JPH10317080A - Ｎｉ基耐熱超合金、Ｎｉ基耐熱超合金の製造方法及びＮｉ基耐熱超合金部品 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】従来のＮｉ基単結晶合金に匹敵する高温強度を
有し、高温の燃焼ガスでの優れた耐食性、耐酸化性を有
する一方向凝固Ｎｉ基耐熱超合金、およびそのＮｉ基耐
熱超合金の製造方法、ならびにＮｉ基耐熱超合金部品を
提供することを目的とする。 【解決手段】重量％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：４〜
８％、Ａｌ：４〜８％、Ｔｉ：１．５％以下（０を含ま
ない）、Ｗ：６〜１０％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：０．
５〜２％、Ｒｅ：０．５〜３．５％、Ｉｒ：１．５〜３
％、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．０３
％、Ｚｒ：０．０２〜０．０５％を含み、残部がＮｉ基
および不可避的不純物からなり、かつ５％≦Ａｉ＋Ｔ
ｉ、４≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｒｅ≦２０％で
あるＮｉ基耐熱超合金材料を一方向凝固させてなること
を特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高温で長期間使用
される部品、例えば航空機用または地上発電用ガスター
ビン等に適用される一方向凝固Ｎｉ基耐熱超合金、およ
びそのＮｉ基耐熱超合金の製造方法、ならびにＮｉ基耐
熱超合金部品に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】ガスタービンエンジンの高出力、高効率
化にともなう燃焼温度の上昇に対し、もっとも厳しい使
用環境に曝されるタービンブレードは、多結晶の普通鋳
造合金から、応力負荷方向に結晶粒界をもたない一方向
凝固合金に、さらに結晶粒界を全くもたない単結晶合金
へと変遷を遂げてきた。

【０００３】実際、航空機用エンジンのタービンブレー
ドとして、Ｎｉ基一方向凝固合金が適用され、主にＲｅ
ｎｅ８０Ｈ、ＰＷＡ１４２２、ＣＭ２４７ＬＣ等が用い
られている。

【０００４】航空機用、例えばジェットエンジンなどの
タービンブレードは、高速で回転するために遠心力を受
け易く、タービンブレードの長手方向に交わるような結
晶粒界にクラックが発生しやすい。つまり、棒状のもの
が引っ張られることにより、引っ張る方向に垂直方向で
ある結晶粒界の表面層部分からクラックが発生し易い。
そこで、このようなクラックの発生に対処するために、
タービンブレードの長手方向に垂直である結晶粒界自体
を無くすという方法が開発された。この方法が、上述し
た一方向凝固である。一方向凝固は、Ｎｉ基耐熱合金な
どの合金を溶融状態から凝固させるときに、合金材料の
下の端から冷却して、その冷やされた端から上へ向かっ
て結晶を一方向に成長させる方法である。前記方法をタ
ービンブレードのような複雑な曲面を持つ機械部品に適
用し、タービンブレードの長手方向に結晶を成長させる
ことにより、クリープ破断強度等に優れたタービンブレ
ードを得ることが可能である。

【０００５】ところが、一方向凝固により得られたター
ビンブレードは数本の結晶が縦に長く延びているという
構造を有し、それぞれの結晶の境界が完全に真直ぐでは
なく、ややジグザグになったり斜めになってしまってい
る。そのため、前記タービンブレードは、特に高温での
十分な強度を得ることができない。

【０００６】高温強度に関してのみ考慮すれば、Ｎｉ基
一方向凝固合金は従来の製造方法によるＮｉ基普通鋳造
合金タービンブレードよりも優れているが、Ｎｉ基一方
向凝固合金よりもさらにＮｉ基単結晶合金の方が優れて
いることが知られている。しかしながら、Ｎｉ基単結晶
合金は歩留まりが悪く、現時点でＮｉ基一方向凝固合金
の約３倍のコストを要するため市場性において難点を有
する。

【０００７】一方、近年の工業用ガスタービンの高効率
化、高温化に伴い、工業用ガスタービンにおいても従来
のＮｉ基普通鋳造合金タービンブレードからＮｉ基一方
向凝固合金へと移行されてきている。工業用ガスタービ
ンは航空機用に比べて、重油系の不純物の多い燃料を使
うために、それだけ腐食環境が厳しい。また、連続運転
期間が格段に長く、点検の間隔が非常に長いために、コ
ーティングが剥離した場合の腐食進行速度が特に重要と
なる。従って、工業用ガスタービンにおいては、高温の
燃焼ガス中の耐高温腐食性及び耐酸化性について、従来
の一方向凝固合金よりも高特性とする必要がある。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
たＮｉ基一方向凝固合金は高温強度に優れているもの
の、近年急速に発展を続けているガスタービンの高温
化、高効率化、高出力化の要求に対し、これまでのもの
では十分に満足できる高温強度を有するＮｉ基一方向凝
固合金を得ることは困難であった。また、高温の燃焼ガ
ス中において、高耐食性及び耐酸化性を満足させるＮｉ
基一方向凝固合金は未だ得られていない。

【０００９】本発明は、このような課題に対処するため
になされたものであり、従来のＮｉ基一方向凝固合金を
更に改良することにより、既存のＮｉ基単結晶合金に匹
敵する高温強度、従来よりも優れた耐食性、及び耐酸化
性を有する一方向凝固Ｎｉ基耐熱超合金を提供すること
を目的とする。

【００１０】そして、前記Ｎｉ基耐熱超合金を製造する
際に、熱処理条件及び冷却速度などの諸条件を各種規定
することにより、優れた高温特性を得ることが可能なＮ
ｉ基耐熱超合金の製造方法を提供することを目的とす
る。

【００１１】また、前記のようにして得られたＮｉ基耐
熱超合金を航空機用または地上発電用ガスタービン等に
適用することにより、高温の燃焼ガス中においても優れ
た耐食性，耐酸化性を有するＮｉ基耐熱超合金部品を提
供することを目的とする。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、優れた高
強度、高耐食性及び高耐酸化性を有する一方向凝固Ｎｉ
基耐熱超合金、およびその製造方法、並びにその部品を
開発すべく研究を行った結果、本発明に至ったものであ
る。

【００１３】即ち、請求項１記載のＮｉ基耐熱超合金
は、重量％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：４〜８％、Ａ
ｌ：４〜８％、Ｔｉ：１．５％以下（０を含まない）、
Ｗ：６〜１０％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：０．５〜２
％、Ｒｅ：０．５〜３．５％、Ｉｒ：１．５〜３％、
Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｚｒ：０．０２〜０．０５％を含み、残部がＮｉおよび
不可避的不純物からなり、かつ５％≦Ａｌ＋Ｔｉ、４≦
Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｒｅ≦２０％であること
を特徴とする。

【００１４】本発明において、上記のように成分を限定
した理由について説明する。

【００１５】Ｃｒ（クロム）には耐高温腐食性を向上さ
せる作用がある。Ｃｒの含有量を８〜１４％と規定した
理由は、８％未満においては所望の高温耐食性を確保で
きず、含有量が１４％を越えると、析出強化相である
γ′相（ＮｉとＡｌの金属間化合物Ｎｉ3 Ａｌ）の析出
が抑制されるようになるばかりでなく、ＴＣＰ相（σ
相）と呼ばれる望ましくない脆化相が生成し、高温強度
が低下してしまうためである。

