JPH10273748A - 方向性凝固用高耐食高耐酸化Ｎｉ基超合金及び高耐食高耐酸化方向性凝固鋳物 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】特にＳ（硫黄）等の不純物を比較的多く含む燃
料中で使用され、かつ高温耐酸化性も同時に要求される
高温部品に適した耐食性及び耐酸化性の両方に優れたＮ
ｉ基超合金を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃｒ：１２.１〜１６.５％，Ａ
ｌ：３.７〜５.５％，Ｎｂ：１.１〜５.０％，Ｔａ：
４.１〜９.５％，Ｃｏ：１０.０％以下，Ｗ：５.０％
以下，Ｍｏ：２.０％ 以下及びＴｉを実質的に含まず残
部がＮｉと不可避不純物からなることを特徴とする方向
性凝固用高耐食高耐酸化Ｎｉ基超合金。本発明は、硫黄
等の不純物を比較的多く含む燃料中で使用され、かつ高
温耐酸化性も同時に要求される高温部品に適した耐食性
及び耐酸化性の両方に優れ、ガスタービンの動翼,静翼
等の高温部材に適用され、発電効率及び信頼性が一層向
上される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、ガスタービン等の
高温機器の動翼，静翼等の高温部品に用いられる新規な
Ｎｉ基超合金に関し、特にＳ（硫黄）等の不純物を比較
的多く含む燃料中で使用され、かつ高温耐酸化性も同時
に要求される高温部品に適した耐食性及び耐酸化性の両
方に優れたＮｉ基超合金に関する。

【０００２】

【従来の技術】ガスタービンの燃焼ガス温度は、熱効率
の向上を目的に年々上昇する傾向にあり、ガスタービン
の各高温部材には従来より高温強度の優れた材料が必要
とされている。そのため、ガスタービンの高温部材中で
最も苛酷な環境に曝される動翼用の材料は、Ｎｉ基超合
金の普通鋳造材から柱状晶材へと変遷し、さらに航空機
用エンジンのガスタービンでは、より高温強度の優れた
単結晶材が実用化されている。ここで、柱状晶材及び単
結晶材は方向性凝固材の一種であり、どちらも一方向凝
固法と呼ばれる方法で鋳造される。柱状晶材では、米国
特許第3,260,505号公報等に示される方法で結晶粒を一
方向に細長く成長させ、主応力の作用方向に垂直な粒界
を極力少なくすることで高温強度の向上が可能となる。
また、単結晶材では、米国特許第3,494,709 号公報等に
示される方法により鋳物全体を一つの結晶とすることで
実質的に粒界をなくし、より一層の高温強度の向上が可
能となる。

【０００３】前述のとおり、高温強度が最も優先される
航空機エンジン用のガスタービンでは、最も高温強度に
優れた単結晶材が実用化されている。一方、多様な燃料
が使われることで、Ｓ等の腐食性の高い元素を含む環境
で使用されることの多い発電用のガスタービンでは、高
温強度よりも耐食性を優先させたＣｒ量の高い特開昭51
−34819 号公報に示される合金等からなる柱状晶材が使
用されている。

【０００４】発電用のガスタービンにおいても燃焼ガス
温度の上昇に伴って、より高温強度の優れた単結晶材の
実用化が望まれている。しかし、航空機用と比べて大型
となる発電用ガスタービンの単結晶の製造が難しいこ
と、及び高温の発電用ガスタービンに要求される特性に
適した単結晶用の合金が存在しないことで、未だ発電用
ガスタービンでは単結晶材の本格的な実用化には至って
いない。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上記の課題のうち、大
型単結晶の製造に関する課題は特開平4−124237 号公報
及び特開平7−145703 号公報等に示される技術により改
善が図られている。

【０００６】単結晶用の合金については、発電用のガス
タービン用に耐食性を考慮してＣｒ量を増やした特開昭
58−120758号公報，特開平2−247347 号公報，特開平4
−56741 号公報，特開平4−333540号公報及び特開平8−
41567 号公報等に示される合金が開発されている。しか
し、従来の使用温度（金属表面温度９００℃以下）では
これらの合金で問題はなかったが、燃焼ガス温度の上昇
に伴って高温耐食性（硫酸化物が溶融塩として堆積して
起こる腐食）に加えて高温耐酸化性（酸素による酸化に
より生じる減肉等）が要求されるようになってくると、
これらの合金は必ずしも満足な耐酸化特性を示さないこ
とが明らかになってきた。また、高温強度の面でもさら
なる向上が望まれている。

