１との界面近傍部分におけるＡｌ活量を増大させ
ることによって、中間金属層１１／金属被覆層３界面近
傍の固溶酸素（または窒素）や吸着酸素（あるいは窒
素）とＡｌとが反応し、図８に示すように中間金属層１
１と金属被覆層３との界面に、Ａｌを主成分とする酸化
物（Ａｌ2 Ｏ3 等）、窒化物（ＡｌＮ等）、酸窒化物
（ＡｌＯＮ等）、あるいはこれらの混合物（以下、Ａｌ
を主成分とする酸素／窒素化合物と略記する）１３が生
成し、これらは層状または局所的に形成される。これら
Ａｌ2 Ｏ3 、ＡｌＮ、ＡｌＯＮ等は、前述したようにそ
の物質中の元素の拡散係数が極めて小さいことから、拡
散抑制層として有効に利用することができる。またＡｌ
活量の増加により、金属被覆層３の中間金属層１１との
界面近傍部分で、（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ）Ａｌや（Ｎｉ，
Ｃｏ，Ｆｅ）3 Ａｌ等の金属間化合物相の体積率が増加
し、これらもＡｌ原子の拡散抑制物質として機能する。
層１１へＣｒ原子を拡散させて、金属被覆層３の中間金
属層１１との界面近傍部分におけるＡｌ活量を増大させ
ることによって、中間金属層１１／金属被覆層３界面近
傍の固溶酸素（または窒素）や吸着酸素（あるいは窒
素）とＡｌとが反応し、図８に示すように中間金属層１
１と金属被覆層３との界面に、Ａｌを主成分とする酸化
物（Ａｌ2 Ｏ3 等）、窒化物（ＡｌＮ等）、酸窒化物
（ＡｌＯＮ等）、あるいはこれらの混合物（以下、Ａｌ
を主成分とする酸素／窒素化合物と略記する）１３が生
成し、これらは層状または局所的に形成される。これら
Ａｌ2 Ｏ3 、ＡｌＮ、ＡｌＯＮ等は、前述したようにそ
の物質中の元素の拡散係数が極めて小さいことから、拡
散抑制層として有効に利用することができる。またＡｌ
活量の増加により、金属被覆層３の中間金属層１１との
界面近傍部分で、（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ）Ａｌや（Ｎｉ，
Ｃｏ，Ｆｅ）3 Ａｌ等の金属間化合物相の体積率が増加
し、これらもＡｌ原子の拡散抑制物質として機能する。
【００５０】上述したＡｌを主成分とする酸素／窒素化
合物１３は、その内部での元素の拡散係数が小さく、拡
散抑制層として有効に機能することから、耐熱部材１２
を長時間高温環境に晒されるような条件下で使用したと
しても、金属基材１と金属被覆層３との間の元素移動を
効果的に抑制することができる。その結果、金属基材１
の高温強度の低下や金属被覆層３の耐食・耐酸化性の低
下等が防止でき、耐熱部材１２を長時間安定に使用する
ことが可能となる。
合物１３は、その内部での元素の拡散係数が小さく、拡
散抑制層として有効に機能することから、耐熱部材１２
を長時間高温環境に晒されるような条件下で使用したと
しても、金属基材１と金属被覆層３との間の元素移動を
効果的に抑制することができる。その結果、金属基材１
の高温強度の低下や金属被覆層３の耐食・耐酸化性の低
下等が防止でき、耐熱部材１２を長時間安定に使用する
ことが可能となる。
【００５１】そして、この実施形態における拡散抑制層
（Ａｌを主成分とする酸素／窒素化合物１３）が、従来
の拡散抑制層、すなわちＡｌ2 Ｏ3 等からなるセラミッ
クス層を直接被覆形成したものと大きく異なる点は、中
間金属層１１は本質的に金属物性を有する層（メタリッ
クな層）であり、金属基材１とは金属／金属結合を形成
するために、極めて良好な密着性を示すことにある。ま
た、中間金属層１１と金属被覆層３との界面に、拡散抑
制層としてＡｌを主成分とする酸素／窒素化合物１３を
形成しても、これらは中間金属層１１と金属被覆層３と
の界面における反応生成物であるため、中間金属層１１
と金属被覆層３との結合状態を高める方向に作用し、密
着性を低下させるようなことはない。従って、拡散抑制
層の存在が耐熱部材１２の各層間の密着性を低下させる
ようなことはなく、拡散抑制層との界面からの剥離等を
有効に防止することができる。これらによって、耐熱部
材１２の長寿命化が達成される。
（Ａｌを主成分とする酸素／窒素化合物１３）が、従来
の拡散抑制層、すなわちＡｌ2 Ｏ3 等からなるセラミッ
クス層を直接被覆形成したものと大きく異なる点は、中
間金属層１１は本質的に金属物性を有する層（メタリッ
クな層）であり、金属基材１とは金属／金属結合を形成
するために、極めて良好な密着性を示すことにある。ま
た、中間金属層１１と金属被覆層３との界面に、拡散抑
制層としてＡｌを主成分とする酸素／窒素化合物１３を
形成しても、これらは中間金属層１１と金属被覆層３と
の界面における反応生成物であるため、中間金属層１１
と金属被覆層３との結合状態を高める方向に作用し、密
着性を低下させるようなことはない。従って、拡散抑制
層の存在が耐熱部材１２の各層間の密着性を低下させる
ようなことはなく、拡散抑制層との界面からの剥離等を
有効に防止することができる。これらによって、耐熱部
材１２の長寿命化が達成される。
【００５２】中間金属層１１の合金組成は、Ｎｉ、Ｃｏ
およびＦｅから選ばれる少なくとも1種の元素を主成分
し、ＣｒおよびＡｌから選ばれる少なくとも 1種を含有
すると共に、含有されるＣｒ量が金属被覆層３中のＣｒ
含有量より 5重量% 以上少ないものである。ここで、中
間金属層１１中のＣｒ量と金属被覆層３中のＣｒ含有量
との差が 5重量% に達しないと、上記したＡｌ活量の急
激な増大効果を得ることができない。
およびＦｅから選ばれる少なくとも1種の元素を主成分
し、ＣｒおよびＡｌから選ばれる少なくとも 1種を含有
すると共に、含有されるＣｒ量が金属被覆層３中のＣｒ
含有量より 5重量% 以上少ないものである。ここで、中
間金属層１１中のＣｒ量と金属被覆層３中のＣｒ含有量
との差が 5重量% に達しないと、上記したＡｌ活量の急
激な増大効果を得ることができない。
【００５３】また、中間金属層１１自体にある程度の耐
食・耐酸化性を付与すると共に、金属基材１との組成差
を小さくする上で、ＣｒおよびＡｌから選ばれる少なく
とも1種を含有させるものとする。これらＣｒおよびＡ
ｌの含有量は、金属基材１や金属被覆層３の合金組成を
考慮して、Ｃｒは 5〜30重量% の範囲、Ａｌは 1〜15重
量% の範囲とすることが好ましい。また、これら以外の
元素についても、金属基材１と同等とすることが好まし
い。このように、金属基材１と中間金属層１１との組成
差を小さくすることによって、金属基材１と中間金属層
１１との間の元素拡散を抑制でき、その結果金属基材１
は強度を損うことなく、健全な状態を維持することがで
きる。
食・耐酸化性を付与すると共に、金属基材１との組成差
を小さくする上で、ＣｒおよびＡｌから選ばれる少なく
とも1種を含有させるものとする。これらＣｒおよびＡ
ｌの含有量は、金属基材１や金属被覆層３の合金組成を
考慮して、Ｃｒは 5〜30重量% の範囲、Ａｌは 1〜15重
量% の範囲とすることが好ましい。また、これら以外の
元素についても、金属基材１と同等とすることが好まし
い。このように、金属基材１と中間金属層１１との組成
差を小さくすることによって、金属基材１と中間金属層
１１との間の元素拡散を抑制でき、その結果金属基材１
は強度を損うことなく、健全な状態を維持することがで
きる。
【００５４】中間金属層１１の厚さは特に限定されるも
のではないが、良好な拡散抑制層を安定に形成させるた
めには 5μm 以上とすることが好ましく、また密着性を
向上させると共に、金属被覆層３の耐食・耐酸化性を劣
化させないために、その厚さは50μm 以下とすることが
好ましい。
のではないが、良好な拡散抑制層を安定に形成させるた
めには 5μm 以上とすることが好ましく、また密着性を
向上させると共に、金属被覆層３の耐食・耐酸化性を劣
化させないために、その厚さは50μm 以下とすることが
好ましい。
【００５５】上述したような中間金属層１１および金属
被覆層３の成膜方法としては、減圧プラズマ溶射等のプ
ラズマ溶射法、ＥＢ−ＰＶＤ法、マグネトロンスパッタ
リング法、ＣＶＤ法等を適用することができる。これら
成膜方法のうち、前述した実施形態と同様な理由から、
プラズマ溶射法、特に減圧プラズマ溶射法が好ましく用
いられ、この際の雰囲気は 1.0×104 Pa以下とすること
が好ましい。すなわち、 1.0×104 Pa以下の溶射雰囲気
中で中間金属層１１や金属被覆層３を成膜すると、溶射
プロセス中に雰囲気内に微量に存在する酸素や窒素が合
金層中に固溶して、酸素や窒素を固溶する合金層を得る
ことができる。中間金属層１１や金属被覆層３を成膜す
る際の雰囲気が10×104 Paを超えると、成膜時に表面で
酸化が起こり、各々の層間の密着性が低下する。なお、
他の成膜方法を適用する場合にも同様である。
被覆層３の成膜方法としては、減圧プラズマ溶射等のプ
ラズマ溶射法、ＥＢ−ＰＶＤ法、マグネトロンスパッタ
リング法、ＣＶＤ法等を適用することができる。これら
成膜方法のうち、前述した実施形態と同様な理由から、
プラズマ溶射法、特に減圧プラズマ溶射法が好ましく用
いられ、この際の雰囲気は 1.0×104 Pa以下とすること
が好ましい。すなわち、 1.0×104 Pa以下の溶射雰囲気
中で中間金属層１１や金属被覆層３を成膜すると、溶射
プロセス中に雰囲気内に微量に存在する酸素や窒素が合
金層中に固溶して、酸素や窒素を固溶する合金層を得る
ことができる。中間金属層１１や金属被覆層３を成膜す
る際の雰囲気が10×104 Paを超えると、成膜時に表面で
酸化が起こり、各々の層間の密着性が低下する。なお、
他の成膜方法を適用する場合にも同様である。
【００５６】金属被覆層３と中間金属層１１との界面
に、予めＡｌを主成分とする酸素／窒素化合物１３を形
成する場合には、中間金属層１１および金属被覆層３を
順に形成した金属基材１に対して、例えばアルゴン等の
不活性雰囲気中や減圧雰囲気中にて773K以上の温度で熱
処理を施す。このような熱処理によって、金属被覆層３
と中間金属層１１との界面にＡｌを主成分とする酸化
物、窒化物および酸窒化物から選ばれる少なくとも 1種
がほぼ層状に形成される。熱処理温度が773K未満である
と、Ａｌを主成分とする酸素／窒素化合物１３を十分に
形成することができない。熱処理温度は1000〜 1500Kの
範囲とすることがより好ましい。
に、予めＡｌを主成分とする酸素／窒素化合物１３を形
成する場合には、中間金属層１１および金属被覆層３を
順に形成した金属基材１に対して、例えばアルゴン等の
不活性雰囲気中や減圧雰囲気中にて773K以上の温度で熱
処理を施す。このような熱処理によって、金属被覆層３
と中間金属層１１との界面にＡｌを主成分とする酸化
物、窒化物および酸窒化物から選ばれる少なくとも 1種
がほぼ層状に形成される。熱処理温度が773K未満である
と、Ａｌを主成分とする酸素／窒素化合物１３を十分に
形成することができない。熱処理温度は1000〜 1500Kの
範囲とすることがより好ましい。
【００５７】また、拡散抑制層として機能するＡｌを主
成分とする酸素／窒素化合物１３を形成する際には、金
属被覆層３中のＡｌとＮｉ、ＣｏまたはＦｅの主成分と
の間の化学的結合を切り離すことによって、金属被覆層
３中のＡｌと中間金属層２中の酸素や窒素とを反応させ
ることができる。従って、Ａｌを主成分とする酸素／窒
素化合物１３は、金属被覆層３中のＡｌとＮｉ、Ｃｏま
たはＦｅとの間の化学的結合を切り離すためのエネルギ
ーが小さい方が容易に形成され、使用初期から拡散抑制
層として優れた効果を示す。このような点からは、前述
したように、金属被覆層３の中間金属層１１に接する領
域はＦｅを主成分とすることが好ましい。一方、耐酸化
性の点からは、金属被覆層３の主成分はＮｉであること
が好ましいため、金属被覆層３は中間金属層１１近傍で
はＦｅが主成分となり、最表面側ではＮｉが主成分とな
るように、主成分を徐々に変化させた傾斜構造とするこ
とが好ましい。このような金属被覆層３によれば、拡散
抑制層として機能するＡｌを主成分とする酸素／窒素化
合物１３の速やかな形成と優れた耐酸化性を同時に満足
させることができる。
成分とする酸素／窒素化合物１３を形成する際には、金
属被覆層３中のＡｌとＮｉ、ＣｏまたはＦｅの主成分と
の間の化学的結合を切り離すことによって、金属被覆層
３中のＡｌと中間金属層２中の酸素や窒素とを反応させ
ることができる。従って、Ａｌを主成分とする酸素／窒
素化合物１３は、金属被覆層３中のＡｌとＮｉ、Ｃｏま
たはＦｅとの間の化学的結合を切り離すためのエネルギ
ーが小さい方が容易に形成され、使用初期から拡散抑制
層として優れた効果を示す。このような点からは、前述
したように、金属被覆層３の中間金属層１１に接する領
域はＦｅを主成分とすることが好ましい。一方、耐酸化
性の点からは、金属被覆層３の主成分はＮｉであること
が好ましいため、金属被覆層３は中間金属層１１近傍で
はＦｅが主成分となり、最表面側ではＮｉが主成分とな
るように、主成分を徐々に変化させた傾斜構造とするこ
とが好ましい。このような金属被覆層３によれば、拡散
抑制層として機能するＡｌを主成分とする酸素／窒素化
合物１３の速やかな形成と優れた耐酸化性を同時に満足
させることができる。
【００５８】上述した金属基材１表面に中間金属層１１
を介して金属被覆層３を被覆形成した耐熱部材１２は、
そのまま高温機器部品の構成部材等として用いてもよ
く、また使用用途によっては図９に示すように、さらに
金属被覆層３上に前述した実施形態と同様なセラミック
ス層７を遮熱被覆層として被覆形成し、このような構成
の耐熱部材１４を高温機器部品の構成部材等として用い
ることもできる。なお、セラミックス層７は、金属被覆
層３にＡｌパック法等のＡｌ拡散処理を施した後に被覆
形成してもよい。この場合にも、上記した耐熱部材１２
と同様に熱を加えることによって、図８に示すように中
間金属層１１と金属被覆層３の間に拡散抑制層として機
能するＡｌを主成分とする酸素／窒素化合物１３が形成
される。
を介して金属被覆層３を被覆形成した耐熱部材１２は、
そのまま高温機器部品の構成部材等として用いてもよ
く、また使用用途によっては図９に示すように、さらに
金属被覆層３上に前述した実施形態と同様なセラミック
ス層７を遮熱被覆層として被覆形成し、このような構成
の耐熱部材１４を高温機器部品の構成部材等として用い
ることもできる。なお、セラミックス層７は、金属被覆
層３にＡｌパック法等のＡｌ拡散処理を施した後に被覆
形成してもよい。この場合にも、上記した耐熱部材１２
と同様に熱を加えることによって、図８に示すように中
間金属層１１と金属被覆層３の間に拡散抑制層として機
能するＡｌを主成分とする酸素／窒素化合物１３が形成
される。
【００５９】
【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。
【００６０】まず、本発明の第１の耐熱部材の具体的な
実施例およびその評価結果について述べる。
実施例およびその評価結果について述べる。
【００６１】実施例１ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ− 40%Ｔａ−2%Ａｌ（重量%)合金層を約20
μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧
は、約20Paであった。次いで、同一チャンバー内で減圧
プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ− 2
3%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 1
80μm 被覆形成した。上記Ｎｉ− 40%Ｔａ−2%Ａｌ（重
量%)合金層中の酸素濃度を測定したところ、5.28at.%で
あった。
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ− 40%Ｔａ−2%Ａｌ（重量%)合金層を約20
μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧
は、約20Paであった。次いで、同一チャンバー内で減圧
プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ− 2
3%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 1
80μm 被覆形成した。上記Ｎｉ− 40%Ｔａ−2%Ａｌ（重
量%)合金層中の酸素濃度を測定したところ、5.28at.%で
あった。