【００１６】また、Ｃｏ（コバルト）はγ′相（Ｎｉ
（ニッケル）とＡｌ（アルミニウム）の金属間化合物Ｎ
ｉ3 Ａｌ）の固溶温度を低下させて溶体化処理を容易に
するほか、耐高温腐食性を向上させる効果を有する元素
である。Ｃｏの含有量を４〜８％と規定した理由は、含
有量が４％未満であると上述した効果を十分に得ること
ができず、また、８％を超えるとγ′相の析出を抑制し
高温強度が低下してしまうためである。

【００１７】Ａｌはγ′相を生成する主要合金元素であ
り、また表面にＡｌ酸化物を形成することによって耐酸
化性にも寄与している。Ａｌの含有量を４〜８％と規定
した理由は、含有量が４％未満であると、良好なクリー
プ破断強度を得るのに十分な体積率のγ′相が生成でき
ず、さらに耐酸化性も低下してしまい、含有量が８％を
越えると溶体化処理が困難になり未固溶γ′量が増加し
てクリープ破断強度が低下してしまうためである。

【００１８】Ｔｉ（チタン）はγ′相中のＡｌを代替す
ることができ、得られる相はＮｉ3（Ａｌ，Ｔｉ）とな
るためにγ′相の固溶強化に寄与し、また、耐高温腐食
性に優れるＣｒ酸化物の生成を促進する元素である。Ｔ
ｉの含有量を１．５％以下と規定した理由は、含有量が
１．５％を超えるとＴｉは共晶γ′相を作り易くかつＮ
ｉ基耐熱合金の融点を下げるため、溶体化処理温度を十
分高くすることができない。従って、共晶γ′を完全に
固溶することが困難になり、クリープ破断強度が低下し
てしまう。さらに含有量が過剰になると、耐酸化性に悪
影響を及ぼすこととなってしまう。

【００１９】以上から明らかなように、γ′相を生成、
強化するためには、ＡｌとＴｉの２つの合金元素をとも
に添加することが重要である。

【００２０】そして本発明において、ＡｌとＴｉの２つ
の合金元素の添加総量を５％≦Ａｌ＋Ｔｉとしたが、こ
のように規定した理由は５％未満の添加総量において
は、十分な体積率のγ′相が生成できずにクリープ破断
強度が低下してしまうためである。ところが、ＡｌとＴ
ｉの添加総量が５％≦Ａｌ＋Ｔｉの範囲であっても、Ｔ
ｉの含有量が過度になると、高温強度や耐酸化性が低下
してしまうという問題を有する。そこで、Ａｌがγ′相
生成の主合金元素となるように、Ａｌ／Ｔｉ比を４≦Ａ
ｌ／Ｔｉと規定することにより、高温強度や耐酸化性の
低下を生じない範囲で、γ′相の生成量及び固溶強化を
最大とすることが可能である。

【００２１】Ｉｒ（イリジウム）は融点が２４４０℃と
非常に高く、またｆｃｃ構造を有しＴｉとγ′相と同じ
ＬＩ2 構造のＩｒ3 Ｔｉ相を形成する。Ｉｒ3 Ｔｉ相は
γ′相よりも高温での安定性に優れるため、Ｉｒ3 Ｔｉ
相を析出させることにより高温強度を一層向上させるこ
とが可能である。Ｉｒの含有量を１．５〜３％と規定し
た理由は、含有量が１．５％未満であると十分な量のＩ
ｒ3 Ｔｉ相を形成できず、３％以上における過度の添加
は延性を低下させてしまうためである。

【００２２】Ｗ（タングステン）はγ相およびγ′相に
固溶して、両相を固溶強化する元素である。Ｗの含有量
を６〜１０％と規定した理由は、含有量が６％未満とす
ると特にγ′相の強度が著しく低下してしまう。また、
含有量が１０％を越えてしまうと、α−Ｗと呼ばれるＴ
ＣＰ相を析出し、クリープ破断強度を低下させてしまう
ためである。

【００２３】Ｍｏ（モリブデン）は、Ｔａと同様にγ′
相に固溶してγ′相を強化する元素である。Ｍｏの含有
量を０．５〜２％と規定した理由は、最低０．５％の含
有量が必要であり、また含有量が、２％を越えるとＷと
同様に脆化相であるＴＣＰ相（α−Ｍｏ相）を生成して
しまうため、クリープ破断強度を低下させてしまうため
である。

【００２４】Ｒｅ（レニウム）は、上述したＷ，Ｍｏよ
りもγ相の固溶強化効果が高い元素である。Ｒｅの含有
量を０．５％〜３．５％と規定した理由は、含有量が
０．５％未満とすると、著しくクリープ破断強度が低下
してしまう。また、含有量が３．５％を越えてしまう
と、Ｒｅは非常に高価な元素であるために合金のコスト
を高めるばかりでなく、Ｗ，Ｍｏ，Ｔａと同様に有害な
脆化相（Ｒｅ−Ｗ，Ｒｅ−Ｍｏ，Ｒｅ−Ｔａ）を生成し
てしまう。

【００２５】Ｔａ（タンタル）は主としてγ′相に固溶
してγ′相を強化する元素である。Ｔａの含有量を３〜
８％と規定した理由は、含有量が３％未満の場合には合
金の強度が低くなってしまい、８％を超えると共晶γ′
相を固溶させることが困難となりクリープ破断強度が低
下してしまうためである。

【００２６】以上述べたＷ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｒｅの４合金
元素はそれぞれ異なった固溶強化作用を持つため、４合
金元素を全て添加することすることが重要である。本発
明においては、この４つの合金元素の添加総量をＷ＋Ｔ
ａ＋Ｍｏ＋Ｒｅ≦２０と定めた。このようにＷ，Ｔａ，
Ｍｏ，Ｒｅの添加総量を規定した理由は、添加総量が少
ないとγ相，γ′相の固溶強化が十分で発揮できない
が、添加総量が２０％より多いと高温強度に有害なＴＣ
Ｐ相（α−Ｗ，α−Ｍｏ）や脆化相（Ｒｅ−Ｗ，Ｒｅ−
Ｍｏ，Ｒｅ−Ｔａ）が析出してしまうためである。この
ように、Ｗ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｒｅの個々並びに添加総量を
規定することにより、有害なＴＣＰ相や脆化相を生じな
い範囲で、γ相，γ′相の固溶強化を最大とすることが
可能である。

【００２７】Ｃ（炭素），Ｂ（ホウ素）及びＺｒ（ジル
コニウム）は結晶粒界を強化する元素である。しかしな
がら、これらの合金元素を過度に添加すると、高温強度
に悪影響を及ぼすために、Ｃは０．０５〜０．２％、Ｂ
は０．０１〜０．０３％、Ｚｒは０．０２〜０．０５％
と規定した。特に、Ｃの含有量は０．２％を越えると過
剰のＣが分離して、疲労亀裂の起点となる炭化物を形成
し疲労強度を低下させてしまう。また、ＢとＺｒとを含
有させると、両者とも過度の添加は延性，靭性を下げて
しまうが、上述した範囲内の元素を添加することによ
り、高温強度を低下させることなく結晶粒界を強化する
ことが可能である。