【０００７】一方、航空機用エンジンでの使用を目的に
開発された合金としては、特開昭60−211031号公報，特
開昭61−284545号公報及び特開平5−59474号公報等に示
される合金があるが、これらは高温強度，高温耐酸化性
の面では優れた特性を示すものの、何れの合金もＣｒの
添加量が少ないため高温耐食性が充分ではない。

【０００８】

【課題を解決するための手段】現在、発電用ガスタービ
ンで用いられている合金及び上述の発電用ガスタービン
での使用を目的に開発された単結晶用合金は、析出強化
相であるγ′相を固溶強化するために多量のＴｉを含ん
でいる。これは、γ′相は基本的にはNI₃Al の形からな
る金属間化合物であるが、Ａｌの一部をＴｉで置換する
ことでより一層高温強度を向上させることが可能となる
ためである。さらに、Ｔｉは高温腐食環境下で合金中に
侵入してくるＳと硫化物を生成することでＳを捕獲し、
高温腐食の進行を抑制する効果がある。しかし、燃焼ガ
ス温度の上昇に伴って高温耐食性に加えて高温耐酸化性
も必要な環境になってくると、Ｔｉは高温耐酸化性に最
も効果のあるＡｌ₂Ｏ₃皮膜の連続的な生成を妨害し、耐
酸化性を著しく低下させることが明らかになった。そこ
で、本発明の合金ではＴｉを実質的に無添加とすること
で、耐酸化性を向上させるとを可能とした。

【０００９】しかし、単にＴｉを減らしただけでは高温
強度が低下してしまうので、Ｔｉと同様にγ′相の固溶
強化に有効なＮｂ，Ｔａの効果について検討した。その
結果、耐食性に対する効果はＴｉ＞Ｎｂ＞Ｔａの順であ
るが、高温強度に対する効果はＴｉ＜Ｎｂ＜Ｔａの順で
あることが明らかになった。そこで、本発明合金では、
Ｃｒ量を１２.１〜１６.５％と航空機エンジン用の単結
晶合金より高めとすることで耐食性は十分であることか
ら、その分Ｔｉを無添加とし、耐酸化性及び高温強度を
重視して、従来合金で用いられてきたＴｉに代わってＮ
ｂ及びＴａを添加することとした。しかし、Ｎｂ及びＴ
ａを無制限に添加すると、合金の相安定性を確保するた
めにＡｌを減らさなくてはならなくなり、結果として、
析出強化相であるγ′相の安定性及び耐酸化性が低下す
る。従って、Ｎｂ，Ｔａ及びＡｌの添加量は、重量比
で、（２×Ｎｂ＋Ｔａ）／（６.７×Ａｌ＋２×Ｎｂ＋
Ｔａ)が０.１５から０.４５の範囲になるようにするこ
とが好ましい。また、さらに好適にはこの比率を０.２
〜０.３の範囲とすることが好ましい。ここで、この比
率が０.１５ を下回ると言うことは、γ′相中のＡｌに
対するＮｂ及びＴａの割合が低くなり、γ′相の固溶強
化が充分でなくなり合金の高温強度が十分でなくなるこ
とを意味する。反対に、この比率が０.４５ を超える
と、γ′相中のＡｌに対するＮｂ及びＴａの割合が過多
となり、γ′相の安定性が低下すると共に、高温（特に
金属表面温度が１０００℃以上となる温度）での耐酸化
性に有効なＡｌ₂Ｏ₃皮膜の連続的な生成が不可能となり
耐酸化性が著しく低下する。さらに、上記の関係を満た
すための必要条件として、高温強度確保に有効なγ′相
の析出量を確保し、かつＡｌ₂Ｏ₃皮膜の連続的な生成を
可能とするためには、Ａｌの添加量を最低でも３.７％
以上とする必要があり、γ′相の充分な固溶強化量を確
保し、かつ過剰な共晶γ′相の晶出を抑えるためには、
Ａｌの添加量を５.５％以下とする必要がある。また、
同時に、上記の関係を満たすための必要条件として、
γ′相の固溶強化及び耐食性の面でＮｂを最低でも１.
１％ 及びγ′相の固溶強化の面でＴａを４.１％ 以上
添加する必要がある。しかし、耐食性よりも高温強度を
重視する場合は、それぞれの最低量をＮｂは０.６％、
Ｔａは５.１％とすることが望ましい。前述の通り、
γ′相中のＮｂ及びＴａの割合が過多になるとγ′相の
安定性が低下し、かつ耐酸化性に有効なＡｌ₂Ｏ₃皮膜の
連続的な生成を阻害する。従って、Ｎｂ及びＴａの添加
量は、各々、５.０％及び９.５％以下とする必要があ
る。しかし、耐食性よりも高温強度を重視する場合は、
Ｎｂは４.５％以下、Ｔａは１０.５％以下とすることが
望ましい。なお、上記の比率を計算する際の各元素の係
数は、重量％を原子％に換算するための係数である。