【００６２】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに 1123Kで48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に 1173Kで 250MP
a の応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＡ
ｌ2 Ｏ3 層、Ｎｉ−Ｔａ−Ａｌ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、
ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、ＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属基材側での脆化
相の形成は確認されなかった。このとき、Ｎｉ−Ｔａ−
Ａｌ合金層とＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の間および金属基材
とＮｉ−Ｔａ−Ａｌ合金層の間に存在するＡｌ2 Ｏ3 は
ほぼ均一な厚さの完全な層を形成しており、各々厚さは
2μm、 1μm であった。
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに 1123Kで48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に 1173Kで 250MP
a の応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＡ
ｌ2 Ｏ3 層、Ｎｉ−Ｔａ−Ａｌ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、
ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、ＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属基材側での脆化
相の形成は確認されなかった。このとき、Ｎｉ−Ｔａ−
Ａｌ合金層とＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の間および金属基材
とＮｉ−Ｔａ−Ａｌ合金層の間に存在するＡｌ2 Ｏ3 は
ほぼ均一な厚さの完全な層を形成しており、各々厚さは
2μm、 1μm であった。
【００６３】また本発明との比較例として、単結晶Ｎｉ
基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりΝｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に上記
実施例１と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試
験を行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この
試料を切断して、断面を微視的に観察したところ、Ｎｉ
ＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ
相からγ′相への相変態が生じていた。また、金属基材
界面近傍ではＣｒ-rich相およびＷ-rich 相等の脆化相
の生成が確認され、これらの相が破断の起点として働い
たものと推察される。
基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりΝｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に上記
実施例１と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試
験を行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この
試料を切断して、断面を微視的に観察したところ、Ｎｉ
ＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ
相からγ′相への相変態が生じていた。また、金属基材
界面近傍ではＣｒ-rich相およびＷ-rich 相等の脆化相
の生成が確認され、これらの相が破断の起点として働い
たものと推察される。
【００６４】実施例２ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基
材の表面に、約10Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射法
によりＮｉ− 40%Ｔａ−2%Ａｌ（重量%)合金層を約20μ
m 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約
2Paであった。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズ
マ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Νｉ− 23%Ｃｏ
− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 180μm
被覆形成した。上記Ｎｉ− 40%Ｔａ−2%Ａｌ（重量%)合
金層中の酸素濃度を測定したところ、2.83at.%であっ
た。
材の表面に、約10Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射法
によりＮｉ− 40%Ｔａ−2%Ａｌ（重量%)合金層を約20μ
m 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約
2Paであった。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズ
マ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Νｉ− 23%Ｃｏ
− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 180μm
被覆形成した。上記Ｎｉ− 40%Ｔａ−2%Ａｌ（重量%)合
金層中の酸素濃度を測定したところ、2.83at.%であっ
た。
【００６５】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに 1123Kで48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に 1173Kで 250MP
a の応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ｔａ−Ａｌ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層（厚さ 1.5μm)、
ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、ＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属基材側での脆化
相の形成は確認されなかった。また、実施例１では金属
基材とＮｉ−Ｔａ−Ａｌ合金層の間にほぼ均一な厚さの
Ａｌ2 Ｏ3 層が形成されていたが、この実施例２では金
属基材とＮｉ−Ｔａ−Ａｌ合金層の間に形成されたＡｌ
2 Ｏ3は局所的に存在し、完全な層を形成していなかっ
た。
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに 1123Kで48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に 1173Kで 250MP
a の応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ｔａ−Ａｌ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層（厚さ 1.5μm)、
ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、ＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属基材側での脆化
相の形成は確認されなかった。また、実施例１では金属
基材とＮｉ−Ｔａ−Ａｌ合金層の間にほぼ均一な厚さの
Ａｌ2 Ｏ3 層が形成されていたが、この実施例２では金
属基材とＮｉ−Ｔａ−Ａｌ合金層の間に形成されたＡｌ
2 Ｏ3は局所的に存在し、完全な層を形成していなかっ
た。
【００６６】また本発明との比較例として、単結晶Ｎｉ
基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例２と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を
行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試料
を切断して断面を微視的に観察したところ、ΝｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ相から
γ′相への相変態が生じていた。また、金属基材界面近
傍ではＣｒ-rich 相およびＷ-rich 相等の脆化相の生成
が確認され、これらの相が破断の起点として働いたもの
と推察される。
基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例２と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を
行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試料
を切断して断面を微視的に観察したところ、ΝｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ相から
γ′相への相変態が生じていた。また、金属基材界面近
傍ではＣｒ-rich 相およびＷ-rich 相等の脆化相の生成
が確認され、これらの相が破断の起点として働いたもの
と推察される。
【００６７】実施例３ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基
材の表面に、Ａｌ拡散処理法により約10μm のアルミナ
イド層を形成した後、約10Paの減圧大気中で減圧プラズ
マ溶射法によりＮｉ− 40%Ｔａ−2%Ａｌ（重量%)合金層
を約20μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素
分圧は約 2Paであった。次いで、同一チャンバー内で減
圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−
23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約
180μm 被覆形成した。上記Ｎｉ−40% Ｔａ− 2% Ａｌ
（重量%)合金層中の酸素濃度を測定したところ、2.82a
t.%であった。
材の表面に、Ａｌ拡散処理法により約10μm のアルミナ
イド層を形成した後、約10Paの減圧大気中で減圧プラズ
マ溶射法によりＮｉ− 40%Ｔａ−2%Ａｌ（重量%)合金層
を約20μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素
分圧は約 2Paであった。次いで、同一チャンバー内で減
圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−
23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約
180μm 被覆形成した。上記Ｎｉ−40% Ｔａ− 2% Ａｌ
（重量%)合金層中の酸素濃度を測定したところ、2.82a
t.%であった。
【００６８】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに 1123Kで48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に 1173Kで 250MP
a の応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＡ
ｌ2 Ｏ3 層（厚さ約 2μm ）、Ｎｉ−Τａ−Ａｌ合金
層、Ａｌ2 Ｏ3 （厚さ約2μm ）、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ
層の順に存在しており、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激
な相変化および金属基材側での脆化相の形成は確認され
なかった。また、この実施例３では実施例１と同様に、
金属基材とＮｉ−Ｔａ−Ａｌ合金層の間に約 2μm のほ
ぼ均一な厚さのＡｌ2 Ｏ3 層が完全に形成されていた。
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに 1123Kで48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に 1173Kで 250MP
a の応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＡ
ｌ2 Ｏ3 層（厚さ約 2μm ）、Ｎｉ−Τａ−Ａｌ合金
層、Ａｌ2 Ｏ3 （厚さ約2μm ）、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ
層の順に存在しており、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激
な相変化および金属基材側での脆化相の形成は確認され
なかった。また、この実施例３では実施例１と同様に、
金属基材とＮｉ−Ｔａ−Ａｌ合金層の間に約 2μm のほ
ぼ均一な厚さのＡｌ2 Ｏ3 層が完全に形成されていた。
【００６９】また本発明との比較例として、単結晶Ｎｉ
基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例３と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を
行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試料
を切断して断面を微視的に観察したところ、ＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ相から
γ′相への相変態が生じていた。また、金属基材界面近
傍ではＣｒ-rich 相およびＷ-rich 相等の脆化相の生成
が確認され、これらの相が破断の起点として働いたもの
と推察される。
基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例３と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を
行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試料
を切断して断面を微視的に観察したところ、ＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ相から
γ′相への相変態が生じていた。また、金属基材界面近
傍ではＣｒ-rich 相およびＷ-rich 相等の脆化相の生成
が確認され、これらの相が破断の起点として働いたもの
と推察される。
【００７０】実施例４ 多結晶Ｃｏ基超合金ＦＳＸ−４１４からなる丸棒状金属
基材の表面に、約10Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＣｏ− 30%Ｎｂ一2%Ａｌ（重量%)合金層を約20
μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は
約 2Paであった。次いで、同一チャンバー内で減圧プラ
ズマ溶射法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層（Ｃｏ−32% Ｎ
ｉ− 21%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 180μm
被覆形成した。上記Ｃｏ− 30%Ｎｂ一2%Ａｌ（重量%)合
金層中の酸素濃度を測定したところ3.20at.%であった。
