JPWO2008032751A1 - Ｎｉ基単結晶超合金 - Google Patents
Ｎｉ基単結晶超合金 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2008032751A1 JPWO2008032751A1 JP2008534370A JP2008534370A JPWO2008032751A1 JP WO2008032751 A1 JPWO2008032751 A1 JP WO2008032751A1 JP 2008534370 A JP2008534370 A JP 2008534370A JP 2008534370 A JP2008534370 A JP 2008534370A JP WO2008032751 A1 JPWO2008032751 A1 JP WO2008032751A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- weight
- single crystal
- based single
- phase
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 78
- 239000013078 crystal Substances 0.000 title claims abstract description 76
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 65
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 33
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 26
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 claims abstract description 20
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 claims abstract description 20
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 229910052702 rhenium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 12
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910052707 ruthenium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 abstract description 16
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 62
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 46
- 230000008859 change Effects 0.000 description 20
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 19
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 19
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 15
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 14
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 13
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 11
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 10
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 9
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 8
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 8
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 8
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 8
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 7
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 5
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 4
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 4
- 229910001012 TMS-138 Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 3
- 229910000995 CMSX-10 Inorganic materials 0.000 description 2
- KJTLSVCANCCWHF-UHFFFAOYSA-N Ruthenium Chemical compound [Ru] KJTLSVCANCCWHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001027 TMS-162 Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000009471 action Effects 0.000 description 2
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 2
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 2
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001011 CMSX-4 Inorganic materials 0.000 description 1
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- ZMIGMASIKSOYAM-UHFFFAOYSA-N cerium Chemical compound [Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce] ZMIGMASIKSOYAM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- IVMYJDGYRUAWML-UHFFFAOYSA-N cobalt(ii) oxide Chemical class [Co]=O IVMYJDGYRUAWML-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N hafnium atom Chemical compound [Hf] VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N lanthanum atom Chemical compound [La] FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- WUAPFZMCVAUBPE-UHFFFAOYSA-N rhenium atom Chemical compound [Re] WUAPFZMCVAUBPE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N tantalum atom Chemical compound [Ta] GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 1
- GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N vanadium Chemical compound [V]#[V] GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/007—Alloys based on nickel or cobalt with a light metal (alkali metal Li, Na, K, Rb, Cs; earth alkali metal Be, Mg, Ca, Sr, Ba, Al Ga, Ge, Ti) or B, Si, Zr, Hf, Sc, Y, lanthanides, actinides, as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
本発明のＮｉ基単結晶超合金は、例えば、重量比で、Ａｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上１０．０重量％以下、Ｍｏ：１．１重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上１０．０重量％以下、Ｒｅ：３．１重量％以上８．０重量％以下、Ｈｆ：０．０重量％以上２．０重量％以下、Ｃｒ：２．５重量％以上８．５重量％以下、Ｃｏ：０．０重量％以上９．９重量％以下、Ｎｂ：０．０重量％以上４．０重量％以下、Ｒｕ：１．０重量％以上１４．０重量％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有する超合金である。また、ＯＰ≧１０８となるように、ＣｒとＨｆとＡｌの組成比率を設定することが好ましい。本発明のＮｉ基単結晶超合金によれば、高いクリープ強度を維持しつつ、耐酸化性を向上させることができる。