【００１０】以上のとおり、本発明の特徴は、耐食性を
重視したＣｒを１２.１〜１６.５％と比較的多く含む合
金系において、耐食性と同時に耐酸化性も両立させ、か
つ充分な高温強度を得るために、従来の高Ｃｒ合金で用
いられてきたＴｉを無添加とし、さらに最適なＮｂとＴ
ａの添加量を見いだしたことにある。特に、Ｃｒは１
２.５〜１５.０％が好ましい。

【００１１】上記の発明の特徴を具体化する組成とし
て、重量％で、Ｃｒ：１２.１〜16.5％，Ａｌ：３.７〜
５.５％，Ｎｂ：１.１〜５.０％，Ｔａ：４.１〜９.５
％，Ｃｏ：１０.０％以下，Ｗ：５.０％以下，Ｍｏ：
２.０％ 以下及びＴｉを実質的に含まず残部がＮｉと不
可避不純物からなることを特徴とする方向性凝固用高耐
食高耐酸化Ｎｉ基超合金があげられる。さらに、耐食性
より高温強度を重視する場合には、重量％で、Ｃｒ：１
２.１〜１６.５％，Ａｌ：３.７〜５.５％，Ｎｂ：０.
６〜４.５％，Ｔａ：５.１〜１０.５％，Ｃｏ：１０.０
％以下，Ｗ：５.０％以下，Ｍｏ：２.０％ 以下及びＴ
ｉを実質的に含まず残部がＮｉと不可避不純物からなる
ことを特徴とする方向性凝固用高耐食高耐酸化Ｎｉ基超
合金が適当である。

【００１２】Ｃｏ１０％以下，Ｗ５.０％以下，Ｍｏ２.
０％以下加えることによって強化される。特に、Ｃｏ
０.５〜５.５％，Ｗ１.５〜４.５％，Ｍｏ０.１〜１.０
％が望ましい。

【００１３】さらに、Ｒｅは、γ相の固溶強化には最も
有効な元素であり、高温強度を特に重視する場合は添加
することが望ましい。しかし、本発明合金のように、Ｃ
ｒの添加量が１２.１〜１６.５％と比較的高い範囲にあ
る場合には、Ｒｅの添加はＴＣＰ相やα−(Ｃｒ，Ｗ，
Ｒｅ)相等の有害相の析出を促進する傾向があるため、
添加量の上限を３.０％ 以下とすることが好ましい。好
ましくは０.１〜１.５％である。

【００１４】本発明の合金の最も望ましい使用形態は、
米国特許第3,494,709 号公報等に示される方法により鋳
物全体を１つの結晶とすることで実質的に粒界をなく
し、単結晶の状態で使用される形態である。この場合
は、合金の融点を低下させるため合金の強度向上に有効
な溶体化熱処理率を低下させ、最悪の場合には溶体化熱
処理を全く不可能にしてしまう、Ｃ，Ｂ，Ｈｆ及びＺｒ
等の結晶粒界強化元素は故意に添加しないことが望まし
い。しかし、本発明の合金は、米国特許第3,260,505 号
公報等に示される方法で結晶粒を一方向に細長く成長さ
せ、柱状晶として使うことも可能である。この場合は、
重量％で、Ｃ：０.１％以下 ，Ｂ：０.０３５％以下，
Ｈｆ：０.５％以下，Ｚｒ：０.１％ 以下を添加するこ
とが好ましい。また、単結晶として使用する場合にも、
場合によってはこれらの結晶粒界強化元素を添加するこ
とも可能である。