基材の表面に、約10Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＣｏ− 30%Ｎｂ一2%Ａｌ（重量%)合金層を約20
μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は
約 2Paであった。次いで、同一チャンバー内で減圧プラ
ズマ溶射法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層（Ｃｏ−32% Ｎ
ｉ− 21%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 180μm
被覆形成した。上記Ｃｏ− 30%Ｎｂ一2%Ａｌ（重量%)合
金層中の酸素濃度を測定したところ3.20at.%であった。
【００７１】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに 1123Kで48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に 1123Kで300MPa
の応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保持
しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断し
て断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＣｏ
−Ｎｂ−Ａｌ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層（厚さ約 2μm ）、
ＣｏΝｉＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、ＣｏＮｉＣ
ｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属基材側での脆化
相の形成は確認されなかった。また、金属基材とＣｏ−
Ｎｂ−Ａｌ合金層の間にはＡｌ2 Ｏ3 が局所的に形成さ
れていた。
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに 1123Kで48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に 1123Kで300MPa
の応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保持
しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断し
て断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＣｏ
−Ｎｂ−Ａｌ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層（厚さ約 2μm ）、
ＣｏΝｉＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、ＣｏＮｉＣ
ｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属基材側での脆化
相の形成は確認されなかった。また、金属基材とＣｏ−
Ｎｂ−Ａｌ合金層の間にはＡｌ2 Ｏ3 が局所的に形成さ
れていた。
【００７２】また、本発明との比較例として、多結晶Ｃ
ｏ基超合金ＦＳＸ−４１４からなる丸棒状金属基材の表
面に、減圧プラズマ溶射法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層
（Ｃｏ− 32%Ｎｉ− 21%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例４と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を
行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試料
を切断して断面を微視的に観察したところ、ＣｏＮｉＣ
ｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ相の消
失が確認された。また、金属基材界面近傍ではＷ- rich
相等の脆化相の生成が確認され、これらの相が破断の起
点として働いたものと推察される。
ｏ基超合金ＦＳＸ−４１４からなる丸棒状金属基材の表
面に、減圧プラズマ溶射法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層
（Ｃｏ− 32%Ｎｉ− 21%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例４と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を
行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試料
を切断して断面を微視的に観察したところ、ＣｏＮｉＣ
ｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ相の消
失が確認された。また、金属基材界面近傍ではＷ- rich
相等の脆化相の生成が確認され、これらの相が破断の起
点として働いたものと推察される。
【００７３】実施例５ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ− 30%Ｔａ−2%Ａｌ−6%Ｃｒ（重量%)合金
層を約15μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸
素分圧は約20Paであった。次いで、同一チャンバー内で
減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ
− 23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を
約85μm被覆形成した。上記Ｎｉ− 30%Ｔａ−2%Ａｌ−6
%Ｃｒ（重量%)合金層中の酸素濃度を測定したところ、
3.85at.%であった。この金属被覆層上に大気中プラズマ
溶射法でΖｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア
層を約 300μm 被覆形成した。
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ− 30%Ｔａ−2%Ａｌ−6%Ｃｒ（重量%)合金
層を約15μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸
素分圧は約20Paであった。次いで、同一チャンバー内で
減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ
− 23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を
約85μm被覆形成した。上記Ｎｉ− 30%Ｔａ−2%Ａｌ−6
%Ｃｒ（重量%)合金層中の酸素濃度を測定したところ、
3.85at.%であった。この金属被覆層上に大気中プラズマ
溶射法でΖｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア
層を約 300μm 被覆形成した。
【００７４】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに 1123Kで48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に 1223Kで250MPa
の応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保持
しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断し
て断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮｉ
−Ｔａ−Ａｌ−Ｃｒ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層（厚さ約 1.5
μm ）、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、Ν
ｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属基材側
での脆化相の形成は確認されなかった。
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに 1123Kで48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に 1223Kで250MPa
の応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保持
しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断し
て断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮｉ
−Ｔａ−Ａｌ−Ｃｒ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層（厚さ約 1.5
μm ）、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、Ν
ｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属基材側
での脆化相の形成は確認されなかった。
【００７５】また、本発明との比較例として、単結晶Ν
ｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23% Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
% ））を約 100μm 被覆形成した。この金属被覆層上に
大気中プラズマ溶射法でΖｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組
成のジルコニア層を約 300μm 被覆形成した。この耐熱
被覆材に実施例５と同様の熱処理を施し、同一条件でク
リープ試験を行ったところ、 100時間経過以前に破断し
た。この試料を切断して断面を微視的に観察したとこ
ろ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散
に伴うβ相からγ′相への相変態が生じていた。また、
金属基材界面近傍ではＣｒ-rich 相およびＷ-rich 相等
の脆化相の生成が確認され、これらの相が破断の起点と
して働いたものと推察される。
ｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23% Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
% ））を約 100μm 被覆形成した。この金属被覆層上に
大気中プラズマ溶射法でΖｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組
成のジルコニア層を約 300μm 被覆形成した。この耐熱
被覆材に実施例５と同様の熱処理を施し、同一条件でク
リープ試験を行ったところ、 100時間経過以前に破断し
た。この試料を切断して断面を微視的に観察したとこ
ろ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散
に伴うβ相からγ′相への相変態が生じていた。また、
金属基材界面近傍ではＣｒ-rich 相およびＷ-rich 相等
の脆化相の生成が確認され、これらの相が破断の起点と
して働いたものと推察される。
【００７６】実施例６ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ− 25%Ｎｂ−3%Ａｌ−8%Ｃｒ（重量%)合金
層を約20μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸
素分圧は約20Paであった。次いで、同一チャンバー内で
減圧プラズマ溶射法によりＦｅＣｒ ＡｌＹ層（Ｆｅ−
17%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約20μm 被覆形
成し、さらにＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ− 23%Ｃｏ−
17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約60μm 被覆
形成した。上記Ｎｉ− 25%Ｎｂ一3%Ａｌ−8%Ｃｒ（重量
%)合金層中の酸素濃度を測定したところ4.02at.%であっ
た。この金属被覆層上に、大気中プラズマ溶射法でΖｒ
Ｏ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア層を約300μm
被覆形成した。
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ− 25%Ｎｂ−3%Ａｌ−8%Ｃｒ（重量%)合金
層を約20μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸
素分圧は約20Paであった。次いで、同一チャンバー内で
減圧プラズマ溶射法によりＦｅＣｒ ＡｌＹ層（Ｆｅ−
17%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約20μm 被覆形
成し、さらにＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ− 23%Ｃｏ−
17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約60μm 被覆
形成した。上記Ｎｉ− 25%Ｎｂ一3%Ａｌ−8%Ｃｒ（重量
%)合金層中の酸素濃度を測定したところ4.02at.%であっ
た。この金属被覆層上に、大気中プラズマ溶射法でΖｒ
Ｏ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア層を約300μm
被覆形成した。
【００７７】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに 1123Kで48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、 1223Kで250M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Νｂ−Ａｌ−Ｃｒ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層（厚さ約 2
μm ）、ＦｅＣｒＡｌＹ層、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の順
に存在しており、ＦｅＣｒＡｌＹ層およびＮｉＣｏＣｒ
ＡｌＹ層での急激な相変化および金属基材側での脆化相
の形成は確認されなかった。
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに 1123Kで48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、 1223Kで250M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Νｂ−Ａｌ−Ｃｒ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層（厚さ約 2
μm ）、ＦｅＣｒＡｌＹ層、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の順
に存在しており、ＦｅＣｒＡｌＹ層およびＮｉＣｏＣｒ
ＡｌＹ層での急激な相変化および金属基材側での脆化相
の形成は確認されなかった。
【００７８】また、本発明との比較例として、単結晶Ｎ
ｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＦｅＣｒＡｌＹ層（Ｆｅ
−17%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約20μm 被覆