【００２８】請求項２記載のＮｉ基耐熱超合金は、重量
％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：４〜８％、Ａｌ：４〜
８％、Ｔｉ：１．５％以下（０を含まない）、Ｗ：６〜
１０％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｒｅ：
０．５〜３．５％、Ｉｒ：１．５〜３％、Ｃ：０．０５
〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．０３％、Ｚｒ：０．０
２〜０．０５％を含み、残部がＮｉおよび不可避的不純
物からなり、かつ５％≦Ａｌ＋Ｔｉ、４≦Ａｌ／Ｔｉ、
Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｒｅ≦２０％であるＮｉ基耐熱超合金
材料を一方向凝固させることを特徴とする。

【００２９】本発明におけるＮｉ基耐熱超合金の成分
は、請求項１記載の成分と同様である。

【００３０】上述した成分の中で、Ｃ、Ｂ及びＺｒは結
晶粒界を強化する元素であり、一方向凝固超合金におい
ては不可欠な元素である。しかし、Ｃ、Ｂ及びＺｒの元
素を過度に添加すると高温強度に悪影響を及ぼすため
に、Ｃは０．０５〜０．２％、Ｂは０．０１〜０．０３
％、Ｚｒは０．０２〜０．０５％と規定した。

【００３１】本発明において、Ｎｉ基耐熱超合金材料を
一方向凝固させるとは、Ｎｉ基耐熱超合金の結晶方位を
一方向にそろえることである。結晶方位を一方向にそろ
えるためには、Ｎｉ基耐熱超合金材料を凝固させる際に
熱を一方向に制御すれば良く、この方法によりＮｉ基耐
熱超合金を一方向に凝固させて、高温破壊の起点となる
応力軸方向に垂直な結晶粒界を含まないＮｉ基耐熱超合
金を得ることが可能となる。また、本発明の成分組成を
有するＮｉ基耐熱合金を一方向凝固させることにより、
従来よりもさらに高温強度などの特性を向上させること
が可能である。

【００３２】請求項３記載のＮｉ基耐熱超合金の製造方
法は、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｒｅ、Ｉｒ、Ｃ、Ｂ、Ｚｒを含む溶融材料を、一方
向凝固させた後、真空または不活性雰囲気内で１２００
℃〜１２８０℃に加熱し、同温度範囲で２時間以上溶体
化処理した後急冷し、その後、１０５０℃〜１１５０℃
で４時間以上時効処理することを特徴とする。

【００３３】本発明においては、１２００℃〜１２８０
℃で２時間以上溶体化処理を行っているが、前記温度に
より溶体化熱処理を行うことにより、結晶粒界上に残存
するσ相を効果的に除去することが可能となり、優れた
高温特性を得ることが可能である。

【００３４】また、本発明のように温度、時間などの処
理方法を規定することにより、γ相中に高温強度を担う
所望のＬＩ_２構造である析出物γ′相（Ｎｉ_３（Ａｌ，
Ｔｉ））とＩｒ_３Ｔｉを確認することができ、これらの
析出により高温強度を有するＮｉ基耐熱超合金を得るこ
とができる。

【００３５】請求項４記載のＮｉ基耐熱超合金の製造方
法は、請求項３記載のＮｉ基耐熱超合金の製造方法にお
いて、溶体化処理とそれに続く時効処理とを高温で連続
して行う熱処理に際し、溶体化処理１２００℃〜１２８
０℃の温度域から時効処理１０５０℃〜１１５０℃の温
度域への冷却速度を、３００℃／時間以上に設定し、そ
の時効処理温度域で２時間以上保持した後に急冷し、そ
の後、再び１０５０℃〜１１５０℃で４時間以上時効処
理することを特徴とする。

【００３６】本発明において、請求項３記載の方法と異
なる方法により処理を行っても、請求項３と同様に、γ
相中に高温強度を担う所望のＬＩ_２構造の析出物γ′相
（Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ））とＩｒ_３Ｔｉを確認すること
ができ、これらの析出により高温強度を有するＮｉ基耐
熱超合金を得ることができる。

【００３７】請求項５記載のＮｉ基耐熱超合金は、重量
％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：４〜８％、Ａｌ：４〜
８％、Ｔｉ：１．５％以下（０を含まない）、Ｗ：６〜
１０％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｒｅ：
０．５〜３．５％、Ｉｒ：１．５〜３％、Ｒｕ：３％以
下、Ｈｆ：０．５〜２％、Ｙ：０．３％以下、Ｃ：０．
０５〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．０３％、Ｚｒ：
０．０２〜０．０５％を含み、残部がＮｉおよび不可避
的不純物からなり、かつ５％≦Ａｌ＋Ｔｉ、４≦Ａｌ／
Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｒｅ≦２０％であることを特徴
とする。

【００３８】本発明におけるＲｕ（ルテニウム）、Ｈｆ
（ハフニウム）及びＹ（イットリウム）以外の成分を含
有させた理由については、請求項１記載と同様の理由か
らである。

【００３９】本発明において、Ｒｕ、Ｈｆ及びＹを添加
した理由は、Ｎｉ基耐熱合金の長時間の組織安定性と耐
高温腐食性，耐酸化性を得るためである。

【００４０】Ｒｕの含有量を具体的に３％以下と規定し
たのは、Ｒｕは基地であるγ相の固溶強化元素であり、
またＣｏと同じく高温使用時の有害なＴＣＰ相の生成を
抑制する効果がある。しかしながら、ＲｕはＲｅと同様
に高価な合金元素であり、含有量が過剰となると高温耐
食性，耐酸化性を低下させるため、特性を発揮するのに
最も有効な含有量である３％以下と規定した。

【００４１】また、一般に高温での耐食、耐酸化特性を
向上させるために、合金表面に形成される保護皮膜（例
えば、Ｃｒ2 Ｏ3 ，Ａｌ2 Ｏ3 など）の密着性を向上さ
せる必要がある。上述したＨｆやＹは、保護皮膜の密着
性を向上させることが可能である。

【００４２】Ｈｆの添加量を０．５〜２％と規定した理
由は、０．５％以上の添加において保護皮膜の密着性は
著しく向上するが、２％を越えるとＮｉ基耐熱合金の融
点が下がってしまい、γ′相の固溶を困難にしてしまう
ためである。

【００４３】また、Ｙの添加量を０．３％以下と規定し
た理由は、添加量が０．３％を越えると保護皮膜の成長
を促進し、はく離を生じさせ、その結果として耐食、耐
酸化特性を劣化させてしまうためである。