Description
本発明は、クリープ特性を向上させたＮｉ基単結晶超合金に関し、特に、耐酸化性の向上を目的としたＮｉ基単結晶超合金の改良に関する。
本願は、２００６年９月１３日に、日本に出願された特願２００６−２４８７１４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２００６年９月１３日に、日本に出願された特願２００６−２４８７１４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
航空機やガスタービン等の動・静翼等のように高温下で長時間使用される部品または製品には、材料としてＮｉ基単結晶超合金が使用されている。Ｎｉ基単結晶超合金は、ベースであるＮｉ（ニッケル）にＡｌ（アルミニウム）を添加してＮｉ３Ａｌ型の析出物を析出させて強化し、Ｃｒ（クロム）、Ｗ（タングステン）、Ｔａ（タンタル）等の高融点金属を混合して合金化し、単結晶化させた超合金である。このＮｉ基単結晶超合金には、Ｒｅ （レニウム）を含まない第１世代、Ｒｅを３重量％程度含む第２世代、Ｒｅを５〜６重量％含む第３世代が既に開発されており、世代が進むにつれクリープ強度が向上している。例えば、第１世代のＮｉ基単結晶超合金にはＣＭＳＸ−２（キャノン・マスケゴン社製、特許文献１参照）、第２世代のＮｉ基単結晶超合金にはＣＭＳＸ−４（キャノン・マスケゴン社製、特許文献２参照）、第３世代のＮｉ基単結晶超合金にはＣＭＳＸ−１０ （キャノン・マスケゴン社製、特許文献３参照）等が知られている。
上記Ｎｉ基単結晶超合金は、所定の温度で溶体化処理を行った後、時効処理を行って強度向上のために適切な金属組織を得ている。この超合金は、いわゆる析出硬化型合金と呼ばれており、オーステナイト相たる母相（γ相）と、この母相中に中間規則相たる析出相（γ’相）が分散析出した形態を有している。
上記第３世代のＮｉ基単結晶超合金であるＣＭＳＸ−１０は、第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりも高温下でのクリープ強度の向上を目的とした超合金である。しかしながら、Ｒｅの組成比が５重量％以上と高く、母相（γ相）へのＲｅ固溶量を越えてしまうため、余剰のＲｅが他の元素と化合してしまい、高温下でいわゆるＴＣＰ相（Ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａｌｌｙ Ｃｌｏｓｅ Ｐａｃｋｅｄ 相）を析出させる。その結果、高温下における長時間の使用によってＴＣＰ相の量が増加し、クリープ強度が低下するという問題があった。
この第３世代のＮｉ基単結晶超合金の問題を解決するために、ＴＣＰ相を抑制するＲｕ（ルテニウム）を添加し、かつ他の構成元素の組成比を最適な範囲に設定することにより、母相（γ相）の格子定数と析出相（γ’相）の格子定数とを最適な値にし、高温下での強度を向上させることができるＮｉ基単結晶超合金が開発された。このようなＮｉ基単結晶超合金には、Ｒｕを３重量％程度まで含む第４世代とＲｕを４重量％以上含む第５世代とがあり、世代が進むにつれ、第３世代よりも更にクリープ強度が向上している。例えば、第４世代のＮｉ基単結晶超合金にはＴＭＳ−１３８（ＮＩＭＳ−ＩＨＩ社製、特許文献４参照）、第５世代のＮｉ基単結晶超合金にはＴＭＳ−１６２（ＮＩＭＳ−ＩＨＩ社製、特許文献５参照）等が知られている。
上記第４世代のＮｉ基単結晶超合金であるＴＭＳ−１３８及び第５世代のＮｉ基単結晶超合金であるＴＭＳ−１６２は、上述したようにクリープ強度を向上させた超合金である。しかしながら、１１００℃×５００時間の条件で試験片を加熱すると、重量変化量が負の方向に大きいことがわかった。
また、上記ＴＭＳ−１３８を採用したジェットエンジンの実証試験後の動翼断面の元素マップを調査したところ、翼最表面では、ＮｉとＣｏ（コバルト）の酸化物が層状に分布しており、その下にＡｌやＣｒの酸化物が粒状に分布していた。Ａｌの酸化物が層状に形成される場合には、成長が遅くかつ安定で強固であることから耐酸化保護性皮膜となるが、ＮｉとＣｏの酸化物は成長が速くかつ母材との密着性がＡｌの酸化物よりも低いため剥離が生ずることとなる。したがって、酸化が進行するほど剥離現象が生じ、負の重量変化量が大きくなる。すなわち、重量変化量が大きいということは耐酸化性に優れていないということを示している。
米国特許第４，５８２，５４８号公報
米国特許第４，６４３，７８２号公報
米国特許第５，３６６，６９５号公報
米国特許第６，９６６，９５６号公報
米国特許出願公開ＵＳ２００６／００１１２７１号公報
本発明は上述した問題に鑑み創案されたものであって、第４世代及び第５世代のＮｉ基単結晶超合金の特徴である高いクリープ強度を維持しつつ、耐酸化性を向上させることができるＮｉ基単結晶超合金を提供することを目的とする。
本願発明者らは、上記第４世代及び第５世代のＮｉ基単結晶超合金をベースにして鋭意研究を行った結果、
（１）ＡｌとＣｒとＨｆ（ハフニウム）を最適な範囲に設定することによりクリープ強度を維持しつつ耐酸化性を向上させることができる、
（２）耐酸化性に優れたＣｒの組成比率を増大させるとともに組織安定性やＴＣＰ相の抑制を考慮して組成比率の改良を行うことによってもクリープ強度を維持しつつ耐酸化性を向上させることができる、
との知見を得た。本発明はかかる知見に基づいてなされた。
（１）ＡｌとＣｒとＨｆ（ハフニウム）を最適な範囲に設定することによりクリープ強度を維持しつつ耐酸化性を向上させることができる、
（２）耐酸化性に優れたＣｒの組成比率を増大させるとともに組織安定性やＴＣＰ相の抑制を考慮して組成比率の改良を行うことによってもクリープ強度を維持しつつ耐酸化性を向上させることができる、
との知見を得た。本発明はかかる知見に基づいてなされた。
すなわち、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、各成分が重量比で、Ａｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上１０．０重量％以下、Ｍｏ（モリブデン）：１．１重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上１０．０重量％以下、Ｒｅ：３．１重量％以上８．０重量％以下、Ｈｆ：０．０重量％以上２．０重量％以下、Ｃｒ：２．５重量％以上８．５重量％以下、Ｃｏ：０．０重量％以上９．９重量％以下、Ｎｂ（ニオブ）：０．０重量％以上４．０重量％以下、Ｒｕ（ルテニウム）：１．０重量％以上１４．０重量％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有する。ここで、ＨｆとＣｒの組成比を、Ｈｆ：０．０重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：５．１重量％以上８．５重量％以下としてもよい。さらにＨｆとＣｒとＭｏとＴａの組成比を、Ｈｆ：０．０重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：５．１重量％以上８．５重量％以下、Ｍｏ：２．１重量％以上４．５重量％以下、Ｔａ：４．０重量％ 以上６．０重量％以下となるようにしてもよい。
また、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、Ａｌ：５．０重量％以上６．５重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上６．５重量％以下、Ｍｏ：２．１重量％以上４．０重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上６．０重量％以下、Ｒｅ：４．５重量％以上７．５重量％以下、Ｈｆ：０．１重量％以上２．０重量％以下、Ｃｒ：２．５重量％以上８．５重量％以下、Ｃｏ：４．５重量％以上９．５重量％以下、Ｎｂ：０．０重量％以上１．５重量％以下、Ｒｕ：１．５重量％以上６．５重量％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有する。ここで、Ｃｒの組成比を、Ｃｒ：４．１重量％以上８． ５重量％以下としてもよいし、Ｃｒ：５．１重量％以上８．５重量％以下としてもよい。
さらに、ＨｆとＣｒの組成比を、Ｈｆ：０．１重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：４．１重量％以上８．５重量％以下としてもよいし、Ｈｆ：０．１重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：５．１重量％以上８．５重量％以下としてもよい。
さらに、ＨｆとＣｒの組成比を、Ｈｆ：０．１重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：４．１重量％以上８．５重量％以下としてもよいし、Ｈｆ：０．１重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：５．１重量％以上８．５重量％以下としてもよい。
さらに、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、各成分が重量比で、Ａｌ：５．５重量％以上５．９重量％以下、Ｔａ：４．７重量％以上５．６重量％以下、Ｍｏ：２．２重量％以上２．８重量％以下、Ｗ：４．４重量％以上５．６重量％以下、Ｒｅ：５．０重量％以上６．８重量％以下、Ｈｆ：０．１重量％以上２．０重量％以下、Ｃｒ：４．０重量％以上６．７重量％以下、Ｃｏ：５．３重量％以上９．０重量％以下、Ｎｂ：０．０重量％以上１．０重量％以下、Ｒｕ：２．３重量％以上５．９重量％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有する。ここで、ＨｆとＣｒの組成比を、Ｈｆ：０．１重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：５．１重量％以上６．７重量％以下としてもよい。