形成し、さらにＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ− 23%Ｃｏ
− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約80μm 被
覆形成した。この金属被覆層上に大気中プラズマ溶射法
でＺｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア層を約
300μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施例６と同
様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を行ったと
ころ、 100時間経過以前に破断した。この試料を切断し
て断面を微視的に観察したところ、ＦｅＣｒＡｌＹ層お
よびＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散
に伴う相変態が生じていた。また、金属基材界面近傍で
はＣｒ- rich相、Ｗ-rich 相およびＦｅ-rich 相等の脆
化相の生成が確認され、これらの相が破断の起点として
働いたものと推察される。
ｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＦｅＣｒＡｌＹ層（Ｆｅ
−17%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約20μm 被覆
形成し、さらにＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ− 23%Ｃｏ
− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約80μm 被
覆形成した。この金属被覆層上に大気中プラズマ溶射法
でＺｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア層を約
300μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施例６と同
様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を行ったと
ころ、 100時間経過以前に破断した。この試料を切断し
て断面を微視的に観察したところ、ＦｅＣｒＡｌＹ層お
よびＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散
に伴う相変態が生じていた。また、金属基材界面近傍で
はＣｒ- rich相、Ｗ-rich 相およびＦｅ-rich 相等の脆
化相の生成が確認され、これらの相が破断の起点として
働いたものと推察される。
【００７９】実施例７ 一方向凝固Ｎｉ基超合金ＣＭ２４７ＬＣからなる丸捧状
金属基材の表面に、約100Paの減圧大気中で減圧プラズ
マ溶射法によりΝｉ− 10%Ｔｉ−5%Ａｌ（重量%)合金層
を約20μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素
分圧は約20Paであった。次いで、同一チャンバー内で減
圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−
23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約
180μm 被覆形成した。上記Ｎｉ− 10%Ｔｉ−5%Ａｌ
（重量%)合金層中の酸素濃度を測定したところ、8.97a
t.%であった。
金属基材の表面に、約100Paの減圧大気中で減圧プラズ
マ溶射法によりΝｉ− 10%Ｔｉ−5%Ａｌ（重量%)合金層
を約20μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素
分圧は約20Paであった。次いで、同一チャンバー内で減
圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−
23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約
180μm 被覆形成した。上記Ｎｉ− 10%Ｔｉ−5%Ａｌ
（重量%)合金層中の酸素濃度を測定したところ、8.97a
t.%であった。
【００８０】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で 1143Kで20時間の熱処理を施した。この熱
処理後の試料に、1173K で250MPaの応力下でクリープ試
験を行ったところ、 100時間保持しても破断は起こらな
かった。また、この試料を切断して断面を微視的に観察
したところ、金属基材側からＡｌ2 Ｏ3 層、Ｎｉ−Ｔｉ
−Ａｌ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の
順に存在しており、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な相
変化および金属基材側での脆化相の形成は確認されなか
った。このとき、Ｎｉ−Ｔｉ−Ａｌ合金層とＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ層の間および金属基材とΝｉ−Ｔｉ−Ａｌ合金
層の間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ均一な厚さの完全な
層を形成しており、各々の厚さは 2μm 、 1μm であっ
た。
雰囲気炉中で 1143Kで20時間の熱処理を施した。この熱
処理後の試料に、1173K で250MPaの応力下でクリープ試
験を行ったところ、 100時間保持しても破断は起こらな
かった。また、この試料を切断して断面を微視的に観察
したところ、金属基材側からＡｌ2 Ｏ3 層、Ｎｉ−Ｔｉ
−Ａｌ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の
順に存在しており、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な相
変化および金属基材側での脆化相の形成は確認されなか
った。このとき、Ｎｉ−Ｔｉ−Ａｌ合金層とＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ層の間および金属基材とΝｉ−Ｔｉ−Ａｌ合金
層の間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ均一な厚さの完全な
層を形成しており、各々の厚さは 2μm 、 1μm であっ
た。
【００８１】また、本発明との比較例として、一方向凝
固Ｎｉ基超合金ＣＭ２４７ＬＣからなる丸捧状金属基材
の表面に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌ
Ｙ層（Ｎｉ− 23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ
（重量%)）を約 200μm 被覆形成形成した。この耐熱被
覆材に実施例７と同様の熱処理を施し、同一条件でクリ
ープ試験を行ったところ、 100時間経過以前に破断し
た。この試料を切断して断面を微視的に観察したとこ
ろ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散
に伴うβ相からγ′相への相変態が生じていた。また、
金属基材界面近傍ではＣｒ- rich相およびＷ-rich 相等
の脆化相の生成が確認され、これらの相が破断の起点と
して働いたものと推察される。
固Ｎｉ基超合金ＣＭ２４７ＬＣからなる丸捧状金属基材
の表面に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌ
Ｙ層（Ｎｉ− 23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ
（重量%)）を約 200μm 被覆形成形成した。この耐熱被
覆材に実施例７と同様の熱処理を施し、同一条件でクリ
ープ試験を行ったところ、 100時間経過以前に破断し
た。この試料を切断して断面を微視的に観察したとこ
ろ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散
に伴うβ相からγ′相への相変態が生じていた。また、
金属基材界面近傍ではＣｒ- rich相およびＷ-rich 相等
の脆化相の生成が確認され、これらの相が破断の起点と
して働いたものと推察される。
【００８２】実施例８ 多結晶Ｃｏ基超合金ＦＳＸ４１４からなる丸捧状金属基
材の表面に、約10Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射法
によりＣｏ− 10%Ｔｉ−2.5%Ａｌ−8%Ｃｒ−5%Ｗ（重量
%)合金層を約20μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気
中の酸素分圧は約 2Paであった。次いで、同−チャンバ
ー内で減圧プラズマ溶射法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層
（Ｃｏ− 32%Ｎｉ− 21%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約180μm 被覆形成した。上記Ｃｏ− 10%Ｔｉ−
2.5%Ａｌ−8%Ｃｒ−5%Ｗ（重量%)合金層中の酸素濃度を
測定したところ、2.95at.%であった。
材の表面に、約10Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射法
によりＣｏ− 10%Ｔｉ−2.5%Ａｌ−8%Ｃｒ−5%Ｗ（重量
%)合金層を約20μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気
中の酸素分圧は約 2Paであった。次いで、同−チャンバ
ー内で減圧プラズマ溶射法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層
（Ｃｏ− 32%Ｎｉ− 21%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約180μm 被覆形成した。上記Ｃｏ− 10%Ｔｉ−
2.5%Ａｌ−8%Ｃｒ−5%Ｗ（重量%)合金層中の酸素濃度を
測定したところ、2.95at.%であった。
【００８３】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1123K で300M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＣ
ｏ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｗ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層（厚さ
約 2μm ）、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層の順に存在してお
り、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属
基材側での脆化相の形成は確認されなかった。また、金
属基材とＣｏ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｗ合金層の間にはＡ
ｌ2 Ｏ3 が局所的に形成されていた。
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1123K で300M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＣ
ｏ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｗ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層（厚さ
約 2μm ）、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層の順に存在してお
り、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属
基材側での脆化相の形成は確認されなかった。また、金
属基材とＣｏ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｗ合金層の間にはＡ
ｌ2 Ｏ3 が局所的に形成されていた。
【００８４】また、本発明との比較例として、多結晶Ｃ
ｏ基超合金ＦＳＸ−４１４からなる丸棒状金属基材の表
面に、減圧プラズマ溶射法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層
（Ｃｏ− 32%Ｎｉ− 21%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例８と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を
行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試料
を切断して断面を微視的に観察したところ、ＣｏＮｉＣ
ｒＡｌＹ金属被覆層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴う
β相の消失が確認された。また、金属基材界面近傍では
Ｗ- rich相等の脆化相の生成が確認され、これらの相が
破断の起点として働いたものと推察される。
ｏ基超合金ＦＳＸ−４１４からなる丸棒状金属基材の表
面に、減圧プラズマ溶射法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層
（Ｃｏ− 32%Ｎｉ− 21%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例８と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を
行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試料
を切断して断面を微視的に観察したところ、ＣｏＮｉＣ
ｒＡｌＹ金属被覆層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴う
β相の消失が確認された。また、金属基材界面近傍では
Ｗ- rich相等の脆化相の生成が確認され、これらの相が
破断の起点として働いたものと推察される。
【００８５】実施例９ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸捧状金属基
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ− 15%Ｔｉ−5%Ａｌ−9%Ｃｒ−5%Ｗ−1%Ｍ
ｏ−1%Ｒｅ（重量%)合金層を約20μm 被覆形成した。こ
の際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約20Paであった。次い
で、同一チャンバー内で減圧プラズマ溶射法によりＦｅ
ＣｒＡｌＹ層（Ｆｅ− 17%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約20μm 被覆形成し、さらにＮｉＣｏＣｒＡｌＹ
層（Ｎｉ− 23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ−12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重
量%)）を約60μm 被覆形成した。上記Ｎｉ−15% Ｔｉ−
5%Ａｌ−9%Ｃｒ−5%Ｗ−1%Ｍｏ−1%Ｒｅ（重量%)合金層
中の酸素濃度を測定したところ、2.54at.%であった。こ
の金属被覆層上に大気中プラズマ溶射法でＺｒＯ2− 8
重量% Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア層を約 300μm 被覆形
成した。
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ− 15%Ｔｉ−5%Ａｌ−9%Ｃｒ−5%Ｗ−1%Ｍ
ｏ−1%Ｒｅ（重量%)合金層を約20μm 被覆形成した。こ
の際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約20Paであった。次い