【００４４】請求項６記載のＮｉ基耐熱超合金は、重量
％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：４〜８％、Ａｌ：４〜
８％、Ｔｉ：１．５％以下（０を含まない）、Ｗ：６〜
１０％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：０．５〜２％、Ｒｅ：
０．５〜３．５％、Ｉｒ：１．５〜３％、Ｒｕ：３％以
下、Ｈｆ：０．５〜２％、Ｙ：０．３％以下、Ｃ：０．
０５〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．０３％、Ｚｒ：
０．０２〜０．０５％を含み、残部がＮｉおよび不可避
的不純物からなり、かつ５％≦Ａｌ＋Ｔｉ、４≦Ａｌ／
Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｒｅ≦２０％であるＮｉ基耐熱
超合金材料を一方向凝固させてなることを特徴とする。

【００４５】本発明における成分については、請求項５
記載の成分と同様である。

【００４６】本発明において、上述した成分を有するＮ
ｉ基耐熱超合金材料を一方向凝固させることによって、
Ｎｉ基耐熱超合金の長時間の組織安定性と耐高温腐食
性，耐酸化性を向上させることが可能である。

【００４７】請求項７記載のＮｉ基耐熱超合金の製造方
法は、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｒｅ、Ｉｒ、Ｒｕ、Ｈｆ、Ｙ、Ｃ、Ｂ、Ｚｒを含む
溶融材料を、一方向凝固させた後、真空または不活性雰
囲気内で１２００℃〜１２８０℃に加熱し、同温度範囲
で２時間以上溶体化処理した後急冷し、その後、１０５
０℃〜１１５０℃で４時間以上時効処理することを特徴
とする。

【００４８】本発明は、請求項３記載の製造方法と同様
であるが、本発明の製造方法により、温度、時間などの
処理方法を規定することにより、γ相中に高温強度を担
う所望のＬＩ_２構造の析出物γ′相（Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔ
ｉ））とＩｒ_３Ｔｉを確認することができ、これらの析
出により高温強度を有するＮｉ基耐熱超合金を得ること
ができる。

【００４９】請求項８記載のＮｉ基耐熱超合金の製造方
法は、請求項７記載のＮｉ基耐熱超合金の製造方法にお
いて、溶体化処理とそれに続く時効処理とを高温で連続
して行う熱処理に際し、溶体化処理１２００℃〜１２８
０℃の温度域から時効処理１０５０℃〜１１５０℃の温
度域への冷却速度を、３００℃／時間以上に設定し、そ
の時効処理温度域で２時間以上保持した後に急冷し、そ
の後、再び１０５０℃〜１１５０℃で４時間以上時効処
理することを特徴とする。

【００５０】本発明においても、請求項４記載の発明と
同様な効果を有するＮｉ基耐熱超合金を得ることが可能
である。

【００５１】請求項９記載のＮｉ基耐熱超合金部品は、
請求項１、２、５または６記載のいずれかのＮｉ基耐熱
超合金によって、タービンブレード、その他のガスター
ビンエンジン部品を構成したことを特徴とする。

【００５２】本発明において、将来のガスタービンの高
温化に伴う耐用温度の上昇にも十分対応可能な、ガスタ
ービンエンジンの部品を得ることができる。また、特に
タービンなどは、高速で回転するために遠心力を受け易
い。従って、応力軸方向に垂直な結晶粒界を含まない一
方向凝固させたＮｉ基耐熱超合金を、タービンブレード
として用いることが可能である。

【００５３】さらに、従来使用されにくかった耐高温腐
食性が要求される工業用ガスタービン部品にも十分適用
できる。この場合には、高温強度および耐酸化性に加
え、耐高温腐食性の利点を最大限に発揮させることが可
能である。

【００５４】すなわち、工業用ガスタービンの高効率化
と長期運転が可能になり、ガスタービンの運用効率を大
幅に向上させることが可能である。

【００５５】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て、以下の実施例を参照して説明する。

【００５６】実施例１（表１〜３：図１〜４） 本実施例では、表１に示す成分組成範囲のＮｉ基耐熱超
合金材料を用いた。

【００５７】具体的なＮｉ基耐熱超合金材料の組成は表
１に示すように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ
４．８％、Ｍｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．
８％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ１％、Ｉｒ１．５％、Ｈｆ
０．５％、Ｙ０．１５％、Ｃ０．０５％、Ｂ０．０２
％、Ｚｒ０．０３％を含み、残部をＮｉ基および不可避
的不純物とした。

【００５８】

【表１】

【００５９】表２に示すように、上記のＮｉ基耐熱超合
金材料を溶融した後、高速凝固法により一方向凝固柱状
晶に鋳造し、不活性雰囲気下において１２６０℃で加熱
し、前記温度で３時間溶体化処理を行った。その後、１
０８０℃で４時間時効処理を施し、試験片を作製した。

【００６０】上記の製造方法を表２に示す。

【００６１】

【表２】

【００６２】本実施例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。クリープ破断試験は、各試験片に対し大気
中で温度９５０℃、応力２４．５ｋｇｆ／ｍｍ2 の条件
で試験を行い、破断寿命（ｈ）及び伸び（％）のクリー
プ破断特性を測定した。耐高温腐食性試験は、Ｎａ2Ｓ
Ｏ4 （７５％）＋ＮａＣｌ（２５％）の組成を有する９
００℃に加熱した溶融塩中に、２０時間浸漬した後の重
量減量を測定し、腐食減量（ｍｇ／ｃｍ^２）とした。耐
酸化性試験は、大気中で８時間毎に室温から温度９５０
℃まで反復し、１００サイクル後の酸化質量増量を測定
し、酸化増量（ｍｇ／ｃｍ^２）とした。

【００６３】上記の試験結果を表３及び図１〜４に示
す。

【００６４】

【表３】

【００６５】表３に示すように、クリープ破断特性にお
ける寿命が３５６時間、伸びが２４％、腐食減量が０．
４８ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．３２ｍｇ／ｃｍ^２で
あった。

【００６６】実施例２（表１〜３：図１〜４） 本実施例では、表１に示す成分組成範囲のＮｉ基耐熱超
合金材料を用いた。

【００６７】具体的なＮｉ基耐熱超合金材料の組成は表
１に示すように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ
４．８％、Ｍｏ０．８％、Ｗ６．５％、Ｔａ８％、Ｒｅ
２．８％、Ａｌ６．２％、Ｔｉ１％、Ｉｒ２．５％、Ｈ
ｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．０７％、Ｂ０．０１５％、
Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮｉ基および不可避的不
純物とした。

【００６８】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【００６９】本実施例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、クリープ破断特性における寿命
が４３８時間、伸びが２９％、腐食減量が０．６１ｍｇ
／ｃｍ^２、酸化増量が０．２８ｍｇ／ｃｍ^２であった。
なお、試験条件は実施例１と同様である。

【００７０】実施例３ 本実施例では、表１に示す成分組成範囲のＮｉ基耐熱超
合金材料を用いた。

【００７１】具体的なＮｉ基耐熱超合金材料の組成は表
１に示すように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ
６％、Ｍｏ１％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、Ａ
ｌ６．２％、Ｔｉ１％、Ｉｒ２．５％、Ｒｕ１％、Ｈｆ
１．４％、Ｙ０．３％、Ｃ０．０５％、Ｂ０．０１５
％、Ｚｒ０．０３％を含み、残部をＮｉ基および不可避
的不純物とした。