【００１５】Ｙ，Ｌａ及びＣｅはＡｌ₂Ｏ₃皮膜の密着性
を向上させ、合金の耐酸化性を高めるために有効な元素
である。しかし、これらの元素は合金の融点を著しく低
下させるため、これらの元素を添加する場合は、総量を
０.２％ 以下とする必要がある。また、これらの元素は
鋳型材と反応しやすいため、鋳造中に鋳型材と反応し、
最終製品である鋳物中に目的の量が歩留まらない場合が
ある。従って、これらの元素の添加量は最終製品での添
加量で０.２％ 以下とする必要があり、中間段階のマス
ターインゴット等では０.２％ 以上添加することが必要
な場合がある。

【００１６】

【発明の実施の形態】

［実施例１］各添加元素の組織安定性，高温強度及び耐
食性への効果を調べるために、表１に示すＮo.１〜２８
の２８種の組成のマスターインゴットを真空中で約５kg
溶解した。なお、Ｎo.２８はRene′８０Ｈと呼ばれる航
空機用エンジン及び発電用ガスタービンで広く用いられ
ている、柱状晶用の耐食性に優れた市販合金であり、こ
の合金のみは市販のマスターインゴットを購入して用い
た。この合金の組成及び一般的な熱処理方法等は、例え
ば、“高性能ガスタービン用ブレード材料に関する研
究”；田中照司 他；川崎重工技報，Ｎo.１１２，（１
９９２年１月），ｐｐ８−１２に示されている。

【００１７】

【表１】

【００１８】これらの２８合金のうち、Ｎo.１〜９及び
２５〜２８は柱状晶試料で、Ｎo.１０〜２４は単結晶試
料で評価した。柱状晶用の試料は、マスターインゴット
を一方向凝固炉中で再溶解して鋳造した１５mm×１００
mm×１００mmの一方向凝固平板から採取した。単結晶用
の試料は、マスターインゴットを一方向凝固炉中で再溶
解してセレクタ方式で鋳造した直径１５mm×高さ１８０
mmの８本取りの単結晶丸棒から採取した。何れも、鋳造
後、塩酸＋過酸化水素水によるマクロエッチングで結晶
性を確認した。また、単結晶試料については、背面ラウ
エＸ線で結晶方位を測定し、丸棒試料の軸方向の結晶方
位が＜００１＞方位から１０゜以内の試料のみを用い
た。

【００１９】次に、これらの試料から約１０mm×１０mm
×１０mm程度の試料を数個採取し、１２２０，１２３
０，１２４０，１２５０，１２６０，１２７０，１２８
０，１２９０，１３００，１３１０℃の各温度で２時間
熱処理し、熱処理後の組織から最適な溶体化熱処理温度
を決定した。ここで、最適な溶体化熱処理温度とは、凝
固時に粗大に析出したγ′相のできるだけ多くをγ相中
に再固溶させ、かつ初期溶融温度以下の温度のことであ
る。なお、溶体化熱処理温度の決定に当たっては、必ず
しも１００％の溶体化にはこだわらず、初期溶融の起こ
らない範囲での共晶組織及び粗大γ′相の残存は許容し
た。各試料は、各々の合金に対して決定された溶体化熱
処理温度で４時間熱処理され、溶体化熱処理後は空冷と
した。これに続く時効熱処理は全ての合金で共通とし、
条件は１０８０℃／４時間／空冷＋８７１℃／２０時間
／空冷とした。なお、市販合金であるＮo.２８について
は、溶体化熱処理１２０４℃／２時間／空冷，時効熱処
理１０９３℃／４時間／空冷＋１０５２℃／４時間／空
冷＋８４３℃／１６時間／空冷とした。