で、同一チャンバー内で減圧プラズマ溶射法によりＦｅ
ＣｒＡｌＹ層（Ｆｅ− 17%Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約20μm 被覆形成し、さらにＮｉＣｏＣｒＡｌＹ
層（Ｎｉ− 23%Ｃｏ− 17%Ｃｒ−12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重
量%)）を約60μm 被覆形成した。上記Ｎｉ−15% Ｔｉ−
5%Ａｌ−9%Ｃｒ−5%Ｗ−1%Ｍｏ−1%Ｒｅ（重量%)合金層
中の酸素濃度を測定したところ、2.54at.%であった。こ
の金属被覆層上に大気中プラズマ溶射法でＺｒＯ2− 8
重量% Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア層を約 300μm 被覆形
成した。
【００８６】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1223K で250M
Paの応力下でクリーブ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｗ−Ｍｏ−Ｒｅ合金層、Ａｌ2
Ｏ3 層（厚さ約 2μm)、ＦｅＣｒＡｌＹ層、ＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ層の順に存在しており、ＦｅＣｒＡｌＹ層およ
びＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属基
材側での脆化相の形成は確認されなかった。
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1223K で250M
Paの応力下でクリーブ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ｔｉ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｗ−Ｍｏ−Ｒｅ合金層、Ａｌ2
Ｏ3 層（厚さ約 2μm)、ＦｅＣｒＡｌＹ層、ＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ層の順に存在しており、ＦｅＣｒＡｌＹ層およ
びＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属基
材側での脆化相の形成は確認されなかった。
【００８７】また、本発明との比較例として、単結晶Ｎ
ｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＦｅＣｒＡｌＹ層（Ｆｅ
−17% Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約20μm 被覆
形成し、さらにＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ− 23%Ｃｏ
− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約80μm被
覆形成した。この金属被覆層上に大気中プラズマ溶射法
でΖｒＯ2 − 8重量%Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア層に約
300μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施例９と同
様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を行ったと
ころ、 100時間経過以前に破断した。この試料を切断し
て断面を微視的に観察したところ、ＦｅＣｒＡｌＹ層お
よびＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散
に伴う相変態が生じていた。また、金属基材界面近傍で
はＣｒ-rich 相、Ｗ-rich 相およびＦｅ-rich 相等の脆
化相の生成が確認され、これらの相が破断の起点として
働いたものと推察される。
ｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＦｅＣｒＡｌＹ層（Ｆｅ
−17% Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約20μm 被覆
形成し、さらにＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ− 23%Ｃｏ
− 17%Ｃｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約80μm被
覆形成した。この金属被覆層上に大気中プラズマ溶射法
でΖｒＯ2 − 8重量%Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア層に約
300μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施例９と同
様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を行ったと
ころ、 100時間経過以前に破断した。この試料を切断し
て断面を微視的に観察したところ、ＦｅＣｒＡｌＹ層お
よびＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散
に伴う相変態が生じていた。また、金属基材界面近傍で
はＣｒ-rich 相、Ｗ-rich 相およびＦｅ-rich 相等の脆
化相の生成が確認され、これらの相が破断の起点として
働いたものと推察される。
【００８８】次に、本発明の第２の耐熱部材の具体的な
実施例およびその評価結果について述べる。
実施例およびその評価結果について述べる。
【００８９】実施例１０ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ−5%Ａｌ（重量%)合金層を約20μm 被覆形
成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約20Paであ
った。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズマ溶射法
によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃ
ｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 180μm 被覆形成
した。上記したＮｉ−5%Ａｌ（重量%)合金層中の酸素濃
度を測定したところ、5.28at.%であった。
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ−5%Ａｌ（重量%)合金層を約20μm 被覆形
成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約20Paであ
った。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズマ溶射法
によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃ
ｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 180μm 被覆形成
した。上記したＮｉ−5%Ａｌ（重量%)合金層中の酸素濃
度を測定したところ、5.28at.%であった。
【００９０】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1173K で250M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ａｌ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ΝｉＣｏＣｒＡｌＹ層
の順に存在しており、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な
相変化および金属基材側での脆化相の形成は確認されな
かった。このとき、Ｎｉ−Ａｌ合金層とＮｉＣｏＣｒＡ
ｌＹ層との間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ均一な厚さの
完全な層を形成しており、その厚さは約1μm であっ
た。
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1173K で250M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ａｌ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ΝｉＣｏＣｒＡｌＹ層
の順に存在しており、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な
相変化および金属基材側での脆化相の形成は確認されな
かった。このとき、Ｎｉ−Ａｌ合金層とＮｉＣｏＣｒＡ
ｌＹ層との間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ均一な厚さの
完全な層を形成しており、その厚さは約1μm であっ
た。
【００９１】また本発明との比較例として、単結品Ｎｉ
基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりΝｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Νｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例１０と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験
を行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試
料を切断して断面を微視的に観察したところ、ＮｉＣｏ
ＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ相か
らγ′相への相変態が生じていた。また、金属基材界面
近傍ではＣｒ-rich相およびＷ-rich 相等の脆化相の生
成が確認され、これらの相が破断の起点として働いたも
のと推察される。
基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりΝｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Νｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例１０と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験
を行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試
料を切断して断面を微視的に観察したところ、ＮｉＣｏ
ＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ相か
らγ′相への相変態が生じていた。また、金属基材界面
近傍ではＣｒ-rich相およびＷ-rich 相等の脆化相の生
成が確認され、これらの相が破断の起点として働いたも
のと推察される。
【００９２】実施例１１ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基
材の表面に、約10Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射法
によりΝｉ−5%Ａｌ−5%Ｃｏ（重量% ）合金層を約20μ
m 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約
2Paであった。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズ
マ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−23% Ｃｏ
−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 180μm
被覆形成した。上記Νｉ−5%Ａｌ−5%Ｃｏ（重量% ）合
金層中の酸素濃度を測定したところ、2.83at.%であっ
た。
材の表面に、約10Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射法
によりΝｉ−5%Ａｌ−5%Ｃｏ（重量% ）合金層を約20μ
m 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約
2Paであった。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズ
マ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−23% Ｃｏ
−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 180μm
被覆形成した。上記Νｉ−5%Ａｌ−5%Ｃｏ（重量% ）合
金層中の酸素濃度を測定したところ、2.83at.%であっ
た。
【００９３】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1173K で250M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ａｌ−Ｃｏ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ＮｉＣｏＣｒＡ
ｌＹ層の順に存在しており、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での
急激な相変化および金属基材側での脆化相の形成は確認
されなかった。このとき、Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｏ合金層とＮ
ｉＣｏＣｒΑｌＹ層との間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ
均一な厚さの完全な層を形成しており、その厚さは約 1
μm であった。
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1173K で250M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ａｌ−Ｃｏ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ＮｉＣｏＣｒＡ
ｌＹ層の順に存在しており、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での
急激な相変化および金属基材側での脆化相の形成は確認
されなかった。このとき、Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｏ合金層とＮ
ｉＣｏＣｒΑｌＹ層との間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ
均一な厚さの完全な層を形成しており、その厚さは約 1
μm であった。
【００９４】また、本発明との比較例として、単結晶Ｎ
ｉ基超合金ＣＭＳΧ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
% ））を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実
施例１１と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試
験を行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この
試料を切断して断面を微視的に観察したところ、ＮｉＣ
ｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ相
からγ′相への相変態が生じていた。また、金属基材界
面近傍ではＣｒ-rich相およびＷ-rich 相等の脆化相の
生成が確認され、これらの相が破断の起点として働いた
ものと推察される。
ｉ基超合金ＣＭＳΧ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