また、上述した本発明のＮｉ基単結晶超合金のＯＰ（Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ Ｐａｒａ ｍｅｔｅｒ）＝５．５×［Ｃｒ （ｗｔ％）］＋１５．０×［Ａｌ（ｗｔ％）］＋９．５×［Ｈｆ（ｗｔ％）］としたとき、ＯＰ≧１０８とするのが好ましい。ＯＰ値は、ＯＰ≧１１３としてもよい。
また、上述した本発明のＮｉ基単結晶超合金は、重量比で１．０重量％以下のＴｉ（チタン）を含有していてもよい。また、Ｂ（ホウ素）、Ｃ（炭素）、Ｓｉ（珪素）、Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、Ｖ（バナジウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）のうちの少なくとも一つの成分を含有していてもよい。さらに、その個々の成分（重量比）は、Ｂ：０．０５重量％以下、Ｃ：０．１５重量％以下、Ｓｉ：０．１重量％ 以下、Ｙ：０．１重量％以下、Ｌａ：０．１重量％以下、Ｃｅ：０．１重量％以下、Ｖ：１重量％以下、Ｚｒ：０．１重量％以下であることが好ましい。また、母相の格子定数をａ１とし、析出相の格子定数をａ２としたときに、ａ２≦０．９９９ａ１であることが好ましく、さらに、ａ２≦０．９９６５ａ１であることが好ましい。また、Ｐ＝−２００［Ｃｒ（重量％）］+８０［Ｍｏ（重量％）］−２０［Ｍｏ（重量％）］２＋２００［Ｗ（重量％）］−１４［Ｗ（重量％）］２＋３０［Ｔａ（重量％）］−１．５［Ｔａ（重量％）］２＋２．５［Ｃｏ（重量％）］＋１２００［Ａｌ（重量％）］−１００［Ａｌ（重量％）］２＋１００［Ｒｅ（重量％）］+１０００［Ｈｆ（重量％）］−２０００［Ｈｆ（重量％）］２＋７００［Ｈｆ（重量％）］３としたとき、Ｐ＜４５００にしてもよい。
本発明のＮｉ基単結晶超合金によれば、ＡｌとＣｒとＨｆを最適な範囲に設定したことにより、クリープ強度を維持しつつ耐酸化性を向上させることができる。また、ＯＰ＝５．５×［Ｃｒ（重量％）］＋１５．０×［Ａｌ（重量％）］＋９．５×［Ｈｆ（重量％）］というパラメータを採用したことにより、容易にＡｌとＣｒとＨｆを最適な範囲に設定することができる。
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。本発明のＮｉ基単結晶超合金は、Ａｌ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｒｅ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｒｕ等の成分及びＮｉ（残部）を含有し、さらに不可避的不純物を含有する超合金である。
上記のＮｉ基単結晶超合金は、例えば、重量比で、Ａｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上１０．０重量％以下、Ｍｏ：１．１重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上１０．０重量％以下、Ｒｅ：３．１重量％以上８．０重量％以下、Ｈｆ：０．０重量％以上２．０重量％以下、Ｃｒ：２．５重量％以上８．５重量％以下、Ｃｏ：０．０重量％以上９．９重量％以下、Ｎｂ：０．０重量％以上４．０重量％以下、Ｒｕ：１．０重量％以上１４．０重量％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有する超合金である。
また、上記のＮｉ基単結晶超合金は、例えば、重量比で、Ａｌ：５．０重量％以上６．５重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上６．５重量％以下、Ｍｏ：２．１重量％以上４．０重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上６．０重量％以下、Ｒｅ：４．５重量％以上７．５重量％以下、Ｈｆ：０．１重量％以上２．０重量％以下、Ｃｒ：２．５重量％以上８．５重量％以下、Ｃｏ：４．５重量％以上９．５重量％以下、Ｎｂ：０．０重量％以上１．５重量％以下、Ｒｕ：１．５重量％以上６．５重量％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有する超合金である。
また、上記のＮｉ基単結晶超合金は、例えば、重量比で、Ａｌ：５．５重量％以上５．９重量％以下、Ｔａ：４．７重量％以上５．６重量％以下、Ｍｏ：２．２重量％以上２．８重量％以下、Ｗ：４．４重量％以上５．６重量％以下、Ｒｅ：５．０重量％以上６．８重量％以下、Ｈｆ：０．１重量％以上２．０重量％以下、Ｃｒ：４．０重量％以上６．７重量％以下、Ｃｏ：５．３重量％以上９．０重量％以下、Ｎｂ：０．０重量％以上１．０重量％以下、Ｒｕ：２．３重量％以上５．９重量％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有する超合金である。
上記超合金はいずれも、オーステナイト相たるγ相（母相）と、この母相中に分散析出した中間規則相たるγ’相（析出相）とを有している。γ’相は、主としてＮｉ３Ａｌで表される金属間化合物からなる。このγ’相によりＮｉ基単結晶超合金の高温強度が向上する。
本発明は、ＡｌとＣｒとＨｆを最適な範囲に設定したことを特徴とするので、最初にこれらの成分について説明し、続いて残りの成分について説明する。
Ｃｒは耐酸化性に優れた元素であり、Ｈｆ及びＡｌとともにＮｉ基単結晶超合金の高温耐食性を向上させる。
Ｃｒの組成比（重量比）は、Ｈｆの重量比が２．０重量％以下のとき、より好ましくは０．１重量％以上２．０重量％以下のとき、Ｃｒ：２．５重量％以上８．５重量％以下の範囲が好ましく、４．１重量％以上８．５重量％以下の範囲がより好ましく、４．０重量％以上６．７重量％以下の範囲がより好ましく、５．１重量％以上８．５重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
また、Ｈｆの重量比が０．５重量％以下のとき、より好ましくは０．１重量％以上０．５重量％以下のとき、Ｃｒ：４．１重量％以上８．５重量％以下の範囲が好ましく、５．１重量％以上８．５重量％以下の範囲がより好ましく、５．１重量％以上６．７重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｃｒの組成比が２．５重量％未満であると、所望の高温耐食性を確保することができないので好ましくなく、Ｃｒの組成比が８．５重量％を越えると、γ’相の析出が抑制されるとともにσ相やμ相などの有害相が生成し、高温強度が低下するので好ましくない。
Ｃｒの組成比（重量比）は、Ｈｆの重量比が２．０重量％以下のとき、より好ましくは０．１重量％以上２．０重量％以下のとき、Ｃｒ：２．５重量％以上８．５重量％以下の範囲が好ましく、４．１重量％以上８．５重量％以下の範囲がより好ましく、４．０重量％以上６．７重量％以下の範囲がより好ましく、５．１重量％以上８．５重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
また、Ｈｆの重量比が０．５重量％以下のとき、より好ましくは０．１重量％以上０．５重量％以下のとき、Ｃｒ：４．１重量％以上８．５重量％以下の範囲が好ましく、５．１重量％以上８．５重量％以下の範囲がより好ましく、５．１重量％以上６．７重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｃｒの組成比が２．５重量％未満であると、所望の高温耐食性を確保することができないので好ましくなく、Ｃｒの組成比が８．５重量％を越えると、γ’相の析出が抑制されるとともにσ相やμ相などの有害相が生成し、高温強度が低下するので好ましくない。
Ａｌは、Ｎｉと化合し、母相中に微細均一に分散析出するγ’相を構成するＮｉ３Ａｌで表される金属間化合物を、体積百分率で６０〜７０％の割合で形成し、高温強度を向上させる。また、Ａｌは耐酸化性に優れた元素であり、Ｃｒ及びＨｆとともにＮｉ基単結晶超合金の高温耐食性を向上させる。
Ａｌの組成比（重量比）は、５．０重量％以上７．０重量％以下の範囲が好ましく、５．０重量％以上６．５重量％以下の範囲がより好ましく、５．５重量％以上５．９重量％以下の範囲が最も好ましい。
Ａｌの組成比が５．０重量％未満であると、γ’相の析出量が不十分となり、所望の高温強度・高温耐食性を確保することができないので好ましくなく、Ａｌの組成比が７．０重量％を越えると、共晶γ’相と呼ばれる粗大なγ相が多く形成され、溶体化処理が不可能となり、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくない。
Ａｌの組成比（重量比）は、５．０重量％以上７．０重量％以下の範囲が好ましく、５．０重量％以上６．５重量％以下の範囲がより好ましく、５．５重量％以上５．９重量％以下の範囲が最も好ましい。
Ａｌの組成比が５．０重量％未満であると、γ’相の析出量が不十分となり、所望の高温強度・高温耐食性を確保することができないので好ましくなく、Ａｌの組成比が７．０重量％を越えると、共晶γ’相と呼ばれる粗大なγ相が多く形成され、溶体化処理が不可能となり、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくない。
Ｈｆは粒界偏析元素であり、γ相とγ’相の粒界に偏在して粒界を強化し、これにより高温強度を向上させる。また、Ｈｆは耐酸化性に優れた元素であり、Ｃｒ及びＡｌとともにＮｉ基単結晶超合金の高温耐食性を向上させる。