【００２０】これらの試料について、先ず、組織安定性
に及ぼす添加元素の影響を検討した。熱処理後の各試料
から切り出した約１０mm×１０mm×１０mm程度のブロッ
クを９８２℃で３０００時間熱処理し、熱処理後の組織
観察結果から組織安定性を評価した。結果を表１中の組
織安定性の項に示す。ここで、評価が〇となっている合
金は組織安定性が良好であることを示し、熱処理後もＴ
ＣＰ相あるいはα−（Ｃｒ，Ｗ，Ｒｅ）相等の有害相の
析出はごく僅かで、γ′相も比較的立方体形状に近い形
状を示したものである。評価が×となっている合金は、
熱処理後に多量のＴＣＰ相あるいはα−（Ｃｒ，Ｗ，Ｒ
ｅ）相等の有害相が析出した合金、あるいは、γ′相の
形状が立方体形状から大きく崩れていたことからγ′相
の安定性がきわめて悪いと判断された合金である。この
結果から、Ｎo.１９のようにＣｒの添加量が１６.９％
程度となるとα−（Ｃｒ，Ｗ，Ｒｅ）相が多量に析出
し、合金の相安定性が保たれないことがわかる。また、
Ｎo.２０のようにＣｒ量が１２.５％程度でも、Ｗの添
加量が５.５％程度となると、Ｎo.１９と同様にα−
（Ｃｒ，Ｗ，Ｒｅ）相が多量に析出してしまう。また、
Ｃｒ，Ｗと同族のＭｏも同様の傾向があり、Ｍｏの添加
量が２.５％ のＮo.２１でも多量のα−（Ｃｒ，Ｗ，Ｒ
ｅ）相の析出が認められた。従って、組織安定性の面か
ら、Ｃｒ，Ｗ，Ｍｏの上限を、各々Ｃｒ≦１６.５％ ，
Ｗ≦５％，Ｍｏ≦２％程度に制限することが好ましいと
考えられる。また、Ｃｏも自らはα−（Ｃｒ，Ｗ，Ｒ
ｅ）相を形成することはないが、過剰に添加されると合
金の相安定性を乱してα−（Ｃｒ，Ｗ，Ｒｅ）相の析出
を助長することが知られている。また、ＴＣＰ相の一部
はＣｏを主体とする化合物である。Ｎo.２４の結果か
ら、１１％程度のＣｏはTCP相及びα−（Ｃｒ，Ｗ，Ｒ
ｅ）相の析出につながっていることから、Ｃｏの上限は
１０％程度とすることが好ましいと考えられる。一方、
Ｎo.２６，２７ではＴＣＰ相あるいはα−(Ｃｒ，Ｗ，
Ｒｅ)相は析出しなかったが、熱処理後のγ′相が著し
く粗大化しており、これらの合金はγ′相の安定性が悪
い組成であると考えられる。これは、共にＡｌ量が低
く、これに対してＴａあるいはＮｂの添加量が相対的に
高いためと考えられる。従って、γ′相の長時間安定性
を確保するためには、（２×Ｎｂ＋Ｔａ）／（６.７×
Ａｌ＋２×Ｎｂ＋Ｔａ）を０.４５程度以下にする必要
があると考えられる。なお、組織安定性の結果が悪かっ
た合金の一部は、強度及び耐食性の評価を行わなかっ
た。

【００２１】次に、高温強度を９８２℃−１９.３kgｆ
／mm²の条件のクリープ破断試験で評価した。試料は、
柱状晶の場合は平板の長手方向に、単結晶の場合は丸棒
の軸方向に採取した。試験片は直径６.３５mm，標点間
距離２５.４mmのものを用い、試験温度に安定後２時間
保持の後に試験を開始した。試験結果を表１のクリープ
破断時間の項に示す。この結果から、Ｎo.２５を除き、
市販の従来合金であるＮo.２８を大幅に上回るクリープ
破断強度を有していることがわかる。特に、柱状晶試料
で比較した場合、図１に示すように(２×Ｎｂ＋Ｔａ)／
(６.７×Ａｌ＋２×Ｎｂ＋Ｔａ）の増加と共にクリープ
破断時間が長くなり、（２×Ｎｂ＋Ｔａ）／(６.７×Ａ
ｌ＋２×Ｎｂ＋Ｔａ）が約０.２〜０.３の範囲で極大と
なることがわかる。これは、Ｎo.２５のように、この値
が小さいとγ′相の固溶強化が充分ではないためクリー
プ破断強度が低く、逆にこの値が大きくなり過ぎると
γ′相の安定性が低下するためと考えられる。

【００２２】また、Ｎｂ及びＴａを含まないＮo.２８に
ついても、(３.８×Ｔｉ)／（３.８×Ｔｉ＋６.７×Ａ
ｌ)の重量％比を用いて、他の合金と比較した（各元素
の係数は、重量％を原子％に換算するための係数）。そ
の結果、Ｎo.１と２８を比較すると、この比率がほぼ同
一でありながら、クリープ破断時間はＮo.１がＮo.２８
の約１.４ 倍である。このことは、γ′相をＴｉで固溶
強化するよりもＴａあるいはＮｂで固溶強化する方が有
効であることを示している。同様に、単結晶材のＮo.１
２〜１４で比較すると、同じ(２×Ｎｂ＋Ｔａ)／(６.７
×Ａｌ＋２×Ｎｂ＋Ｔａ）比でもＴａ量の多い合金ほど
クリープ破断時間が長く、ＮｂよりＴａの方がγ′相の
固溶強化に有効であることがわかる。