% ））を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実
施例１１と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試
験を行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この
試料を切断して断面を微視的に観察したところ、ＮｉＣ
ｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ相
からγ′相への相変態が生じていた。また、金属基材界
面近傍ではＣｒ-rich相およびＷ-rich 相等の脆化相の
生成が確認され、これらの相が破断の起点として働いた
ものと推察される。
【００９５】実施例１２ 多結晶Ｃｏ基超合金ＦＳＸ−４１４からなる丸棒状金属
基材の表面に、約10Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＣｏ−5%Ａｌ（重量% ）合金層を約20μm 被覆
形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約 2Paで
あった。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズマ溶射
法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層（Ｃｏ−32% Νｉ−21%
Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量% ））を約 180μm 被覆形
成した。上記Ｃｏ−5%Ａｌ（重量% ）合金層中の酸素濃
度を測定したところ、3.20at.%であった。
基材の表面に、約10Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＣｏ−5%Ａｌ（重量% ）合金層を約20μm 被覆
形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約 2Paで
あった。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズマ溶射
法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層（Ｃｏ−32% Νｉ−21%
Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量% ））を約 180μm 被覆形
成した。上記Ｃｏ−5%Ａｌ（重量% ）合金層中の酸素濃
度を測定したところ、3.20at.%であった。
【００９６】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1123K で300M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＣ
ｏ−Ａｌ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層
の順に存在しており、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層での急激な
相変化および金属基材側での脆化相の形成は確認されな
かった。このとき、Ｃｏ−Ａｌ合金層とＣｏＮｉＣｒＡ
ｌＹ層の間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ均一な厚さの完
全な層を形成しており、その厚さは約1μm であった。
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1123K で300M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＣ
ｏ−Ａｌ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層
の順に存在しており、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層での急激な
相変化および金属基材側での脆化相の形成は確認されな
かった。このとき、Ｃｏ−Ａｌ合金層とＣｏＮｉＣｒＡ
ｌＹ層の間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ均一な厚さの完
全な層を形成しており、その厚さは約1μm であった。
【００９７】また、本発明との比較例として、多結晶Ｃ
ｏ基超合金ＦＳＸ−４１４からなる丸棒状金属基材の表
面に、減圧プラズマ溶射法によりＣｏΝｉＣｒＡｌＹ層
（Ｃｏ−32% Ｎｉ−21% Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例１２と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験
を行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試
料を切断して断面を微視的に観察したところ、ＣｏＮｉ
ＣｒＡｌＹ金属被覆層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴
うβ相の消失が確認された。また、金属基材界面近傍で
はＷ-rich 相等の脆化相の生成が確認され、これらの相
が破断の起点として働いたものと推察される。
ｏ基超合金ＦＳＸ−４１４からなる丸棒状金属基材の表
面に、減圧プラズマ溶射法によりＣｏΝｉＣｒＡｌＹ層
（Ｃｏ−32% Ｎｉ−21% Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例１２と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験
を行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試
料を切断して断面を微視的に観察したところ、ＣｏＮｉ
ＣｒＡｌＹ金属被覆層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴
うβ相の消失が確認された。また、金属基材界面近傍で
はＷ-rich 相等の脆化相の生成が確認され、これらの相
が破断の起点として働いたものと推察される。
【００９８】実施例１３ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ−5%Ａｌ−8%Ｃｒ−5%Ｃｏ（重量%)合金層
を約15μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素
分圧は約20Paであった。次いで、同一チャンバー内で減
圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−
23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約
85μm被覆形成した。上記Ｎｉ−5%Ａｌ−8%Ｃｒ−5%Ｃ
ｏ（重量% ）合金層中の酸素濃度を測定したところ、3.
85at.%であった。この金属被覆層上に大気中プラズマ溶
射法でＺｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア層
を約 300μm 被覆形成した。
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ−5%Ａｌ−8%Ｃｒ−5%Ｃｏ（重量%)合金層
を約15μm 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素
分圧は約20Paであった。次いで、同一チャンバー内で減
圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−
23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約
85μm被覆形成した。上記Ｎｉ−5%Ａｌ−8%Ｃｒ−5%Ｃ
ｏ（重量% ）合金層中の酸素濃度を測定したところ、3.
85at.%であった。この金属被覆層上に大気中プラズマ溶
射法でＺｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア層
を約 300μm 被覆形成した。
【００９９】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1223K で250M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｏ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ＮｉＣｏ
ＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ
層での急激な相変化および金属基材側での脆化相の形成
は確認されなかった。このとき、Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃ
ｏ合金層とＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の間に存在するＡｌ2
Ｏ3 はほぼ均一な厚さの完全な層を形成しており、その
厚さは約 1μm であった。
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1223K で250M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃｏ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ＮｉＣｏ
ＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ
層での急激な相変化および金属基材側での脆化相の形成
は確認されなかった。このとき、Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｃ
ｏ合金層とＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の間に存在するＡｌ2
Ｏ3 はほぼ均一な厚さの完全な層を形成しており、その
厚さは約 1μm であった。
【０１００】また本発明との比較例として、単結晶Ｎｉ
基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 100μm 被覆形成した。この金属被覆層上に大
気中プラズマ溶射法でΖｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成
のジルコニア層を約 300μm 被覆形成した。この耐熱被
覆材に実施例１３と同様の熱処理を施し、同一条件でク
リープ試験を行ったところ、 100時間経過以前に破断し
た。この試料を切断して断面を微視的に観察したとこ
ろ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ金属被覆層中で金属基材へのＡ
ｌの拡散に伴うβ相からγ′相への相変態が生じてい
た。また、金属基材界面近傍ではＣｒ-rich 相およびＷ
-rich 相等の脆化相の生成が確認され、これらの相が破
断の起点として働いたものと推察される。 実施例１４ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ−5%Ａｌ−5%Ｃｒ（重量%)合金層を約20μ
m 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約
20Paであった。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズ
マ溶射法によりＦｅＣｒＡｌＹ層（Ｆｅ−17% Ｃｒ−8%
Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約20μm 被覆形成し、さらに
ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Νｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12
% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約60μm 被覆形成した。上
記Νｉ−5%Ａｌ−5%Ｃｒ（重量%)合金層中の酸素濃度を
測定したところ、4.02at.%であった。この金属被覆層上
に大気中プラズマ溶射法でＺｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3
組成のジルコニア層を約 300μm 被覆形成した。
基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 100μm 被覆形成した。この金属被覆層上に大
気中プラズマ溶射法でΖｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成
のジルコニア層を約 300μm 被覆形成した。この耐熱被
覆材に実施例１３と同様の熱処理を施し、同一条件でク
リープ試験を行ったところ、 100時間経過以前に破断し
た。この試料を切断して断面を微視的に観察したとこ
ろ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ金属被覆層中で金属基材へのＡ
ｌの拡散に伴うβ相からγ′相への相変態が生じてい
た。また、金属基材界面近傍ではＣｒ-rich 相およびＷ
-rich 相等の脆化相の生成が確認され、これらの相が破
断の起点として働いたものと推察される。 実施例１４ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ−5%Ａｌ−5%Ｃｒ（重量%)合金層を約20μ
m 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約
20Paであった。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズ
マ溶射法によりＦｅＣｒＡｌＹ層（Ｆｅ−17% Ｃｒ−8%
Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約20μm 被覆形成し、さらに
ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Νｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12
% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約60μm 被覆形成した。上
記Νｉ−5%Ａｌ−5%Ｃｒ（重量%)合金層中の酸素濃度を
測定したところ、4.02at.%であった。この金属被覆層上
に大気中プラズマ溶射法でＺｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3
組成のジルコニア層を約 300μm 被覆形成した。
【０１０１】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1223K で250M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金層、Ａｌ2 Ο3 層、ＦｅＣｒＡｌＹ
層、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、ＦｅＣ
ｒＡｌＹ層およびＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な相変
化および金属基材側での脆化相の形成は確認されなかっ
た。このとき、Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金層とＮｉＣｏＣｒ
ＡｌＹ層の間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ均一な厚さの
完全な層を形成しており、その厚さは約 1.5μm であっ
た。
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1223K で250M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金層、Ａｌ2 Ο3 層、ＦｅＣｒＡｌＹ