Ｈｆの組成比（重量比）は、２．０重量％以下であることが好ましく、０．５重量％以下であることがより好ましく、０．１重量％以上２．０重量％以下の範囲がより好ましく、０．１重量％以上０．５重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｈｆの組成比が０．０１重量％未満であると、γ’相の析出量が不十分となり、所望の高温強度を確保できないので好ましくない。但し、必要に応じ、Ｈｆの組成比を０重量％以上０．０１重量％未満とする場合もある。また、Ｈｆの組成比が２．０重量％を越えると、局部溶融を引き起こして高温強度を低下させる可能性があるので好ましくない。
Ｈｆの組成比（重量比）は、２．０重量％以下であることが好ましく、０．５重量％以下であることがより好ましく、０．１重量％以上２．０重量％以下の範囲がより好ましく、０．１重量％以上０．５重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｈｆの組成比が０．０１重量％未満であると、γ’相の析出量が不十分となり、所望の高温強度を確保できないので好ましくない。但し、必要に応じ、Ｈｆの組成比を０重量％以上０．０１重量％未満とする場合もある。また、Ｈｆの組成比が２．０重量％を越えると、局部溶融を引き起こして高温強度を低下させる可能性があるので好ましくない。
上述したＣｒ、Ｈｆ及びＡｌは、ＯＰ＝５．５×［Ｃｒ（重量％）］＋１５．０×［Ａｌ（重量％）］＋９．５×［Ｈｆ（重量％）］というパラメータを用い、ＯＰ≧１０８の条件、より好ましくはＯＰ≧１１３の条件を満たすようにすることによって、最適な範囲に設定することができる。
Ｍｏは、Ｗ及びＴａとの共存下にて、母相であるγ相に固溶して高温強度を増加させるとともに析出硬化により高温強度に寄与する。また、Ｍｏは、後述する格子ミスフィット及び転位網間隔に大きく寄与する。
Ｍｏの組成比は、１．１重量％以上４．５重量％以下の範囲が好ましく、２．１重量％以上４．５重量％以下の範囲がより好ましく、２．１重量％以上４．０重量％以下の範囲がより好ましく、２．２重量％以上２．８重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｍｏの組成比が１．１重量％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、一方、Ｍｏの組成比が４．５重量％を越えても、高温強度が低下し、更には高温耐食性も低下するので好ましくない。
Ｍｏの組成比は、１．１重量％以上４．５重量％以下の範囲が好ましく、２．１重量％以上４．５重量％以下の範囲がより好ましく、２．１重量％以上４．０重量％以下の範囲がより好ましく、２．２重量％以上２．８重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｍｏの組成比が１．１重量％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、一方、Ｍｏの組成比が４．５重量％を越えても、高温強度が低下し、更には高温耐食性も低下するので好ましくない。
Ｗは、上記のようにＭｏ及びＴａとの共存下にて固溶強化と析出硬化の作用により、高温強度を向上させる。
Ｗの組成比は、４．０重量％以上１０．０重量％以下の範囲が好ましく、４．０重量％以上６．０重量％以下の範囲がより好ましく、４．４重量％以上５．６重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｗの組成比が４．０重量％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｗの組成比が１０．０重量％を越えると高温耐食性が低下するので好ましくない。
Ｗの組成比は、４．０重量％以上１０．０重量％以下の範囲が好ましく、４．０重量％以上６．０重量％以下の範囲がより好ましく、４．４重量％以上５．６重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｗの組成比が４．０重量％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｗの組成比が１０．０重量％を越えると高温耐食性が低下するので好ましくない。
Ｔａは、上記のようにＭｏ及びＷとの共存下にて固溶強化と析出硬化の作用により高温強度を向上させ、また一部がγ’相に対して析出硬化し、高温強度を向上させる。
Ｔａの組成比は、４．０重量％以上１０．０重量％以下の範囲が好ましく、４．０重量％以上６．５重量％以下の範囲がより好ましく、４．０重量％以上６．０重量％以下の範囲がより好ましく、４．７重量％以上５．６重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｔａの組成比が４．０重量％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｔａの組成比が１０．０重量％を越えると、σ相やμ相が生成して高温強度が低下するので好ましくない。
Ｔａの組成比は、４．０重量％以上１０．０重量％以下の範囲が好ましく、４．０重量％以上６．５重量％以下の範囲がより好ましく、４．０重量％以上６．０重量％以下の範囲がより好ましく、４．７重量％以上５．６重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｔａの組成比が４．０重量％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｔａの組成比が１０．０重量％を越えると、σ相やμ相が生成して高温強度が低下するので好ましくない。
Ｃｏは、Ａｌ、Ｔａ等の母相に対する高温下での固溶限度を大きくし、熱処理によって微細なγ’相を分散析出させ、高温強度を向上させる。
Ｃｏの組成比は、０．０重量％以上９．９重量％以下の範囲が好ましく、４．５重量％以上９．５重量％以下の範囲がより好ましく、５．３重量％以上９．０重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｃｏの組成比が０．１重量％未満であると、γ’相の析出量が不十分となり、所望の高温強度を確保できないので好ましくない。但し、必要に応じ、Ｃｏの組成比を０重量％以上０．１重量％未満とする場合もある。また、Ｃｏの組成比が９．９重量％を越えると、Ａｌ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｃｒ等の他の元素とのバランスがくずれ、有害相が析出して高温強度が低下するので好ましくない。
Ｃｏの組成比は、０．０重量％以上９．９重量％以下の範囲が好ましく、４．５重量％以上９．５重量％以下の範囲がより好ましく、５．３重量％以上９．０重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｃｏの組成比が０．１重量％未満であると、γ’相の析出量が不十分となり、所望の高温強度を確保できないので好ましくない。但し、必要に応じ、Ｃｏの組成比を０重量％以上０．１重量％未満とする場合もある。また、Ｃｏの組成比が９．９重量％を越えると、Ａｌ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｃｒ等の他の元素とのバランスがくずれ、有害相が析出して高温強度が低下するので好ましくない。
Ｒｅは母相であるγ相に固溶し、固溶強化により高温強度を向上させる。また耐蝕性を向上させる効果もある。一方でＲｅを多量に添加すると、高温時に有害相であるＴＣＰ相が析出し、高温強度が低下する可能性がある。
Ｒｅの組成比は、３．１重量％以上８．０重量％以下の範囲が好ましく、４．５重量％以上７．５重量％以下の範囲がより好ましく、５．０重量％以上６．８重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｒｅの組成比が３．１重量％未満であると、γ相の固溶強化が不十分となって所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｒｅの組成比が８．０重量％を越えると、高温時にＴＣＰ相が析出し、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくない。
Ｒｅの組成比は、３．１重量％以上８．０重量％以下の範囲が好ましく、４．５重量％以上７．５重量％以下の範囲がより好ましく、５．０重量％以上６．８重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｒｅの組成比が３．１重量％未満であると、γ相の固溶強化が不十分となって所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｒｅの組成比が８．０重量％を越えると、高温時にＴＣＰ相が析出し、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくない。
Ｒｕは、ＴＣＰ相の析出を抑え、これにより高温強度を向上させる。
Ｒｕの組成比は、１．０重量％以上１４．０重量％以下の範囲が好ましく、１．５重量％以上６．５重量％以下の範囲がより好ましく、２．３重量％以上５．９重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｒｕの組成比が１．０重量％未満であると、高温時にＴＣＰ相が析出し、高い高温強度を確保できなくなる。また、Ｒｕの組成比が１４．０重量％を越えると、ε相が析出して高温強度が低下するので好ましくない。
Ｒｕの組成比は、１．０重量％以上１４．０重量％以下の範囲が好ましく、１．５重量％以上６．５重量％以下の範囲がより好ましく、２．３重量％以上５．９重量％以下の範囲とすることが最も好ましい。
Ｒｕの組成比が１．０重量％未満であると、高温時にＴＣＰ相が析出し、高い高温強度を確保できなくなる。また、Ｒｕの組成比が１４．０重量％を越えると、ε相が析出して高温強度が低下するので好ましくない。