【００２３】次に、実機環境模擬燃焼試験（バーナリグ
試験）で合金の耐食性を評価した。この試験方法は、実
際に軽油焚きの燃焼ガス中に試料を曝す方法で、通常実
験室的に行われる溶融塩塗布試験等よりも実機環境に近
く、高温腐食と高温酸化が同時に起きる環境での試験が
可能である。試験片は直径９mm，長さ５０mmの丸棒と
し、燃焼ガス雰囲気中で９００℃／７時間／空冷×７回
試験後の脱スケール後の腐食減量で評価した。結果を表
１中の腐食減量の項に示す。この結果から、各合金と
も、市販の従来合金であるＮo.２８を上回る耐食性を示
していることがわかる。

【００２４】試験後の試料表面を観察した結果、Ｎo.２
８では最表面はＣｒ₂Ｏ₃皮膜で、その内側にはＡｌとＴ
ｉの複合酸化物が認められた。この複合酸化物はブロッ
ク状に成長しており、その周囲にはＣｒの硫化物が観察
され、加速度的ではないものの徐々に腐食が進行してい
た形跡があった。一方、同じ柱状晶材でありながらＴｉ
を含まないＮo.１〜９は、同じく最表面はＣｒ₂Ｏ₃皮膜
だが、その内部にはＡｌ₂Ｏ₃皮膜がほぼ層状に形成され
ており、さらにその内部にごく僅かのＣｒの硫化物が観
察された。これは、Ｔｉを無添加としたことで、Ｃｒ₂
Ｏ₃皮膜の内部に層状のＡｌ₂Ｏ₃皮膜が形成可能とな
り、Ｓの侵入をＣｒ₂Ｏ₃皮膜とＡｌ₂Ｏ₃皮膜の２層の皮
膜で防ぐ形となり、耐食性が向上したと考えられる。こ
れに対して、Ｔｉを含む場合、ＡｌとＴｉの複合酸化物
がブロック状に形成されるため、部分的にはＣｒ₂Ｏ₃皮
膜のみで保護される形となり、高温では必ずしもＣｒ₂
Ｏ₃皮膜の保護作用が完全ではないこともあって、Ｓが
侵入しやすく腐食が進行したものと考えられる。以上の
結果から、高温腐食と同時に高温酸化も起こる環境で
は、Ｔｉを無添加とすることで、層状のＡｌ₂Ｏ₃皮膜の
形成が可能となり、耐食性を向上できることがわかる。

【００２５】一方、単結晶材のＮo.１０〜１７及び２３
は、全て比較的薄いＡｌ₂Ｏ₃皮膜で表面が覆われてい
た。ただし、Ｃｒ量の低いＮo.１７及びＣｏ量の低いＮ
o.２３は一部にこの皮膜が破れて局部的にＮｉの硫化に
よる腐食が進行していた部分が観察された。また、Ｎｂ
量の高いＮo.１３及び１４が最も優れた耐食性を示し
た。

【００２６】［実施例２］実施例１の表１中のＮo.６に
示す組成で１５０ｋｇのマスターインゴットを真空中で
溶製した。マスターインゴットの溶製に当たっては、Ｎ
ｉあるいは添加元素中に含まれるために不可避的に混入
する主な不純物元素の量を下記のとおりに規制した。

【００２７】Ｚｒ≦０.０１％，Ｈｆ≦０.１％，Ｓｉ≦
０.０５％，Ｍｎ≦０.５％，Ｐ≦０.００５％，Ｓ≦０.
００３％，Ｍｇ≦０.０１％，Ｃａ≦０.０１％，Ｔｉ≦
０.２％，Ｆｅ≦０.２％，Ｃｕ≦０.２％ また、合金中のガス量も［Ｎ］：１５ppm 未満，
［Ｏ］：１５ppm 未満に規制した。