層、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、ＦｅＣ
ｒＡｌＹ層およびＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な相変
化および金属基材側での脆化相の形成は確認されなかっ
た。このとき、Ｎｉ−Ａｌ−Ｃｒ合金層とＮｉＣｏＣｒ
ＡｌＹ層の間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ均一な厚さの
完全な層を形成しており、その厚さは約 1.5μm であっ
た。
【０１０２】また、本発明との比較例として、単結晶Ｎ
ｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＦｅＣｒＡｌＹ層（Ｆｅ
−17% Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約20μm 被覆
形成し、さらにＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−23% Ｃｏ
−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約80μm被
覆形成した。この金属被覆層上に大気中プラズマ溶射法
でΖｒＯ2 − 8重量%Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア層を約
300μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施例１４と
同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を行った
ところ、 100時間経過以前に破断した。この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、ＦｅＣｒＡｌＹ層
およびＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡
散に伴う相変態が生じていた。また、金属基材界面近傍
ではＣｒ- rich相、Ｗ-rich 相およびＦｅ-rich 相等の
脆化相の生成が確認され、これらの相が破断の起点とし
て働いたものと推察される。
ｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＦｅＣｒＡｌＹ層（Ｆｅ
−17% Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約20μm 被覆
形成し、さらにＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−23% Ｃｏ
−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約80μm被
覆形成した。この金属被覆層上に大気中プラズマ溶射法
でΖｒＯ2 − 8重量%Ｙ2 Ｏ3 組成のジルコニア層を約
300μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施例１４と
同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験を行った
ところ、 100時間経過以前に破断した。この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、ＦｅＣｒＡｌＹ層
およびＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡
散に伴う相変態が生じていた。また、金属基材界面近傍
ではＣｒ- rich相、Ｗ-rich 相およびＦｅ-rich 相等の
脆化相の生成が確認され、これらの相が破断の起点とし
て働いたものと推察される。
【０１０３】実施例１５ 多結晶Ｃｏ基超合金ＦＳＸ−４１４からなる丸棒状金属
基材の表面に、約10Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＣｏ−5%Ａｌ−5%Ｃｒ（重量%)合金層を約20μ
m 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約
2Paであった。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズ
マ溶射法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層（Ｃｏ−32% Ｎｉ
−21% Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 180μm 被
覆形成した。上記Ｃｏ−5%Ａｌ−5%Ｃｒ（重量%)合金層
中の酸素濃度を測定したところ2.95at.%であった。
基材の表面に、約10Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＣｏ−5%Ａｌ−5%Ｃｒ（重量%)合金層を約20μ
m 被覆形成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約
2Paであった。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズ
マ溶射法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層（Ｃｏ−32% Ｎｉ
−21% Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 180μm 被
覆形成した。上記Ｃｏ−5%Ａｌ−5%Ｃｒ（重量%)合金層
中の酸素濃度を測定したところ2.95at.%であった。
【０１０４】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1123K で300M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＣ
ｏ−Ａｌ−Ｃｒ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ＣｏＮｉＣｒＡ
ｌＹ層の順に存在しており、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層での
急激な相変化および金属基材側での脆化相の形成は確認
されなかった。このとき、Ｃｏ−Ａｌ−Ｃｒ合金層とＣ
ｏＮｉＣｒＡｌＹ層の間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ均
一な厚さの完全な層を形成しており、その厚さは約 1μ
m であった。
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、1123K で300M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＣ
ｏ−Ａｌ−Ｃｒ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ＣｏＮｉＣｒＡ
ｌＹ層の順に存在しており、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層での
急激な相変化および金属基材側での脆化相の形成は確認
されなかった。このとき、Ｃｏ−Ａｌ−Ｃｒ合金層とＣ
ｏＮｉＣｒＡｌＹ層の間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ均
一な厚さの完全な層を形成しており、その厚さは約 1μ
m であった。
【０１０５】また、本発明との比較例として、多結晶Ｃ
ｏ基超合金ＦＳＸ−４１４からなる丸棒状金属基材の表
面に、減圧プラズマ溶射法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層
（Ｃｏ−32% Ｎｉ−21% Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例１５と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験
を行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試
料を切断して断面を微視的に観察したところ、ＣｏＮｉ
ＣｒＡｌＹ金属被覆層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴
うβ相の消失が確認された。また、金属基材界面近傍で
はＷ-rich 相等の脆化相の生成が確認され、これらの相
が破断の起点として働いたものと推察される。
ｏ基超合金ＦＳＸ−４１４からなる丸棒状金属基材の表
面に、減圧プラズマ溶射法によりＣｏＮｉＣｒＡｌＹ層
（Ｃｏ−32% Ｎｉ−21% Ｃｒ−8%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実施
例１５と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試験
を行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この試
料を切断して断面を微視的に観察したところ、ＣｏＮｉ
ＣｒＡｌＹ金属被覆層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴
うβ相の消失が確認された。また、金属基材界面近傍で
はＷ-rich 相等の脆化相の生成が確認され、これらの相
が破断の起点として働いたものと推察される。
【０１０６】実施例１６ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳΧ−２からなる丸棒状金属基
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ−6%Ａｌ−8%Ｃｒ−6%Ｔａ−1%Ｔｉ−5%Ｃ
ｏ−8%Ｗ−1%Ｍｏ（重量%)合金層を約20μm 被覆形成し
た。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約20Paであっ
た。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズマ溶射法に
よりΝｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ
−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約80μm 被覆形成し
た。上記Ｎｉ−6%Ａｌ−8%Ｃｒ−6%Ｔａ−1%Ｔｉ−5%Ｃ
ｏ−8%Ｗ−1%Ｍｏ（重量%)合金層中の酸素濃度を測定し
たところ、2.54at.%であった。この金属被覆層上に大気
中プラズマ溶射法でＺｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成の
ジルコニア層を約 300μm 被覆形成した。
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりＮｉ−6%Ａｌ−8%Ｃｒ−6%Ｔａ−1%Ｔｉ−5%Ｃ
ｏ−8%Ｗ−1%Ｍｏ（重量%)合金層を約20μm 被覆形成し
た。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約20Paであっ
た。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズマ溶射法に
よりΝｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ
−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約80μm 被覆形成し
た。上記Ｎｉ−6%Ａｌ−8%Ｃｒ−6%Ｔａ−1%Ｔｉ−5%Ｃ
ｏ−8%Ｗ−1%Ｍｏ（重量%)合金層中の酸素濃度を測定し
たところ、2.54at.%であった。この金属被覆層上に大気
中プラズマ溶射法でＺｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成の
ジルコニア層を約 300μm 被覆形成した。
【０１０７】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に1223で250MPaの
応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保持し
ても破断は起こらなかった。また、この試料を切断して
断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮｉ−
Ａｌ−Ｃｒ−Ｔａ−Ｔｉ−Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ合金層、Ａｌ
2 Ｏ3 層、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、
ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属基材
側での脆化相の形成は確認されなかった。このとき、Ｎ
ｉ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｔａ−Ｔｉ−Ｃｏ−Ｗ−Μｏ合金層と
ＣｏＮｉＣｒΑｌＹ層との間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほ
ぼ均一な厚さの完全な層を形成しており、その厚さは約
1μm であった。
雰囲気炉中で1323K で16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に1223で250MPaの
応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保持し
ても破断は起こらなかった。また、この試料を切断して
断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮｉ−
Ａｌ−Ｃｒ−Ｔａ−Ｔｉ−Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ合金層、Ａｌ
2 Ｏ3 層、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層の順に存在しており、
ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な相変化および金属基材
側での脆化相の形成は確認されなかった。このとき、Ｎ
ｉ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｔａ−Ｔｉ−Ｃｏ−Ｗ−Μｏ合金層と
ＣｏＮｉＣｒΑｌＹ層との間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほ
ぼ均一な厚さの完全な層を形成しており、その厚さは約
1μm であった。
【０１０８】また本発明との比較例として、単結晶Ｎｉ
基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりΝｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 100μm 被覆形成した。この金属被覆層上に大
気中プラズマ溶射法でΖｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成
のジルコニア層を約 300μm 被覆形成した。この耐熱被
覆材に実施例１６と同様の熱処理を施し、同一条件でク
リープ試験を行ったところ、 100時間経過以前に破断し
た。この試料を切断して断面を微視的に観察したとこ
ろ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散
に伴うβ相からγ′相への相変態が生じていた。また、
金属基材界面近傍ではＣｒ-rich 相、Ｗ-rich 相および
Ｆｅ-rich 相等の脆化相の生成が確認され、これらの相
が破断の起点として働いたものと推察される。
基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりΝｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
%)）を約 100μm 被覆形成した。この金属被覆層上に大