【００７２】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【００７３】本実施例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、クリープ破断特性における寿命
が４４０時間、伸びが２１％、腐食減量が０．３０ｍｇ
／ｃｍ^２、酸化増量が０．３４ｍｇ／ｃｍ^２であった。
なお、試験条件は実施例１と同様である。

【００７４】実施例４ 本実施例では、表１に示す成分組成範囲のＮｉ基耐熱超
合金材料を用いた。

【００７５】具体的なＮｉ基耐熱超合金材料の組成は表
１に示すように、重量パーセントで、Ｃｒ１４％、Ｃｏ
４．８％、Ｍｏ１％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８
％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ１％、Ｉｒ１．５％、Ｒｕ２
％、Ｈｆ０．５％、Ｙ０．２％、Ｃ０．０７％、Ｂ０．
０２％、Ｚｒ０．０５％を含み、残部をＮｉ基および不
可避的不純物とした。

【００７６】また、上記のＮｉ基耐熱合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【００７７】本実施例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、クリープ破断特性における寿命
が３８７時間、伸びが２６％、腐食減量が０．４２ｍｇ
／ｃｍ^２、酸化増量が０．５６ｍｇ／ｃｍ^２であった。
なお、試験条件は実施例１と同様である。

【００７８】比較例１ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−１及びＣ−２を用いた。

【００７９】具体的な試料Ｃ−１の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ６．４％、Ｃｏ４．８
％、Ｍｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、
Ａｌ５．６％、Ｔｉ１％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【００８０】具体的な試料Ｃ−２の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１６％、Ｃｏ４．８％、
Ｍｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、Ａｌ
５．６％、Ｔｉ１％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．０
５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮ
ｉ基および不可避的不純物とした。

【００８１】また、上記のＮｉ基耐熱超合金材料を用い
て、実施例１と同様の処理を施した各試験片を作製し
た。

【００８２】本比較例で得られた各試験片を対象とし
て、クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化
性試験を行った。その結果、試料Ｃ−１は、クリープ破
断特性における寿命が３３２時間、伸びが２２％、腐食
減量が２．８６ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４４ｍｇ
／ｃｍ^２であった。また、試料Ｃ−２は、クリープ破断
特性における寿命が２３１時間、伸びが１６％、腐食減
量が０．３３ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４２ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【００８３】比較例２ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−３及びＣ−４を用いた。

【００８４】具体的な試料Ｃ−３の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１４％、Ｃｏ２．２％、
Ｍｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、Ａｌ
５．６％、Ｔｉ１％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．０
５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮ
ｉ基および不可避的不純物とした。

【００８５】具体的な試料Ｃ−４の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ１０％、Ｍ
ｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、Ａｌ
５．６％、Ｔｉ１％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．０
５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮ
ｉ基および不可避的不純物とした。

【００８６】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用いて、
実施例１と同様の処理を施した各試験片を作製した。

【００８７】本比較例で得られた各試験片を対象とし
て、クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化
性試験を行った。その結果、試料Ｃ−３は、クリープ破
断特性における寿命が２９１時間、伸びが２５％、腐食
減量が１．２２ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４３ｍｇ
／ｃｍ^２であった。また、試料Ｃ−４は、クリープ破断
特性における寿命が２３５時間、伸びが１９％、腐食減
量が０．３６ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．３２ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【００８８】比較例３ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−５及びＣ−６を用いた。

【００８９】具体的な試料Ｃ−５の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８％、
Ｗ８％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ
１％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．０５％、Ｂ０．０
２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮｉ基および不可
避的不純物とした。

【００９０】具体的な試料Ｃ−６の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８％、
Ｍｏ４％、Ｗ７％、Ｔａ６％、Ｒｅ２．８％、Ａｌ５．
６％、Ｔｉ１％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．０５
％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮｉ
基および不可避的不純物とした。

【００９１】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用いて、
実施例１と同様の処理を施した各試験片を作製した。

【００９２】本比較例で得られた各試験片を対象とし
て、クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化
性試験を行った。その結果、試料Ｃ−５は、クリープ破
断特性における寿命が２４３時間、伸びが２３％、腐食
減量が０．５４ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．３６ｍｇ
／ｃｍ^２であった。また、試料Ｃ−６は、クリープ破断
特性における寿命が２３５時間、伸びが２１％、腐食減
量が０．８９ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４１ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【００９３】比較例４ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−７及びＣ−８を用いた。

【００９４】具体的な試料Ｃ−７の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８％、
Ｍｏ０．８％、Ｗ３％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、Ａｌ
５．６％、Ｔｉ１％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．０
５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮ
ｉ基および不可避的不純物とした。

【００９５】具体的な試料Ｃ−８の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８％、
Ｍｏ０．８％、Ｗ１１％、Ｔａ６％、Ｒｅ２．８％、Ａ
ｌ５．６％、Ｔｉ１％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．
０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部を
Ｎｉ基および不可避的不純物とした。

【００９６】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用いて、
実施例１と同様の処理を施した各試験片を作製した。

【００９７】本比較例で得られた各試験片を対象とし
て、クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化
性試験を行った。その結果、試料Ｃ−７は、クリープ破
断特性における寿命が２３６時間、伸びが１５％、腐食
減量が０．５２ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４３ｍｇ
／ｃｍ^２であった。また、試料Ｃ−８は、クリープ破断
特性における寿命が２３０時間、伸びが１６％、腐食減
量が１．０５ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４５ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【００９８】比較例５ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−９及びＣ−１０を用いた。

【００９９】具体的な試料Ｃ−９の組成は表１に示すよ
うに、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８％、
Ｍｏ０．８％、Ｗ８％、Ｔａ２％、Ｒｅ２．８％、Ａｌ
５．６％、Ｔｉ１％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．０
５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮ
ｉ基および不可避的不純物とした。

【０１００】具体的な試料Ｃ−１０の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８
％、Ｍｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ１２％、Ｒｅ２．８
％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ１％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、
Ｃ０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、
残部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１０１】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用いて、
実施例１と同様の処理を施した各試験片を作製した。

【０１０２】本比較例で得られた各試験片を対象とし
て、クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化
性試験を行った。その結果、試料Ｃ−９は、クリープ破
断特性における寿命が２３８時間、伸びが１９％、腐食
減量が０．４８ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４８ｍｇ
／ｃｍ^２であった。また、試料Ｃ−１０は、クリープ破
断特性における寿命が２３２時間、伸びが１７％、腐食
減量が０．４８ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４８ｍｇ
／ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様で
ある。

【０１０３】比較例６ 本比較例では、表１に示す試料Ｃ−１１を用いた。

【０１０４】具体的な試料Ｃ−１１の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８
％、Ｍｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ５％、Ａｌ
５．６％、Ｔｉ１％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．０
５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮ
ｉ基および不可避的不純物とした。

【０１０５】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用いて、
実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【０１０６】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−１１は、クリープ破断
特性における寿命が２４１時間、伸びが２０％、腐食減
量が０．４４ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．３３ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【０１０７】比較例７ 本比較例では、表１に示す試料Ｃ−１２を用いた。

【０１０８】具体的な試料Ｃ−１２の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８
％、Ｍｏ２％、Ｗ８％、Ｔａ１０％、Ｒｅ３．５％、Ａ
ｌ５．６％、Ｔｉ１％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．
０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部を
Ｎｉ基および不可避的不純物とした。