【００２８】表２にマスターインゴット溶製後の分析結
果を示す。不純物量は全て上記の規制内に収まってた。
このマスターインゴットを用いて、図２に示す形状の発
電用ガスタービンの初段静翼を鋳造した。鋳造には、米
国特許第3,260,505 号公報に示される一方向凝固法を用
い、内周側サイドウォール（１）から外周側サイドウォ
ール（２）の方向に結晶粒が細長く伸びた柱状晶とし
た。なお、この静翼のサイドウォール間の翼長は７０mm
である。

【００２９】

【表２】

【００３０】［実施例３］実施例１の表１中のＮo.１０
に示す組成で１５０kgのマスターインゴットを真空中で
溶製した。マスターインゴットの溶製に当たっては、Ｎ
ｉあるいは添加元素中に含まれるために不可避的に混入
する主な不純物元素の量を下記のとおりに規制した。

【００３１】Ｚｒ≦０.０１％，Ｃ≦０.１％，Ｂ≦０.
０５％，Ｓｉ≦０.０５％，Ｍｎ≦０.５％，Ｐ≦０.０
０５％，Ｓ≦０.００３％，Ｍｇ≦０.０１％,Ｃａ≦０.
０１％，Ｔｉ≦０.２％，Ｆｅ≦０.２％，Ｃｕ≦０.２
％ また、合金中のガス量も［Ｎ］：１５ppm 未満，
［Ｏ］：１５ppm 未満に規制した。

【００３２】表３にマスターインゴット溶製後の分析結
果を示す。不純物量は全て上記の規制内に収まってた。
このマスターインゴットを用いて、図３に示す形状の発
電用ガスタービンの初段動翼を鋳造した。鋳造には、特
開平4−124237 号公報に示される特殊な一方向凝固法を
用い、翼部（１１）からシャンク部（１２）の方向に成
長した単結晶とした。なお、この動翼の全長は１７０m
m、翼部の長さは７０mmである。

【００３３】

【表３】

【００３４】

【発明の効果】本発明は、特にＳ（硫黄）等の不純物を
比較的多く含む燃料中で使用され、かつ高温耐酸化性も
同時に要求される高温部品に適した耐食性及び耐酸化性
の両方に優れたＮｉ基超合金にある。本発明の合金をガ
スタービンの動翼，静翼等の高温部材に適用することに
より、ガスタービンの発電効率及び信頼性の一層の向上
を図ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】柱状晶材における(２×Ｎｂ＋Ｔａ)／(６.７×
Ａｌ＋２×Ｎｂ＋Ｔａ）とクリープ破断時間との関係を
示す図。

【図２】合金Ｎo.６を用いて鋳造した、発電用ガスター
ビン用柱状晶静翼の斜視図。

【図３】合金Ｎo.１０を用いて鋳造した、発電用ガスタ
ービン用単結晶動翼の斜視図。

【符号の説明】

１…内周側サイドウォール、２…外周側サイドウォー
ル、３，１１…翼部、４…結晶粒界、１２…シャンク
部、１３…ブラットフォーム、１４…シールフィン。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 玉置 英樹 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 吉成 明 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 渡部 典行 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 岡山 昭 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内