本発明は、ＡｌとＣｒとＨｆを最適な範囲に設定したことを特徴とするが、これらに加えて、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｒｅ及びＮｉの組成比を調整することにより、γ相の格子定数とγ’相の格子定数により算出される格子ミスフィット（後述）及び転移網間隔を最適な範囲に設定して高温強度を向上させるとともに、Ｒｕを添加することにより、ＴＣＰ相の析出を抑制することができる。また、特にＡｌとＣｒとＴａとＭｏの組成比を上記のように設定することにより、合金の製造コストを抑えることができる。さらに、疲労強度の向上や、格子ミスフィットや転移網間隔の最適値への設定が実施可能となる。また、耐酸化性を向上させるためにＣｒの組成比を高めに設定した場合において、組織安定性が損なわれる場合にはＴａの組成比の一部をＮｂで置換してもよく、格子ミスフィットが負に大きくなる場合にはＭｏの組成比を低めに設定すればよく、ＴＣＰ相をより抑制するためにはＲｕの組成比を高めに設定すればよい。
また、１２７３Ｋ（１０００℃）から１３７３Ｋ（１１００℃）のような高温での使用環境において、母相であるγ相を構成する結晶の格子定数をａ１とし、析出相であるγ’相を構成する結晶の格子定数をａ２としたとき、ａ１とａ２の関係がａ２≦０．９９９ａ１であることが好ましい。すなわち、析出相の結晶の格子定数ａ２が母相の結晶の格子定数ａ１のマイナス０．１％以下であることが好ましい。さらに好ましくは、析出相の結晶の格子定数ａ２が母相の結晶の格子定数ａ１の０．９９６５以下であるとよい。この場合、上述したａ１とａ２の関係は、ａ２≦０．９９６５ａ１となる。なお、母相の結晶の格子定数ａ１に対する析出相の結晶の格子定数ａ２のパーセンテージを「格子ミスフィット」と称する。
上記格子定数ａ１，ａ２がこのような関係を有する場合、熱処理によって母相中に析出相が析出する際に、析出相が荷重方向の垂直方向に連続して延在するように析出するので、応力下で転位欠陥が合金組織中を移動することが少なくなり、クリープ強度が高められる。
上記のＮｉ基単結晶超合金によれば、Ｒｕを添加することにより、クリープ強度低下の原因となるＴＣＰ相の高温使用時における析出が抑制される。また、他の構成元素の組成比を最適な範囲に設定することにより、母相（γ相）の格子定数と析出相（γ’相）の格子定数とを最適な値にすることが可能になる。これらにより、高温下でのクリープ強度を向上することができる。
また、上記のＮｉ基単結晶超合金は、Ｔｉをさらに含有してもよい。この場合、Ｔｉの組成比は、１．０重量％以下であることが好ましい。Ｔｉの組成比が１．０重量％を超えると、有害相が析出して高温強度が低下するので好ましくない。
また、上記のＮｉ基単結晶超合金は、Ｎｂをさらに含有してもよい。この場合、Ｎｂの組成比は、４．０重量％以下であるのが好ましく、１．５重量％以下であるのがより好ましく、１．０重量％以下であるのが最も好ましい。Ｎｂの組成比が４．０重量％を超えると、有害相が析出して高温強度が低下するので好ましくない。また、ＴａとＮｂとＴｉの組成比を、両者の合計（Ｔａ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）で４．０重量％以上１０．０重量％以下とすることによっても、高温強度を向上させることができる。
また、上記のＮｉ基単結晶超合金において、不可避的不純物以外に、例えば、Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｖ、Ｚｒ等を含んでいてもよい。Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｖ、Ｚｒのうちの少なくとも一つの成分を含む場合、個々の成分の組成比は、Ｂ：０．０５重量％以下、Ｃ：０．１５重量％以下、Ｓｉ：０．１重量％以下、Ｙ：０．１重量％以下、Ｌａ：０．１重量％以下、Ｃｅ：０．１重量％以下、Ｖ：１重量％以下、Ｚｒ：０．１重量％以下であるのが好ましい。上記個々の成分の組成比が上記範囲を超えると、有害相が析出して高温強度が低下するので好ましくない。
また、上記のＮｉ基単結晶超合金において、Ｐ＝−２００［Ｃｒ（重量％）］+８０［Ｍｏ（重量％）］−２０［Ｍｏ（重量％）］２＋２００［Ｗ（重量％）］−１４［Ｗ（重量％）］２＋３０［Ｔａ（重量％）］−１．５［Ｔａ（重量％）］２＋２．５［Ｃｏ（重量％）］＋１２００［Ａｌ（重量％）］−１００［Ａｌ（重量％）］２＋１００［Ｒｅ（重量％）］+１０００［Ｈｆ（重量％）］−２０００［Ｈｆ（重量％）］２＋７００［Ｈｆ（重量％）］３で定められるパラメータＰ値において、Ｐ＜４５００とするのが好ましい。Ｐ値は、上記式中の組成の全体的な効果、特に高温クリープ破断強度を予測するためのパラメータとして機能する。このＰ値についての説明は、特開平１０−１９５５６５号に詳しい。
なお、従来のＮｉ基単結晶超合金には、逆分配を起こすものが存在するが、本発明に係るＮｉ基単結晶超合金は、逆分配を起こさない。
次に、実施例を示し、本発明の効果について説明する。真空溶解炉を用いて各種のＮｉ基単結晶超合金の溶湯を調整し、この合金溶湯を用いて組成の異なる複数の合金インゴットを鋳造した。各合金インゴット（参考例１〜４、実施例１〜1５）の組成比を表１に示す。
次に、合金インゴットに対して溶体化処理及び時効処理を行い、合金組織の状態を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した。実施例１〜１５における溶体化処理は、初期溶体化温度を１５０３Ｋ（１２３０℃）〜１５７３Ｋ（１３００℃）とし、多段のステップを経由し、段階的に温度を上げ、最終溶体化温度を１５８３Ｋ（１３１０℃）〜１６１３Ｋ（１３４０℃）まで昇温し、目的の組織となるまで数時間保持した後、冷却した。この溶体化処理に要する処理時間は６〜４０時間であった。また、実施例１〜４における時効処理は、１２７３Ｋ（１０００℃）〜１４２３Ｋ（１１５０℃）で４時間保持する１次時効処理のみであり、実施例５〜１５における時効処理は、１２７３Ｋ（１０００℃）〜１４２３Ｋ（１１５０℃）で４時間保持する１次時効処理と、１１４３Ｋ（８７０℃）で１６時間〜２０時間保持する２次時効処理を連続して行った。その結果、各試料ともに、組織中にＴＣＰ相は確認されなかった。
次に、溶体化処理及び時効処理を施した各試料に対して、重量変化量を測定する試験を行った。実施例１〜実施例４については、１３７３Ｋ（１１００℃）に保持した大気圧熱処理炉に各実施例に係る合金の試験片を載置し、１００時間間隔で取り出し、５００時間経過後（５サイクル）の重量を計測した。その結果を図１に示す。比較のために、参考例１、３及び４についても同様の計測を行った。
本図に示すように、参考例では「−４０ｍｇ／ｃｍ２」を超える重量変化量が見られたが、本発明の実施例ではいずれも参考例よりも低い値となった。実施例２は比較的参考例に近い値であったが、実施例１及び４は参考例１及び４の約半分の値であり、実施例３においては１／１０以下という値が得られた。
また、実施例５〜実施例１５については、１３７３Ｋ（１１００℃）に保持した大気圧熱処理炉に各実施例の試験片を載置し、１時間間隔で取り出し、５０時間経過後（５０サイクル）の重量を計測した。その結果を図２に示す。比較のために、参考例１〜参考例４についても同様の計測を行った。
本図に示すように、参考例では「−１４ｍｇ／ｃｍ２」を超える重量変化量が見られたが、本発明の実施例ではいずれも参考例よりも低い値となった。参考例のうち最も重量変化量が小さい参考例４と各実施例とを比較すると、実施例のうち重量変化量の大きい実施例５及び６でも参考例４の約半分の値となる結果が得られた。
本図に示すように、参考例では「−４０ｍｇ／ｃｍ２」を超える重量変化量が見られたが、本発明の実施例ではいずれも参考例よりも低い値となった。実施例２は比較的参考例に近い値であったが、実施例１及び４は参考例１及び４の約半分の値であり、実施例３においては１／１０以下という値が得られた。
また、実施例５〜実施例１５については、１３７３Ｋ（１１００℃）に保持した大気圧熱処理炉に各実施例の試験片を載置し、１時間間隔で取り出し、５０時間経過後（５０サイクル）の重量を計測した。その結果を図２に示す。比較のために、参考例１〜参考例４についても同様の計測を行った。
本図に示すように、参考例では「−１４ｍｇ／ｃｍ２」を超える重量変化量が見られたが、本発明の実施例ではいずれも参考例よりも低い値となった。参考例のうち最も重量変化量が小さい参考例４と各実施例とを比較すると、実施例のうち重量変化量の大きい実施例５及び６でも参考例４の約半分の値となる結果が得られた。
また、図３は、図２に示した重量変化量の計測結果とＯＰ値との関係を示す図である。ここで、縦軸は重量変化量（ｍｇ／ｃｍ２）を示し、横軸は表１に示したＯＰ値を示す。本図から明らかなように、参考例１〜参考例４及び実施例５〜実施例１５について、重量変化量とＯＰ値との間には相関関係が見られる。具体的には、Ｃｒｉｔｅｒｉａ１とＣｒｉｔｅｒｉａ２に分類することができ、Ｃｒｉｔｅｒｉａ２の基準を超えるＯＰ値（１０８）以上であれば、参考例１〜４よりも重量変化量が少ない、すなわち耐酸化性が良いＮｉ基単結晶超合金が得られることがわかる。さらに高い耐酸化性が求められる場合には、Ｃｒｉｔｅｒｉａ１の基準を超えるＯＰ値（１１３）以上の範囲において組成を設定すればよいことがわかる。
また、
図４は、図１に示した重量変化量の計測結果とＯＰ値との関係を示す図である。縦軸は重量変化量（ｍｇ／ｃｍ２）を示し、横軸は表１に示したＯＰ値を示す。図４から、実施例１〜実施例４についても、図３とほぼ同様の結果が得られることがわかる。
また、
図４は、図１に示した重量変化量の計測結果とＯＰ値との関係を示す図である。縦軸は重量変化量（ｍｇ／ｃｍ２）を示し、横軸は表１に示したＯＰ値を示す。図４から、実施例１〜実施例４についても、図３とほぼ同様の結果が得られることがわかる。
次に、実施例１〜実施例３、実施例５〜実施例８、実施例１０、実施例１４、実施例１５について、クリープラプチャー破断時間（Ｈｒ）を計測した。その結果を図５に示す。
比較のために、参考例１〜参考例４についても同様の計測を行った。
クリープラプチャー破断時間は、１０００℃・２４５ＭＰａ及び１１００℃・１３７ＭＰａの温度及び応力の各条件下で各試料がクリープ破断するまでの時間（寿命）を計測したものである。