【０１０９】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用いて、
実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【０１１０】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−１２は、クリープ破断
特性における寿命が２２２時間、伸びが１９％、腐食減
量が０．５０ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．３４ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【０１１１】比較例８ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−１３及びＣ−１４を用いた。

【０１１２】具体的な試料Ｃ−１３の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８
％、Ｍｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、
Ａｌ３．５％、Ｔｉ０．５％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、
Ｃ０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、
残部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１１３】具体的な試料Ｃ−１４の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８
％、Ｍｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、
Ａｌ１０％、Ｔｉ１．５％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１１４】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用いて、
実施例１と同様の処理を施した各試験片を作製した。

【０１１５】本比較例で得られた各試験片を対象とし
て、クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化
性試験を行った。その結果、試料Ｃ−１３は、クリープ
破断特性における寿命が２２１時間、伸びが２２％、腐
食減量が０．４２ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が３．８０ｍ
ｇ／ｃｍ^２であった。また、試料Ｃ−１４は、クリープ
破断特性における寿命が２１７時間、伸びが１２％、腐
食減量が０．４３ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．１８ｍ
ｇ／ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様
である。

【０１１６】比較例９ 本比較例では、表１に示す試料Ｃ−１５を用いた。

【０１１７】具体的な試料Ｃ−１５の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ４．８
％、Ｍｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、
Ａｌ８％、Ｔｉ２％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．０
５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮ
ｉ基および不可避的不純物とした。

【０１１８】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用いて、
実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【０１１９】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−１５は、クリープ破断
特性における寿命が２０３時間、伸びが２４％、腐食減
量が０．４１ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．２４ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【０１２０】比較例１０ 本比較例では、表１に示す試料Ｃ−１６を用いた。

【０１２１】具体的な試料Ｃ−１６の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ６％、Ｍ
ｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、Ａｌ
５．６％、Ｔｉ１％、Ｉｒ４％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２
％、Ｃ０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含
み、残部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１２２】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用いて、
実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【０１２３】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−１６は、クリープ破断
特性における寿命が２０５時間、伸びが２０％、腐食減
量が０．９８ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４５ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【０１２４】比較例１１ 本比較例では、表１に示す成分組成の異なる二種類の試
料としてＣ−１７及びＣ−１８を用いた。

【０１２５】具体的な試料Ｃ−１７の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ６％、Ｍ
ｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、Ａｌ
５．６％、Ｔｉ１％、Ｒｕ５％、Ｃ０．０５％、Ｂ０．
０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮｉ基および不
可避的不純物とした。

【０１２６】具体的な試料Ｃ−１８の組成は表１に示す
ように、重量パーセントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ６％、Ｍ
ｏ０．８％、Ｗ７％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、Ａｌ
５．６％、Ｔｉ１％、Ｈｆ２．５％、Ｙ０．５％、Ｃ
０．０５％、Ｂ０．０２％、Ｚｒ０．０２％を含み、残
部をＮｉ基および不可避的不純物とした。

【０１２７】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用いて、
実施例１と同様の処理を施した各試験片を作製した。

【０１２８】本比較例で得られた各試験片を対象とし
て、クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化
性試験を行った。その結果、試料Ｃ−１７は、クリープ
破断特性における寿命が２３３時間、伸びが２２％、腐
食減量が１．４４ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が２．３５ｍ
ｇ／ｃｍ^２であった。また、試料Ｃ−１８は、クリープ
破断特性における寿命が２２３時間、伸びが２１％、腐
食減量が１．０８ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が１．６８ｍ
ｇ／ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様
である。

【０１２９】比較例１２ 本比較例では、表１に示す試料Ｃ−１９を用いた。

【０１３０】具体的な試料Ｃ−１９の組成は、重量パー
セントで、Ｃｒ１２％、Ｃｏ６％、Ｍｏ０．８％、Ｗ７
％、Ｔａ８％、Ｒｅ２．８％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ１
％、Ｈｆ１％、Ｙ０．２％、Ｃ０．２％、Ｂ０．０５
％、Ｚｒ０．０８％を含み、残部をＮｉ基および不可避
的不純物とした。

【０１３１】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用いて、
実施例１と同様の処理を施した試験片を作製した。

【０１３２】本比較例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料Ｃ−１９は、クリープ破断
特性における寿命が２４２時間、伸びが２３％、腐食減
量が０．４８ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４６ｍｇ／
ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様であ
る。

【０１３３】従来例１ 本従来例において、表１に示す試料ＣＭ２４７ＬＣを用
いた。

【０１３４】具体的な試料ＣＭ２４７ＬＣの組成は、重
量パーセントで、Ｃｒ８．３％、Ｃｏ９．４％、Ｍｏ
０．５％、Ｗ９．３％、Ｔａ３．２％、Ａｌ５．７％、
Ｔｉ０．７％、Ｈｆ１．４％、Ｃ０．０７％、Ｂ０．０
１７％、Ｚｒ０．０２％を含み、残部をＮｉ基および不
可避的不純物とした。

【０１３５】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を溶融した
後、高速凝固法により一方向凝固柱状晶に鋳造し、不活
性雰囲気下、１２３０℃で加熱した。その後、前記温度
で２時間溶体化処理を行い、その後、１０８０℃で４時
間時効処理を施し、さらに８７０℃で２４時間時効処理
を施した後、試験片を作製した。

【０１３６】本従来例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料ＣＭ２４７ＬＣは、クリー
プ破断特性における寿命が１５６時間、伸びが２６％、
腐食減量が３．１ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．４２ｍ
ｇ／ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様
である。

【０１３７】従来例２ 本従来例において、表１に示す試料ＣＭ１８６ＬＣを用
いた。

【０１３８】具体的な試料ＣＭ１８６ＬＣの組成は、重
量パーセントで、Ｃｒ６．８％、Ｃｏ９．２％、Ｍｏ
０．５％、Ｗ８．５％、Ｔａ３．２％、Ｒｅ３％、Ａｌ
５．６％、Ｔｉ０．７％、Ｈｆ１．４％、Ｃ０．０７１
％、Ｂ０．０１５％、Ｚｒ０．００６％を含み、残部を
Ｎｉ基および不可避的不純物とした。

【０１３９】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用い、従
来例１と同様な処理を施し試験片を作製した。

【０１４０】本従来例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料ＣＭ１８６ＬＣは、クリー
プ破断特性における寿命が２６７時間、伸びが１９％、
腐食減量が１．２ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．６８ｍ
ｇ／ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１と同様
である。

【０１４１】従来例３ 本従来例において、表１に示す試料として単結晶である
ＣＭＳＸ−２を用いた。

【０１４２】具体的な試料ＣＭＳＸ−２の組成は、重量
パーセントで、Ｃｒ７．９％、Ｃｏ４．６％、Ｍｏ０．
６％、Ｗ７．９％、Ｔａ６％、Ａｌ５．６％、Ｔｉ１
％、Ｈｆ０．００４％、Ｃ０．００１４％、Ｂ０．００
２％、Ｚｒ０．００１％を含み、残部をＮｉ基および不
可避的不純物とした。

【０１４３】上述したＮｉ基耐熱超合金材料を用い、表
２に示す処理を施し試験片を作製した。

【０１４４】本従来例で得られた試験片を対象として、
クリープ破断試験、耐高温腐食性試験および耐酸化性試
験を行った。その結果、試料ＣＭＳＸ−２については、
クリープ破断特性における寿命が３１３時間、伸びが２
３％、腐食減量が２．９ｍｇ／ｃｍ^２、酸化増量が０．
５６ｍｇ／ｃｍ^２であった。なお、試験条件は実施例１
と同様である。

【０１４５】上記した実施例、比較例及び従来例から以
下のことが判明した。

【０１４６】比較例１及び比較例２は、ＣｒとＣｏの含
有量を規定しているが、Ｃｒ及びＣｏの含有量が規定量
よりも高い試料Ｃ−２及びＣ−４では、脆化相であるσ
相が析出し、また未固溶γ′相量が増加してしまうため
に、クリープ破断寿命が低下した。一方、Ｃｒ及びＣｏ
の含有量が規定量よりも少ない試料Ｃ−１及びＣ−３で
は、腐食増量の値が大きいため、所望の特性を得ること
ができなかった。

【０１４７】比較例３〜６は、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ及びＲｅ
の含有量を規定している。Ｔａ含有量が高い比較例５の
試料Ｃ−１０は、共晶γ′相の一部が熱処理により完全
に固溶されずに残留し、また、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ及びＲｅ
の４元素の内の少なくとも１つが規定量よりも高い比較
例３の試料Ｃ−６、比較例４の試料Ｃ−８、比較例５の
試料Ｃ−１０、比較例６の試料Ｃ−１１はクリープ破断
寿命がいずれも、実施例１〜４における本発明よりも比
較的短めとなっていた。

【０１４８】比較例７は、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ及びＲｅの添
加総量に関して規定している。前記添加総量が２０％を
超える比較例７の試料Ｃ−１２は、高温強度に悪影響を
及ぼすα−（Ｗ，Ｍｏ）あるいはＲｅ−（Ｗ，Ｍｏ）相
が析出するために、クリープ破断寿命が比較的短めとな
っていた。

【０１４９】比較例８及び比較例９は、Ａｌ及びＴｉの
含有量を規定している。前記両元素の含有量が高い比較
例８のＣ−１４及び比較例９の試料Ｃ−１５は、熱処理
後に未固溶のγ′相と共晶γ′相が比較的多く残留し、
クリープ破断寿命が本発明よりも比較的短めになってい
た。またＡｌ含有量が少なく、ＡｌとＴｉの含有量が５
％未満である比較例８の試料Ｃ−１３は、クリープ破断
寿命が短くまた酸化増量が３．８０と最も多く耐酸化性
が低下していた。

【０１５０】比較例１０は、Ｉｒの含有量を規定してい
る。Ｉｒの含有量が規定範囲外である比較例１０の試料
Ｃ−１６及び試料Ｃ−１７〜１９では強度や延性が低下
し、クリープ破断寿命が低下した。これとは反対に、Ｉ
ｒを２．５％含有した本発明における実施例２、３で
は、最も優れたクリープ破断寿命を示した。

【０１５１】比較例１１は、Ｒｕ，Ｈｆ及びＹの含有量
を規定している。Ｒｕの含有量が規定範囲外である比較
例１１の試料Ｃ−１７は高温耐食性，耐酸化性が低下し
ていた。また、Ｈｆ及びＹを含有しない比較例１１の試
料Ｃ−１７は、保護皮膜のはく離が生じるために、耐高
温腐食性および耐酸化性が低下していた。また、Ｙを過
剰に添加した比較例１１の試料Ｃ−１８は、Ｙにより酸
素の内方拡散が促進されるために、酸化増量が多く、耐
酸化性が低下していた。Ｈｆを過剰に含有する比較例１
１の試料Ｃ−１８は、熱処理後に未固溶のγ′相が残留
するために、クリープ破断寿命が低下していた。

【０１５２】比較例１２は、Ｃ、Ｂ及びＺｒの含有量を
規定している。前記元素が過剰に添加された比較例１２
の試料Ｃ−１９は延性が低下し、クリープ破断寿命が低
下していた。

【０１５３】上記比較例１〜１２までの耐熱合金に対
し、実施例１〜４は、Ｃｒ，Ｃｏ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｗ，Ｍ
ｏ，Ｔａ，Ｒｅ，Ｉｒ，Ｒｕ，Ｈｆ，Ｙ，Ｃ，Ｂ，Ｚｒ
の各元素を本発明の化学組成に基づく最適な含有量、総
和量および比率に基づいてバランス良く含有させたた
め、熱処理後の未固溶のγ′相、共晶γ′相の残留物は
ほとんど無く、有害な脆化相であるα−（Ｗ，Ｍｏ）
相，Ｒｅ−（Ｗ，Ｍｏ，Ｔａ）相も析出していない。従
って、クリープ破断寿命が比較例１〜１２、及び従来例
１〜３までの耐熱合金に比較すると、いずれも高温強度
に優れていた。さらに既存のＮｉ基単結晶合金である従
来例３の試料ＣＭＳＸ−２に相当する高温強度を有して
いる。そして、本発明の合金は腐食減量および酸化増量
のいずれも低く、耐高温腐食性および耐酸化性に優れて
いることを確認した。

【０１５４】従って、本発明の合金は、高温強度、耐高
温腐食性及び耐酸化性のいずれも従来のものと比べ、優
れた特性を備えていることが明らかになった。

【０１５５】このことから、本発明における合金は、将
来のガスタービンの高温化にともなう耐用温度の上昇に
も十分対応することが可能である。さらに従来、使用さ
れにくかった耐高温腐食性が要求される工業用ガスター
ビン部品にも十分適用することができる。上記の場合に
は高温強度および耐酸化性に加え、耐高温腐食性の利点
を最大限に発揮させることができる。すなわち、工業用
ガスタービンの高効率化と長期運転が可能になり、ガス
タービンの運用効率が大幅に向上するようになった。

【０１５６】その他の実施例 なお、本発明におけるＮｉ基耐熱超合金は表２に示す製
造方法により製造しているが、本発明に係るＮｉ基一方
向凝固超合金の製造方法は本実施例に限定されるもので
はない。例えば、請求項４記載の発明を適用したもので
あってもよい。すなわち、請求項４記載の発明を成す製
造方法は、特開平６−２９３９４５号公報などに開示さ
れたＮｉ基耐熱超合金の製造方法を適用したものであ
る。そして、前記方法は、γ′相により強化されるＮｉ
基耐熱超合金を溶体化処理とそれに続く時効処理をその
時効処理温度以上を維持した状態で連続して行って製造
するものである。

【０１５７】具体的には、本発明の化学組成を有するＮ
ｉ基耐熱超合金材料を溶融した後、前記合金によりＮｉ
基一方向凝固耐熱超合金を形成し、その一方向凝固耐熱
超合金を１２００℃〜１２８０℃の温度で溶体化処理し
た後、その温度から３００℃／時間以上の冷却速度で１
０５０℃〜１１５０℃の温度まで冷却し、その冷却した
温度を維持した状態で時効処理するのが好ましい。