気中プラズマ溶射法でΖｒＯ2 − 8重量% Ｙ2 Ｏ3 組成
のジルコニア層を約 300μm 被覆形成した。この耐熱被
覆材に実施例１６と同様の熱処理を施し、同一条件でク
リープ試験を行ったところ、 100時間経過以前に破断し
た。この試料を切断して断面を微視的に観察したとこ
ろ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散
に伴うβ相からγ′相への相変態が生じていた。また、
金属基材界面近傍ではＣｒ-rich 相、Ｗ-rich 相および
Ｆｅ-rich 相等の脆化相の生成が確認され、これらの相
が破断の起点として働いたものと推察される。
【０１０９】実施例１７ 単結晶Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒状金属基
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりΝｉ−8%Ｃｒ（重量%)合金層を約20μm 被覆形
成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約20Paであ
った。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズマ溶射法
によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−23%Ｃｏ− 17%Ｃ
ｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 180μm 被覆形成
した。上記したΝｉ−8%Ｃｒ（重量%)合金層中の酸素濃
度を測定したところ、4.22at.%であった。
材の表面に、約 100Paの減圧大気中で減圧プラズマ溶射
法によりΝｉ−8%Ｃｒ（重量%)合金層を約20μm 被覆形
成した。この際の溶射雰囲気中の酸素分圧は約20Paであ
った。次いで、同一チャンバー内で減圧プラズマ溶射法
によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層（Ｎｉ−23%Ｃｏ− 17%Ｃ
ｒ− 12%Ａｌ−0.5%Ｙ（重量%)）を約 180μm 被覆形成
した。上記したΝｉ−8%Ｃｒ（重量%)合金層中の酸素濃
度を測定したところ、4.22at.%であった。
【０１１０】このようにして形成した耐熱被覆材にＡｒ
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、 1173Kで250M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ｃｒ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
の順に存在しており、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な
相変化および金属基材側での脆化相の形成は確認されな
かった。このとき、Ｎｉ−Ｃｒ合金層とＮｉＣｏＣｒＡ
ｌＹ層との間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ均一な厚さの
完全な層を形成しており、その厚さは約1μm であっ
た。
雰囲気炉中で 1323Kで16時間、さらに1123K で48時間の
熱処理を施した。この熱処理後の試料に、 1173Kで250M
Paの応力下でクリープ試験を行ったところ、 100時間保
持しても破断は起こらなかった。また、この試料を切断
して断面を微視的に観察したところ、金属基材側からＮ
ｉ−Ｃｒ合金層、Ａｌ2 Ｏ3 層、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
の順に存在しており、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層での急激な
相変化および金属基材側での脆化相の形成は確認されな
かった。このとき、Ｎｉ−Ｃｒ合金層とＮｉＣｏＣｒＡ
ｌＹ層との間に存在するＡｌ2 Ｏ3 はほぼ均一な厚さの
完全な層を形成しており、その厚さは約1μm であっ
た。
【０１１１】また、本発明との比較例として、単結晶Ｎ
ｉ基超合金ＣＭＳΧ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
% ））を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実
施例１７と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試
験を行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この
試料を切断して断面を微視的に観察したところ、ＮｉＣ
ｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ相
からγ′相への相変態が生じていた。また、金属基材界
面近傍ではＣｒ-rich相およびＷ-rich 相等の脆化相の
生成が確認され、これらの相が破断の起点として働いた
ものと推察される。
ｉ基超合金ＣＭＳΧ−２からなる丸捧状金属基材の表面
に、減圧プラズマ溶射法によりＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層
（Ｎｉ−23% Ｃｏ−17% Ｃｒ−12% Ａｌ−0.5%Ｙ（重量
% ））を約 200μm 被覆形成した。この耐熱被覆材に実
施例１７と同様の熱処理を施し、同一条件でクリープ試
験を行ったところ、 100時間経過以前に破断した。この
試料を切断して断面を微視的に観察したところ、ＮｉＣ
ｏＣｒＡｌＹ層中で金属基材へのＡｌの拡散に伴うβ相
からγ′相への相変態が生じていた。また、金属基材界
面近傍ではＣｒ-rich相およびＷ-rich 相等の脆化相の
生成が確認され、これらの相が破断の起点として働いた
ものと推察される。
【０１１２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の第１の耐
熱部材によれば、拡散抑制層として機能する中間層、さ
らには中間層に基いて金属基材／中間層界面や中間層／
金属被覆層界面に形成されるＡｌ等の化合物により、金
属基材と金属被覆層との間の元素拡散を格段に抑制でき
ると共に、拡散抑制層の形成に伴う界面剥離等を防ぐこ
とができる。また、第２の耐熱部材によれば、中間層に
基いて中間層／金属被覆層界面に形成され、拡散抑制層
として機能するＡｌを主成分とする酸化物、窒化物、酸
窒化物等の化合物により、金属基材と金属被覆層との間
の元素拡散を格段に抑制できると共に、拡散抑制層の形
成に伴う界面剥離等を防ぐことができる。これらによっ
て、高温強度や耐食・耐酸化性を維持して耐熱部材の寿
命を著しく延ばすことが可能となる。従って、例えばガ
スタービン翼の使用環境のように、腐食、酸化、さらに
は応力が重畳して材料に作用する環境下においても、優
れた耐食・耐酸化性ならびに高温強度を長時間にわたっ
て維持できる耐熱部材を提供することが可能となる。
熱部材によれば、拡散抑制層として機能する中間層、さ
らには中間層に基いて金属基材／中間層界面や中間層／
金属被覆層界面に形成されるＡｌ等の化合物により、金
属基材と金属被覆層との間の元素拡散を格段に抑制でき
ると共に、拡散抑制層の形成に伴う界面剥離等を防ぐこ
とができる。また、第２の耐熱部材によれば、中間層に
基いて中間層／金属被覆層界面に形成され、拡散抑制層
として機能するＡｌを主成分とする酸化物、窒化物、酸
窒化物等の化合物により、金属基材と金属被覆層との間
の元素拡散を格段に抑制できると共に、拡散抑制層の形
成に伴う界面剥離等を防ぐことができる。これらによっ
て、高温強度や耐食・耐酸化性を維持して耐熱部材の寿
命を著しく延ばすことが可能となる。従って、例えばガ
スタービン翼の使用環境のように、腐食、酸化、さらに
は応力が重畳して材料に作用する環境下においても、優
れた耐食・耐酸化性ならびに高温強度を長時間にわたっ
て維持できる耐熱部材を提供することが可能となる。
【図１】 本発明の第１の耐熱部材の一実施形態の構造
を模式的に示す断面図である。
を模式的に示す断面図である。
【図２】 図１に示す耐熱部材の熱処理後または実使用
時の形態を示す断面図である。
時の形態を示す断面図である。
【図３】 図１に示す耐熱部材の変形例を示す断面図で
ある。
ある。
【図４】 図３に示す耐熱部材の熱処理後または実使用
時の形態を示す断面図である。
時の形態を示す断面図である。
【図５】 本発明の第１の耐熱部材の他の実施形態の構
造を模式的に示す断面図である。
造を模式的に示す断面図である。
【図６】 図５に示す耐熱部材の熱処理後または実使用
時の形態を示す断面図である。
時の形態を示す断面図である。
【図７】 本発明の第２の耐熱部材の一実施形態の構造
を模式的に示す断面図である。
を模式的に示す断面図である。
【図８】 図７に示す耐熱部材の熱処理後または実使用
時の形態を示す断面図である。
時の形態を示す断面図である。
【図９】 本発明の第２の耐熱部材の他の実施形態の構
造を模式的に示す断面図である。
造を模式的に示す断面図である。
【図１０】 図９に示す耐熱部材の熱処理後または実使
用時の形態を示す断面図である。
用時の形態を示す断面図である。
１………金属基材 ２、１１……中間金属層 ３………金属被覆層 ４、８、１２、１４……耐熱部材 ５………Ａｌ等の酸化物、窒化物、あるいは酸窒化物 １３……Ａｌを主成分とする酸化物、窒化物、あるいは
酸窒化物
酸窒化物
フロントページの続き (72)発明者 安田 一浩 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少な
くとも 1種の元素を主成分とする金属基材と、前記金属
基材上に中間層を介して被覆形成され、Ｎｉ、Ｃｏおよ
びＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とす
ると共に、少なくともＣｒおよびＡｌを含有する合金か
らなる金属被覆層とを具備する耐熱部材において、 前記中間層は、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少な
くとも 1種の元素を主成分とすると共に、Ｔｉ、Ｚｒ、
Ｈｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれる少なくとも 1種
の元素と、 0.1〜15重量% のＡｌ、 0.1〜30重量% のＣ
ｒおよび 0.1〜10重量% のＷから選ばれる少なくとも 1
種の元素とを含有することを特徴とする耐熱部材。 - 【請求項２】 Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少な
くとも 1種の元素を主成分とする金属基材と、前記金属
基材上に中間層を介して被覆形成され、Ｎｉ、Ｃｏおよ
びＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とす
ると共に、少なくともＣｒおよびＡｌを含有する合金か
らなる金属被覆層とを具備する耐熱部材の製造方法にお
いて、 前記金属基材上に、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる
少なくとも 1種の元素を主成分とすると共に、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、ＴａおよびＮｂから選ばれる少なくとも
1種の元素と、 0.1〜15重量% のＡｌ、 0.1〜30重量%
のＣｒおよび0.1〜10重量% のＷから選ばれる少なくと
も 1種の元素とを含有する中間層を、酸素分圧または窒
素分圧が 0.1〜 1×104 Paの雰囲気中で形成する工程
と、 前記中間層上に、前記金属被覆層を 1×104 Pa以下の減
圧雰囲気中で形成する工程とを有することを特徴とする
耐熱部材の製造方法。 - 【請求項３】 Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少な
くとも 1種の元素を主成分とする金属基材と、前記金属
基材上に中間層を介して被覆形成され、Ｎｉ、Ｃｏおよ
びＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とす
ると共に、少なくともＣｒおよびＡｌを含有する合金か
らなる金属被覆層とを具備する耐熱部材において、 前記中間層は、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少な
くとも 1種の元素を主成分とすると共に、ＣｒおよびＡ
ｌから選ばれる少なくとも 1種の元素を含有し、かつ含
有されるＣｒ量が前記金属被覆層中のＣｒ含有量より 5
重量% 以上少ないことを特徴とする耐熱部材。 - 【請求項４】 Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少な
くとも 1種の元素を主成分とする金属基材と、前記金属
基材上に中間層を介して被覆形成され、Ｎｉ、Ｃｏおよ
びＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を主成分とす
ると共に、少なくともＣｒおよびＡｌを含有する合金か
らなる金属被覆層とを具備する耐熱部材の製造方法にお
いて、 前記金属基材上に、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる
少なくとも 1種の元素を主成分とすると共に、Ｃｒおよ
びＡｌから選ばれる少なくとも 1種の元素を含有し、か
つ含有されるＣｒ量が前記金属被覆層中のＣｒ含有量よ
り 5重量% 以上少ない中間層を形成する工程と、 前記中間層上に前記金属被覆層を形成する工程と、 前記中間層および金属被覆層を順に形成した前記金属基
材を773K以上の環境に供し、前記中間層と金属被覆層と
の界面に、Ａｌを主成分とする酸化物、窒化物および酸
窒化物から選ばれる少なくとも 1種を形成する工程とを
有することを特徴とする耐熱部材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6262597A JPH10251869A (ja) | 1997-03-17 | 1997-03-17 | 耐熱部材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6262597A JPH10251869A (ja) | 1997-03-17 | 1997-03-17 | 耐熱部材およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10251869A true JPH10251869A (ja) | 1998-09-22 |
Family
ID=13205701
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6262597A Withdrawn JPH10251869A (ja) | 1997-03-17 | 1997-03-17 | 耐熱部材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10251869A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008050699A (ja) * | 2006-08-23 | 2008-03-06 | Siemens Ag | 皮膜系を有する構成部材 |
| JP2022526873A (ja) * | 2019-03-20 | 2022-05-26 | アルセロールミタル | 被覆鋼基材、被覆鋼基材板の製造方法、鋼製品の製造方法及び鋼製品 |
-
1997
- 1997-03-17 JP JP6262597A patent/JPH10251869A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008050699A (ja) * | 2006-08-23 | 2008-03-06 | Siemens Ag | 皮膜系を有する構成部材 |
| JP2022526873A (ja) * | 2019-03-20 | 2022-05-26 | アルセロールミタル | 被覆鋼基材、被覆鋼基材板の製造方法、鋼製品の製造方法及び鋼製品 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20040601 |