Claims (14)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃｒ：１２.１〜１６.５％，Ａ
   ｌ：３.７〜５.５％，Ｎｂ：１.１〜５.０％，Ｔａ：
   ４.１〜９.５％，Ｃｏ：１０.０％以下，Ｗ：５.０％以
   下，Ｍｏ：２.０％以下及びＴｉを実質的に含まず残部
   がＮｉと不可避不純物からなることを特徴とする方向性
   凝固用高耐食高耐酸化Ｎｉ基超合金。
2. 【請求項２】重量％で、Ｃｒ：１２.１〜１６.５％，Ａ
   ｌ：３.７〜５.５％，Ｎｂ：０.６〜４.５％，Ｔａ：
   ５.１〜１０.５％，Ｃｏ：１０.０％以下，Ｗ：５.０％
   以下，Ｍｏ：２.０％以下及びＴｉを実質的に含まず残
   部がＮｉと不可避不純物からなることを特徴とする方向
   性凝固用高耐食高耐酸化Ｎｉ基超合金。
3. 【請求項３】重量％で、Ｃｒ：１２.１〜１６.５％，Ａ
   ｌ：３.７〜５.５％，Ｎｂ：１.１〜５.０％，Ｔａ：
   ４.１〜９.５％，Ｃｏ：１０.０％以下，Ｗ：５.０％以
   下，Ｍｏ：２.０％以下，Ｎｉ：５５〜７０％及びＴｉ
   を実質的に含まないことを特徴とする方向性凝固用高耐
   食高耐酸化Ｎｉ基超合金。
4. 【請求項４】重量％で、Ｃｒ：１２.１〜１６.５％，Ａ
   ｌ：３.７〜５.５％，Ｎｂ：０.６〜４.５％，Ｔａ：
   ５.１〜１０.５％，Ｃｏ：１０.０％以下，Ｗ：５.０％
   以下，Ｍｏ：２.０％以下，Ｎｉ：５５〜７０％ 及び
   Ｔｉを実質的に含まないことを特徴とする方向性凝固用
   高耐食高耐酸化Ｎｉ基超合金。
5. 【請求項５】請求項１〜４に記載の方向性凝固用高耐食
   高耐酸化Ｎｉ基超合金において、重量％で３.０％ 以下
   のＲｅを含むことを特徴とする方向性凝固用高耐食高耐
   酸化Ｎｉ基超合金。
6. 【請求項６】請求項１〜５に記載の方向性凝固用高耐食
   高耐酸化Ｎｉ基超合金において、重量％で、Ｃ：０.１
   ％以下，Ｂ：０.０３５％以下,Ｈｆ：０.５％以下,Ｚｒ
   ０.１％以下を含むことを特徴とする方向性凝固用高耐
   食高耐酸化Ｎｉ基超合金。
7. 【請求項７】請求項１〜６に記載の方向性凝固用高耐食
   高耐酸化Ｎｉ基超合金において、ＹとＬａとＣｅの何れ
   かを単独であるいは何れか２つ以上の混合物として、重
   量％で０.２％ 以下含むことを特徴とする方向性凝固用
   高耐食高耐酸化Ｎｉ基超合金。
8. 【請求項８】請求項１〜７に記載の方向性凝固用高耐食
   高耐酸化Ｎｉ基超合金において、Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｏ
   ｓ，Ｉｒ及びＰｔの何れかを単独であるいは何れか２つ
   以上の混合物として、重量で５％以下含むことを特徴と
   する方向性凝固用高耐食高耐酸化Ｎｉ基超合金。
9. 【請求項９】請求項１〜８に記載の方向性凝固用高耐食
   高耐酸化Ｎｉ基超合金において、重量比で（２×Ｎｂ＋
   Ｔａ）／（６.７×Ａｌ＋２×Ｎｂ＋Ｔａ）が０.１５か
   ら０.４５ の範囲にあることを特徴とする方向性凝固用
   高耐食高耐酸化Ｎｉ基超合金。
10. 【請求項１０】請求項１〜８に記載の方向性凝固用高耐
    食高耐酸化Ｎｉ基超合金において、重量比で（２×Ｎｂ
    ＋Ｔａ)／(６.７×Ａｌ＋２×Ｎｂ＋Ｔａ）が０.２から
    ０.３の範囲にあることを特徴とする方向性凝固用高耐
    食高耐酸化Ｎｉ基超合金。
11. 【請求項１１】少なくとも、重量で、Ｃｒ：１２.１〜
    １６.５％，Ｔｉ：０.５％未満，Ｎｉ:５５〜７０％を
    含むγ′相が体積率で５０％以上析出したＮｉ基超合金
    において、重量％比で（２×Ｎｂ＋Ｔａ)／(６.７×Ａ
    ｌ＋２×Ｎｂ＋Ｔａ）が０.１５から０.４５ の範囲に
    あることを特徴とする方向性凝固用高耐食高耐酸化Ｎｉ
    基超合金。
12. 【請求項１２】少なくとも、重量で、Ｃｒ：１２.１〜
    １６.５％，Ｔｉ：０.５％未満 ，Ｎｉ：５５〜７０％
    を含むγ′相が体積率で５０％以上析出したＮｉ基超合
    金において、重量比で（２×Ｎｂ＋Ｔａ）／（６.７×
    Ａｌ＋２×Ｎｂ＋Ｔａ）が０.２から０.３ の範囲にあ
    ることを特徴とする方向性凝固用高耐食高耐酸化Ｎｉ基
    超合金。
13. 【請求項１３】請求項１〜１２に記載の方向性凝固用高
    耐食高耐酸化Ｎｉ基超合金からなる柱状晶鋳物。
14. 【請求項１４】請求項１〜１２に記載の方向性凝固用高
    耐食高耐酸化Ｎｉ基超合金からなる単結晶鋳物。