本図に示すように、実施例１及び実施例２については、クリープラプチャー破断時間（Ｈｒ）が短い参考例１よりも低い結果となったが、それ以外の実施例については参考例１と同等もしくはそれよりも高い結果が得られた。
比較のために、参考例１〜参考例４についても同様の計測を行った。
クリープラプチャー破断時間は、１０００℃・２４５ＭＰａ及び１１００℃・１３７ＭＰａの温度及び応力の各条件下で各試料がクリープ破断するまでの時間（寿命）を計測したものである。
本図に示すように、実施例１及び実施例２については、クリープラプチャー破断時間（Ｈｒ）が短い参考例１よりも低い結果となったが、それ以外の実施例については参考例１と同等もしくはそれよりも高い結果が得られた。
また、実施例１６〜２２として、組成の異なる複数の合金インゴットを、実施例１〜1５と同様の方法で鋳造した。各合金インゴットの組成比を表２に示す。
次に、溶体化処理及び時効処理を施した各試料に対して、重量変化量を測定する試験を行った。すなわち、実施例１６〜実施例２２について、１３７３Ｋ（１１００℃）に保持した大気圧熱処理炉に各実施例に係る合金の試験片を載置し、１００時間間隔で取り出し、５００時間経過後（５サイクル）の重量を計測した。その結果を図６に示す。比較のために、参考例１、３及び４についても同様の計測を行った。
本図に示すように、参考例では「−４０ｍｇ／ｃｍ２」を超える重量変化量が見られたが、本発明の実施例ではいずれも参考例よりも低い値となった。
本図に示すように、参考例では「−４０ｍｇ／ｃｍ２」を超える重量変化量が見られたが、本発明の実施例ではいずれも参考例よりも低い値となった。
また、図７は、図６に示した重量変化量の計測結果とＯＰ値との関係を示す図である。ここで、縦軸は重量変化量（ｍｇ／ｃｍ２）を示し、横軸は表２に示したＯＰ値を示す。図７から、実施例１６〜実施例２２についても、図３及び図４とほぼ同様の結果が得られることがわかる。
次に、実施例１６〜実施例２２について、クリープラプチャー破断時間（Ｈｒ）を計測した。その結果を図８に示す。比較のために、参考例１〜参考例４についても同様の計測を行った。
本図に示すように、実施例１９については、クリープラプチャー破断時間（Ｈｒ）が短い参考例１よりも低い結果となったが、それ以外の実施例については参考例１よりも高い結果が得られた。
本図に示すように、実施例１９については、クリープラプチャー破断時間（Ｈｒ）が短い参考例１よりも低い結果となったが、それ以外の実施例については参考例１よりも高い結果が得られた。
さらに、実施例１６〜実施例２２について、１１７３Ｋ（９００℃）に保持した大気圧熱処理炉に各実施例に係る合金の試験片を載置し、１００時間経過後の重量を計測した。その結果を図９に示す。比較のために、参考例１〜参考例３についても同様の計測を行った。
本図に示すように、参考例では「１．３ｍｇ／ｃｍ２」を超える重量変化量が見られたが、本発明の実施例ではいずれも参考例よりも低い値となった。
本図に示すように、参考例では「１．３ｍｇ／ｃｍ２」を超える重量変化量が見られたが、本発明の実施例ではいずれも参考例よりも低い値となった。
また、図１０は、図９に示した重量変化量の計測結果とＯＰ値との関係を示す図である。ここで、縦軸は重量変化量（ｍｇ／ｃｍ２）を示し、横軸は表２に示したＯＰ値を示す。図１０から、実施例１６〜実施例２２についても、図３、図４及び図７とほぼ同様の結果が得られることがわかる。
本発明のＮｉ基単結晶超合金によれば、ＡｌとＣｒとＨｆを最適な範囲に設定したことにより、クリープ強度を維持しつつ耐酸化性を向上させることができる。
Claims (18)
- 各成分が重量比で、Ａｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上１０．０重量％以下、Ｍｏ：１．１重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上１０．０重量％以下、Ｒｅ：３．１重量％以上８．０重量％以下、Ｈｆ：０．０重量％以上２．０重量％以下、Ｃｒ：２．５重量％以上８．５重量％以下、Ｃｏ：０．０重量％以上９．９重量％以下、Ｎｂ：０．０重量％以上４．０重量％以下、Ｒｕ：１．０重量％以上１４．０重量％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
- Ｈｆ：０．０重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：５．１重量％以上８．５重量％以下、とした請求項１に記載のＮｉ基単結晶超合金。
- Ｈｆ：０．０重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：５．１重量％以上８．５重量％以下、Ｍｏ：２．１重量％以上４．５重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上６．０重量％以下、とした請求項１に記載のＮｉ基単結晶超合金。
- 各成分が重量比で、Ａｌ：５．０重量％以上６．５重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上６．５重量％以下、Ｍｏ：２．１重量％以上４．０重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上６．０重量％以下、Ｒｅ：４．５重量％以上７．５重量％以下、Ｈｆ：０．１重量％以上２．０重量％以下、Ｃｒ：２．５重量％以上８．５重量％以下、Ｃｏ：４．５重量％以上９．５重量％以下、Ｎｂ：０．０重量％以上１．５重量％以下、Ｒｕ：１．５重量％以上６．５重量％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
- Ｃｒ：４．１重量％以上８．５重量％以下、とした請求項４に記載のＮｉ基単結晶超合金。
- Ｃｒ：５．１重量％以上８．５重量％以下、とした請求項４に記載のＮｉ基単結晶超合金。
- Ｈｆ：０．１重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：４．１重量％以上８．５重量％以下、とした請求項４に記載のＮｉ基単結晶超合金。
- Ｈｆ：０．１重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：５．１重量％以上８．５重量％以下、とした請求項４に記載のＮｉ基単結晶超合金。
- 各成分が重量比で、Ａｌ：５．５重量％以上５．９重量％以下、Ｔａ：４．７重量％以上５．６重量％以下、Ｍｏ：２．２重量％以上２．８重量％以下、Ｗ：４．４重量％以上５．６重量％以下、Ｒｅ：５．０重量％以上６．８重量％以下、Ｈｆ：０．１重量％以上２．０重量％以下、Ｃｒ：４．０重量％以上６．７重量％以下、Ｃｏ：５．３重量％以上９．０重量％以下、Ｎｂ：０．０重量％以上１．０重量％以下、Ｒｕ：２．３重量％以上５．９重量％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
- Ｈｆ：０．１重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：５．１重量％以上６．７重量％以下、とした請求項９に記載のＮｉ基単結晶超合金。
- ＯＰ（ＯｘｉｄａｔｉｏｎＰａｒａｍｅｔｅｒ）＝５．５×［Ｃｒ （ｗｔ％）］＋１５．０×［Ａｌ（ｗｔ％）］＋９．５×［Ｈｆ（ｗｔ％）］としたとき、ＯＰ≧１０８である請求項１〜請求項１０のいずれかに記載のＮｉ基単結晶超合金。
- ＯＰ（ＯｘｉｄａｔｉｏｎＰａｒａｍｅｔｅｒ）＝５．５×［Ｃｒ （ｗｔ％）］＋１５．０×［Ａｌ（ｗｔ％）］＋９．５×［Ｈｆ（ｗｔ％）］としたとき、ＯＰ≧１１３である請求項１〜請求項１０のいずれかに記載のＮｉ基単結晶超合金。
- 重量比で、１．０重量％以下のＴｉをさらに含有する請求項１〜請求項１０のいずれかに記載のＮｉ基単結晶超合金。
- Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｖ、Ｚｒのうちの少なくとも一つの成分をさらに含有する請求項１〜請求項１０のいずれかに記載のＮｉ基単結晶超合金。
- 個々の成分は、重量比で、Ｂ：０．０５重量％以下、Ｃ：０．１５重量％以下、Ｓｉ：０．１重量％以下、Ｙ：０．１重量％以下、Ｌａ：０．１重量％以下、Ｃｅ：０．１重量％以下、Ｖ：１重量％以下、Ｚｒ：０．１重量％以下である請求項１４に記載のＮｉ基単結晶超合金。
- 母相の格子定数をａ１とし、析出相の格子定数をａ２としたときに、ａ２≦０．９９９ａ１である請求項１〜請求項１０のいずれかに記載のＮｉ基単結晶超合金。
- 母相の格子定数をａ１とし、析出相の格子定数をａ２としたときに、ａ２≦０．９９６５ａ１である請求項１〜請求項１０のいずれかに記載のＮｉ基単結晶超合金。
- Ｐ＝−２００［Ｃｒ（重量％）］+８０［Ｍｏ（重量％）］−２０［Ｍｏ（重量％）］２＋２００［Ｗ（重量％）］−１４［Ｗ（重量％）］２＋３０［Ｔａ（重量％）］−１．５［Ｔａ（重量％）］２＋２．５［Ｃｏ（重量％）］＋１２００［Ａｌ（重量％）］−１００［Ａｌ（重量％）］２＋１００［Ｒｅ（重量％）］+１０００［Ｈｆ（重量％）］−２０００［Ｈｆ（重量％）］２＋７００［Ｈｆ（重量％）］３としたとき、Ｐ＜４５００である請求項１〜請求項１０のいずれかに記載のＮｉ基単結晶超合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008534370A JP5177559B2 (ja) | 2006-09-13 | 2007-09-12 | Ｎｉ基単結晶超合金 |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006248714 | 2006-09-13 | ||
| JP2006248714 | 2006-09-13 | ||
| PCT/JP2007/067766 WO2008032751A1 (en) | 2006-09-13 | 2007-09-12 | Ni-BASE SINGLE CRYSTAL SUPERALLOY |