【０１５８】このように製造されたＮｉ基一方向凝固耐
熱超合金は、γ基地中に高温強度特性をより一層高める
のに所望の十分な体積率のγ′相とＩｒ3 Ｔｉ相が析出
し、かつγ′相については最適形状である立方体状の
γ′相が格子状に規則正しく配列したミクロ組織が得れ
るといった利点を有する。

【０１５９】

【発明の効果】以上で説明したように、本発明のＮｉ基
耐熱超合金は既存の単結晶合金に相当する優れたクリー
プ破断寿命、伸び及び耐高温腐食性、耐酸化性を兼備し
ている。その結果、高温高効率ガスタービンや従来にお
いて適用が困難であった長期運用される工業用ガスター
ビンのブレード等の部品として、高いクリープ応力下と
厳しい高温腐食・酸化環境での運用が可能となり、その
効率向上に大きく寄与するものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例１〜４、比較例１〜１２及び従来例１〜
３のクリープ破断試験結果の破断寿命を説明するグラ
フ。

【図２】実施例１〜４、比較例１〜１２及び従来例１〜
３のクリープ破断試験結果の破断伸びを説明するグラ
フ。

【図３】実施例１〜４、比較例１〜１２及び従来例１〜
３の耐高温腐食性試験結果の腐食減量を説明するグラ
フ。

【図４】実施例１〜４、比較例１〜１２及び従来例１〜
３の耐酸化性試験結果の酸化質量増量を説明するグラ
フ。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９１Ｚ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ 1/10 1/10 Ｈ Ｆ０１Ｄ 5/28 Ｆ０１Ｄ 5/28

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：４
   〜８％、Ａｌ：４〜８％、Ｔｉ：１．５％以下（０を含
   まない）、Ｗ：６〜１０％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：
   ０．５〜２％、Ｒｅ：０．５〜３．５％、Ｉｒ：１．５
   〜３％、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．
   ０３％、Ｚｒ：０．０２〜０．０５％を含み、残部がＮ
   ｉおよび不可避的不純物からなり、かつ５％≦Ａｌ＋Ｔ
   ｉ、４≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｒｅ≦２０％で
   あることを特徴とするＮｉ基耐熱超合金。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：４
   〜８％、Ａｌ：４〜８％、Ｔｉ：１．５％以下（０を含
   まない）、Ｗ：６〜１０％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：
   ０．５〜２％、Ｒｅ：０．５〜３．５％、Ｉｒ：１．５
   〜３％、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０１〜０．
   ０３％、Ｚｒ：０．０２〜０．０５％を含み、残部がＮ
   ｉおよび不可避的不純物からなり、かつ５％≦Ａｌ＋Ｔ
   ｉ、４≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｒｅ≦２０％で
   あるＮｉ基耐熱超合金材料を一方向凝固させてなること
   を特徴とするＮｉ基耐熱超合金。
3. 【請求項３】 Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔ
   ａ、Ｍｏ、Ｒｅ、Ｉｒ、Ｃ、Ｂ、Ｚｒを含む溶融材料
   を、一方向凝固させた後、真空または不活性雰囲気内で
   １２００℃〜１２８０℃に加熱し、同温度範囲で２時間
   以上溶体化処理した後急冷し、その後、１０５０℃〜１
   １５０℃で４時間以上時効処理することを特徴とするＮ
   ｉ基耐熱超合金の製造方法。
4. 【請求項４】 請求項３記載のＮｉ基耐熱超合金の製造
   方法において、溶体化処理とそれに続く時効処理とを高
   温で連続して行う熱処理に際し、溶体化処理１２００℃
   〜１２８０℃の温度域から時効処理１０５０℃〜１１５
   ０℃の温度域への冷却速度を、３００℃／時間以上に設
   定し、その時効処理温度域で２時間以上保持した後に急
   冷し、その後、再び１０５０℃〜１１５０℃で４時間以
   上時効処理することを特徴とするＮｉ基耐熱超合金の製
   造方法。
5. 【請求項５】 重量％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：４
   〜８％、Ａｌ：４〜８％、Ｔｉ：１．５％以下（０を含
   まない）、Ｗ：６〜１０％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：
   ０．５〜２％、Ｒｅ：０．５〜３．５％、Ｉｒ：１．５
   〜３％、Ｒｕ：３％以下、Ｈｆ：０．５〜２％、Ｙ：
   ０．３％以下、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０１
   〜０．０３％、Ｚｒ：０．０２〜０．０５％を含み、残
   部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、かつ５％≦Ａ
   ｌ＋Ｔｉ、４≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｒｅ≦２
   ０％であることを特徴とするＮｉ基耐熱超合金。
6. 【請求項６】 重量％で、Ｃｒ：８〜１４％、Ｃｏ：４
   〜８％、Ａｌ：４〜８％、Ｔｉ：１．５％以下（０を含
   まない）、Ｗ：６〜１０％、Ｔａ：３〜８％、Ｍｏ：
   ０．５〜２％、Ｒｅ：０．５〜３．５％、Ｉｒ：１．５
   〜３％、Ｒｕ：３％以下、Ｈｆ：０．５〜２％、Ｙ：
   ０．３％以下、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０１
   〜０．０３％、Ｚｒ：０．０２〜０．０５％を含み、残
   部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、かつ５％≦Ａ
   ｌ＋Ｔｉ、４≦Ａｌ／Ｔｉ、Ｗ＋Ｔａ＋Ｍｏ＋Ｒｅ≦２
   ０％であるＮｉ基耐熱超合金材料を一方向凝固させてな
   ることを特徴とするＮｉ基耐熱超合金。
7. 【請求項７】 Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔ
   ａ、Ｍｏ、Ｒｅ、Ｉｒ、Ｒｕ、Ｈｆ、Ｙ、Ｃ、Ｂ、Ｚｒ
   を含む溶融材料を、一方向凝固させた後、真空または不
   活性雰囲気内で１２００℃〜１２８０℃に加熱し、同温
   度範囲で２時間以上溶体化処理した後急冷し、その後、
   １０５０℃〜１１５０℃で４時間以上時効処理すること
   を特徴とするＮｉ基耐熱超合金の製造方法。
8. 【請求項８】 請求項７記載のＮｉ基耐熱超合金の製造
   方法において、溶体化処理とそれに続く時効処理とを高
   温で連続して行う熱処理に際し、溶体化処理１２００℃
   〜１２８０℃の温度域から時効処理１０５０℃〜１１５
   ０℃の温度域への冷却速度を、３００℃／時間以上に設
   定し、その時効処理温度域で２時間以上保持した後に急
   冷し、その後、再び１０５０℃〜１１５０℃で４時間以
   上時効処理することを特徴とするＮｉ基耐熱超合金の製
   造方法。
9. 【請求項９】 請求項１、２、５または６記載のいずれ
   かのＮｉ基耐熱超合金によって、タービンブレード、そ
   の他のガスタービンエンジン部品を構成したことを特徴
   とするＮｉ基耐熱超合金部品。