| JP2008534370A JP5177559B2 (ja) | 2006-09-13 | 2007-09-12 | Ｎｉ基単結晶超合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2008032751A1 true JPWO2008032751A1 (ja) | 2010-01-28 |
| JP5177559B2 JP5177559B2 (ja) | 2013-04-03 |
Family
ID=39183807
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008534370A Active JP5177559B2 (ja) | 2006-09-13 | 2007-09-12 | Ｎｉ基単結晶超合金 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US8771440B2 (ja) |
| EP (1) | EP2062990B1 (ja) |
| JP (1) | JP5177559B2 (ja) |
| CN (1) | CN101652487B (ja) |
| CA (1) | CA2663632C (ja) |
| RU (1) | RU2415190C2 (ja) |
| WO (1) | WO2008032751A1 (ja) |
Families Citing this family (24)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5467306B2 (ja) * | 2008-06-26 | 2014-04-09 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ｎｉ基単結晶超合金とこれを基材とする合金部材 |
| JP5467307B2 (ja) * | 2008-06-26 | 2014-04-09 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ｎｉ基単結晶超合金とそれよりえられた合金部材 |
| US20100034692A1 (en) * | 2008-08-06 | 2010-02-11 | General Electric Company | Nickel-base superalloy, unidirectional-solidification process therefor, and castings formed therefrom |
| US20100266772A1 (en) * | 2009-04-20 | 2010-10-21 | Honeywell International Inc. | Methods of forming coating systems on superalloy turbine airfoils |
| EP2465957B1 (en) | 2009-08-10 | 2018-11-07 | IHI Corporation | Ni-BASED MONOCRYSTALLINE SUPERALLOY AND TURBINE BLADE |
| WO2013132508A1 (en) | 2012-03-09 | 2013-09-12 | Indian Institute Of Science | Nickel- aluminium- zirconium alloys |
| CN103382536A (zh) * | 2012-05-03 | 2013-11-06 | 中国科学院金属研究所 | 一种高强度且组织稳定的第四代单晶高温合金及制备方法 |
| JP6016016B2 (ja) * | 2012-08-09 | 2016-10-26 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | Ｎｉ基単結晶超合金 |
| US20160214350A1 (en) | 2012-08-20 | 2016-07-28 | Pratt & Whitney Canada Corp. | Oxidation-Resistant Coated Superalloy |
| US20160160323A1 (en) * | 2013-08-05 | 2016-06-09 | National Institute For Materials Science | Oxide particle dispersion-strengthened ni-base superalloy |
| US20160184888A1 (en) * | 2014-09-05 | 2016-06-30 | General Electric Company | Nickel based superalloy article and method for forming an article |
| GB2540964A (en) * | 2015-07-31 | 2017-02-08 | Univ Oxford Innovation Ltd | A nickel-based alloy |
| DE102016202837A1 (de) | 2016-02-24 | 2017-08-24 | MTU Aero Engines AG | Wärmebehandlungsverfahren für Bauteile aus Nickelbasis-Superlegierungen |
| TWI595098B (zh) * | 2016-06-22 | 2017-08-11 | 國立清華大學 | 高熵超合金 |
| FR3073527B1 (fr) | 2017-11-14 | 2019-11-29 | Safran | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine |
| FR3073526B1 (fr) | 2017-11-14 | 2022-04-29 | Safran | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine |
| CN109797433B (zh) * | 2019-01-23 | 2021-05-25 | 深圳市万泽中南研究院有限公司 | 单晶高温合金、热端部件及设备 |
| CN111139377B (zh) * | 2020-02-10 | 2021-03-26 | 中国科学院金属研究所 | 一种高温合金及其制备方法 |
| RU2748445C1 (ru) * | 2020-06-09 | 2021-05-25 | Акционерное общество "Объединенная двигателестроительная корпорация" (АО "ОДК") | Жаропрочный сплав на никелевой основе и изделие, выполненное из него |
| CN112522543A (zh) * | 2020-11-18 | 2021-03-19 | 贵州工程应用技术学院 | 一种高浓度Re/Ru高承温能力高蠕变抗力镍基单晶超合金 |
| CN112853156B (zh) * | 2021-01-11 | 2022-01-18 | 北京科技大学 | 一种高组织稳定性镍基高温合金及其制备方法 |
| CN113265563B (zh) * | 2021-05-06 | 2022-04-29 | 中国联合重型燃气轮机技术有限公司 | 一种抗热腐蚀性好的Ni高温合金及其制备方法 |
| RU2769330C1 (ru) * | 2021-06-24 | 2022-03-30 | Публичное акционерное общество "ОДК-Уфимское моторостроительное производственное объединение" (ПАО "ОДК-УМПО") | Литейный жаропрочный никелевый сплав с монокристаллической структурой |
| CN115466878A (zh) * | 2022-10-19 | 2022-12-13 | 沈阳工业大学 | 一种高浓度Re/Ru高承温能力的镍基单晶超合金及其制备方法 |
Family Cites Families (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4582548A (en) | 1980-11-24 | 1986-04-15 | Cannon-Muskegon Corporation | Single crystal (single grain) alloy |
| US4643782A (en) | 1984-03-19 | 1987-02-17 | Cannon Muskegon Corporation | Single crystal alloy technology |
| US4719080A (en) | 1985-06-10 | 1988-01-12 | United Technologies Corporation | Advanced high strength single crystal superalloy compositions |
| CA1315572C (en) * | 1986-05-13 | 1993-04-06 | Xuan Nguyen-Dinh | Phase stable single crystal materials |
| US5151249A (en) * | 1989-12-29 | 1992-09-29 | General Electric Company | Nickel-based single crystal superalloy and method of making |
| US5455120A (en) * | 1992-03-05 | 1995-10-03 | General Electric Company | Nickel-base superalloy and article with high temperature strength and improved stability |
| US5366695A (en) | 1992-06-29 | 1994-11-22 | Cannon-Muskegon Corporation | Single crystal nickel-based superalloy |
| US5482789A (en) * | 1994-01-03 | 1996-01-09 | General Electric Company | Nickel base superalloy and article |
| DE19624056A1 (de) * | 1996-06-17 | 1997-12-18 | Abb Research Ltd | Nickel-Basis-Superlegierung |
| US6007645A (en) * | 1996-12-11 | 1999-12-28 | United Technologies Corporation | Advanced high strength, highly oxidation resistant single crystal superalloy compositions having low chromium content |
| FR2780983B1 (fr) | 1998-07-09 | 2000-08-04 | Snecma | Superalliage monocristallin a base de nickel a resistance accrue a haute temperature |
| US6444057B1 (en) * | 1999-05-26 | 2002-09-03 | General Electric Company | Compositions and single-crystal articles of hafnium-modified and/or zirconium-modified nickel-base superalloys |
| EP1184473B1 (en) * | 2000-08-30 | 2005-01-05 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Nickel-base single-crystal superalloys, method of manufacturing same and gas turbine high temperature parts made thereof |
| US6966956B2 (en) | 2001-05-30 | 2005-11-22 | National Institute For Materials Science | Ni-based single crystal super alloy |
| JP3840555B2 (ja) * | 2001-05-30 | 2006-11-01 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ｎｉ基単結晶超合金 |
| CA2479774C (en) | 2002-03-27 | 2012-09-04 | National Institute For Materials Science | Ni-base directionally solidified and single-crystal superalloy |
| US20060011271A1 (en) | 2002-12-06 | 2006-01-19 | Toshiharu Kobayashi | Ni-based single crystal superalloy |
| JP2006248714A (ja) | 2005-03-11 | 2006-09-21 | Canon Inc | 給紙装置 |
-
2007
- 2007-09-12 CN CN2007800422228A patent/CN101652487B/zh active Active
- 2007-09-12 EP EP07807173.5A patent/EP2062990B1/en active Active
- 2007-09-12 CA CA2663632A patent/CA2663632C/en active Active
- 2007-09-12 RU RU2009113022/02A patent/RU2415190C2/ru active
- 2007-09-12 JP JP2008534370A patent/JP5177559B2/ja active Active
- 2007-09-12 US US12/441,017 patent/US8771440B2/en active Active
- 2007-09-12 WO PCT/JP2007/067766 patent/WO2008032751A1/ja active Application Filing
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20100143182A1 (en) | 2010-06-10 |
| WO2008032751A1 (en) | 2008-03-20 |
| CN101652487A (zh) | 2010-02-17 |
| RU2415190C2 (ru) | 2011-03-27 |
| RU2009113022A (ru) | 2010-10-20 |
| JP5177559B2 (ja) | 2013-04-03 |
| EP2062990A1 (en) | 2009-05-27 |
| CA2663632C (en) | 2014-04-15 |
| CN101652487B (zh) | 2012-02-08 |
| EP2062990A4 (en) | 2014-12-17 |
| US8771440B2 (en) | 2014-07-08 |
| EP2062990B1 (en) | 2016-01-13 |
| CA2663632A1 (en) | 2008-03-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5177559B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金 | |
| US7169241B2 (en) | Ni-based superalloy having high oxidation resistance and gas turbine part | |
| JP3814662B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金 | |
| JP5696995B2 (ja) | 耐熱超合金 | |
| JP5467307B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金とそれよりえられた合金部材 | |
| US8696979B2 (en) | Ni-base superalloy and method for producing the same | |
| EP2420584B1 (en) | Nickel-based single crystal superalloy and turbine blade incorporating this superalloy | |
| EP2128284A1 (en) | Ni-BASED SINGLE CRYSTAL SUPERALLOY AND TURBINE VANE USING THE SAME | |
| JPWO2006059805A1 (ja) | 耐熱超合金 | |
| JP5133453B2 (ja) | Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 | |
| EP1262569B1 (en) | Ni-based single crystal super alloy | |
| JP2010065319A (ja) | 耐熱コバルト基超合金 | |
| US6966956B2 (en) | Ni-based single crystal super alloy | |
| JP2018515690A (ja) | ニッケル基合金 | |
| JP5226846B2 (ja) | 高耐熱性、高強度Ｒｈ基合金及びその製造方法 | |
| JP2018526530A (ja) | ニッケル基合金 | |
| US20170051382A1 (en) | Optimized nickel-based superalloy | |
| JP2002235135A (ja) | 産業用タービンの単結晶ブレードのための非常に高い耐高温腐食性をもつニッケル系超合金 | |
| US9499886B2 (en) | Ni-based single crystal superalloy and turbine blade incorporating the same | |
| EP3366794A1 (en) | Ni-based superalloy |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120605 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20120730 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20121127 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20121226 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5177559 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |