WO2008041592A1

WO2008041592A1 - Ni-based compound superalloy having excellent oxidation resistance, process for production thereof, and heat-resistant structural material

Info

Publication number: WO2008041592A1
Application number: PCT/JP2007/068720
Authority: WO
Inventors: Kazuyoshi Chikugo; Takayuki Takasugi; Yasuyuki Kaneno
Original assignee: Ihi Corporation; Osaka Prefecture University Public Corporation
Priority date: 2006-09-26
Filing date: 2007-09-26
Publication date: 2008-04-10
Also published as: EP2078763A1; US20090308507A1; EP2078763A4; JPWO2008041592A1; JP5224246B2

Description

明細書

耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金及びその製造方法と耐熱構造材技術分野

[0001] 本発明は、初析 L1相と（L1相 + D0相（DO 相あるいは DO 相あるいは DO相

2 2 22 24 a を含む） )共析組織力なる複相構造を具備してなる耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金及びその製造方法に関する。

本願 (ま、 2006年 9月 26曰 ίこ出願された特願 2006— 261569号 ίこ基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

背景技術

[0002] 現在、ジェットエンジンやガスタービンのタービン部材といった高温構造材料の主流は Ni基超合金である。 Ni基超合金は、構成相の約 35vol%以上が金属相（ γ )であるために、融点や高温クリープ強度に限界があるといえる。将来、 Ni基超合金を超える高温構造材料の候補として、降伏応力の逆温度依存性を示す金属間化合物を含む高温構造材料を例示できるが、これは単相材では、常温延性に乏しぐ高温タリープ強度も低いという欠点がある。単相材ではなく複相材を求めると、 Ni X型金属間

3 化合物はいずれも結晶構造が GCP (最密充填、 Geometrically Close Packed)構造をとること力、これらの!/、くつかを整合性良く組み合わせることができる可能性がある。

Ni X型金属間化合物には優れた特性を有するものが多いことから、複相化すること

3

により、更に優れた特性を有し、かつ幅広い組織制御の可能性を持つ複相金属間化合物マルチインターメタリックスの創製が期待される。

[0003] 従来、複相化合物の作製を Ni A1 (L1 ) -Ni Ti (D0 )—Ni Nb (D0 )系で試み

3 2 3 24 3 a

、優れた特性を有する合金を開発可能であるとの報告があった (非特許文献 1参照）

〇

非特許文献1 : 下00^^&，丫.1¾1116110，1\下&1¾311 ，¾160^1&11 3，10 (2002) 247 発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0004] 前述の Ni基超合金は、エンジンなどの高温耐熱性を要求される構造材料として利用され、この種の材料が適用されるエンジンにあっては、エンジン効率が燃焼温度とエンジン重量の影響を受けるのであるが、前述の Ni基超合金の密度が 8. 0〜9. Og /cm³と比較的重!/、ために、これよりも若干比重の軽!/、Ni基化合物超合金の開発が進められている。

このような背景から本願発明者らは、これら従来の Ni基超合金よりも更に特性の優れた超合金を開発するべぐ研究開発を進めており、その一環として、 A1を 5〜； 13at %、Vを 9. 5—17. 5at%、Ti 0〜3. 5at%、 Bを 1000重量 ppm以下、残部 Ni力もなり、初析 L1相と（L1相 + D0 相）の共析組織からなる 2重複相組織を有する Ni

2 2 22

基化合物超合金の研究開発を行って V、る。

この Ni基化合物超合金は、その密度が 7. 5〜8. 5g/cm³の範囲であって、前述の Ni基超合金よりは軽量化されており、 1000°C程度までの高温強度も Ni基超合金とほぼ同等であるとレ、う特徴を有して!/、る。

ところ力前述の Ni基化合物超合金は、耐酸化性が劣るという問題があった。

[0005] 本発明は前記課題を解決するために、 Ni基超合金よりも軽量化されており、 1000

°C程度までの高温強度も Ni基超合金とほぼ同等であり、し力、も耐酸化性に優れた Ni 基化合物超合金を提供することを目的とする。

課題を解決するための手段

[0006] 上記目的を達成するために、本発明は以下の構成を採用した。

(1)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金は、 Al:5at%より大、 13at%以下、 V:3at%以上、 9. 5at%以下、 Ti:0at%以上、 3. 5at%以下、残部は不純物を除き Niからなり、初析 L1相と（L1相 + D0 相及びまたは DO 相及びまたは DO相

2 2 22 24 a

)の共析組織からなる複相構造を有してなることを特徴とする。

(2)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金は、前記組成に加え、 Nb:3at %以上、 9. 5at%以下を含み、前記 Vの含有量が前記 Nbの含有量以上とされてなることを特徴とする。

(3)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金は、図 2に示す Ni Al— Ni Ti—

3 3

Ni V擬 3元系状態図において、 A点（Al: 14· 0at%、Ti:0at%、 (V + Nb) :11. 0a

3

t%、 Ni:75at%)、 B点（Α1:12· 5at%、Ti:2. 8at%、 (V + Nb) :9. 8at%、Ni:7 5at%)、 C点（Α1:8· 0at%、Ti:3.8at%、 (V+Nb) :13.3at%、 Ni: 75at%)、 D 点（Al:2.3at%、Ti:2. Oat%、 (V+Nb) :20.8at%、 Ni: 75at%)、 E点（Al : 2. 0at%、Ti:0at%、 (V+Nb) :23. Oat%、 Ni : 75at%)を結ぶ範囲の組成で示される初析 L1相と（L1相 + D0 相及びまたは DO 相及びまたは DO相）の共析組織

2 2 22 24 a 力、らなる複相構造を有してなることを特徴とする。

[0007] (4)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金は、前記組成に加え、 Co: 15at %以下、 Cr: 5at%以下の少なくとも 1種または 2種以上を含むことを特徴とする。

(5)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金は、（1)または（2)または（4)のいずれかに記載の組成に加え、 B： 1000重量 ppm以下を含むことを特徴とする。

(6)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金は、初析 L1相と（L1相 + D0

2 2 22 相及びまたは DO 相及びまたは DO相）との共析組織からなる 2重複相組織を有し

24 a

ていることを特徴とする。

(7)本発明の耐酸化性の優れた耐熱構造材は、（1)〜（6)のいずれかに記載の Ni 基化合物超合金からなることを特徴とする。

[0008] (8)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金の製造方法は、 Al: 5at%より大、 13at%以下、 V:3at%以上、 9.5at%以下、 Ti:0at%以上、 3.5at%以下、残部は不純物を除き Niからなる組成の合金材に対して、初析 L1相と A1相が共存する温

2

度で第 1熱処理を行い、その後、 L1相と DO 相及びまたは DO 相及びまたは DO

2 22 24 a 相とが共存する温度に冷却する力、、その温度で第 2熱処理を行うことによって、 A1相を（L1相 + D0 相及びまたは DO 相及びまたは DO相）の共析組織に変化させて

2 22 24 a

複相組織を形成することを特徴とする。

(9)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金の製造方法は、前記組成に加え、 Nb:3at%以上、 9.5at%以下、前記 Vの含有量が前記 Nbの含有量以上とされてなる組成の合金材を用いることを特徴とする。

( 10)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金の製造方法は、図 2に示す Ni

3

Al— Ni Ti-Ni V擬 3元系状態図において、 A点（Α1:14· Oat%、 Ti:0at%、 (V

3 3

+ Nb) :11. Oat%、 Ni:75at%)、 B点（Α1:12· 5at%、Ti:2.8at%、 (V + Nb) :9 .8at%、 Ni:75at%)、 C点（Α1:8· 0at%、Ti:3.8at%、 (V + Nb) :13.3at%、 N i:75at%)、 D点（Α1:2· 3at%、Ti:2. Oat%、 (V+Nb) :20.8at%、 Ni: 75at%) 、E点（Α1:2· 0at%、Ti:0at%、 (V+Nb) :23. Oat%、 Ni: 75at%)を結ぶ範囲の組成の合金材に対して、初析 L1相と A 目が共存する温度で第 1熱処理を行い、そ

2

の後、 L1相と DO 相及びまたは DO 相及びまたは DO相とが共存する温度に冷却

2 22 24 a

する力、、その温度で第 2熱処理を行うことによって、 A1相を（L1相 + D0 相及びまた

2 22 は DO 相及びまたは DO相）の共析組織に変化させて複相組織を形成することを特

24 a

徴とする。

[0009] (11)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金の製造方法は、前記合金材として、前記組成に加え、 Co:15at%以下、 Cr:5at%以下の少なくとも 1種または 2種以上を含むものを用いることを特徴とする。

(12)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金の製造方法は、前記合金材として、前記組成に加え、 B: 1000重量 ppm以下を含むものを用いることを特徴とする

〇

(13)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金の製造方法は、前記第 1熱処理は、前記合金材を図 1の第 1状態にする温度で行うことを特徴とする。

(14)本発明の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金の製造方法は、前記第 2熱処理は、 1173K〜； 1273Kで fiうことを特 ί毁とする。

発明の効果

[0010] 本発明によれば、 Al:5at%より大、 13at%以下、 V:3at%以上、 9.5at%以下、 T i:0at%以上、 3.5at%以下、残部は不純物を除き Niからなり、初析 L1相と（L1相

2 2

+ D0 相及びまたは DO 相及びまたは DO相）共析組織からなる複相構造を具備

22 24 a

してなるので、一般的な従来の Ni基超合金よりも比重が若干軽ぐ 1000°C程度までの高温強度も Ni基超合金並に優れ、し力、も耐酸化性に優れている。

本発明の製造方法によれば、初析 L1相と（L1相 + D0 相及びまたは DO相）の

2 2 22 a 共析組織力なる複相構造を具備し、一般的な従来の Ni基超合金よりも比重が若干軽ぐ 1273K(1000°C)程度までの高温強度も Ni基超合金並に優れ、し力、も耐酸化性に優れている Ni基化合物超合金を製造することができる。

図面の簡単な説明 [図 1]図 1は本発明に係る Ni基化合物超合金の基本となる組成系合金の一具体例についての Ti含有量 2. 5at%の際の温度と A1含有量に関する縦断面状態図である。

[図 2]図 2は本発明に係る Ni基化合物超合金とその基本となる組成系合金の種々の具体例から作製された 1273Kにおける Ni Al-Ni Ti— Ni V擬 3元系状態図である

3 3 3

〇

[図 3]図 3は本発明に係る Ni基化合物超合金の具体例から得られた各試料の降伏応力と温度との関係を示す圧縮試験結果のグラフである。

[図 4]図 4は本発明に係る Ni基化合物超合金の具体例から得られた各試料の焼成時間と重量増加量との関係を示す酸化試験結果のグラフである。

[図 5A]図 5Aは実施例で製造された Νο·21、 22、 23の各試料の金属組織写真であ

[図 5Β]図 5Βは実施例で製造された No.21の試料の金属組織写真 (倍率 5000倍）である。

[図 6]図 6は実施例で製造された No.28の試料の金属組織写真 (倍率 1000倍）であ

[図 7]図 7は同試料の視野を変えて撮影した金属組織写真である。

[図 8]図 8は同試料の複相構造部分を 2500倍にて拡大撮影した金属組織写真であ

[図 9]図 9は各試料の耐酸化性試験結果を示すグラフである。

[図 10]図 10は本発明に係る Ni基化合物超合金の具体例から得られた No.41〜48 の各試料の焼成時間と重量増加量との関係を示す酸化試験結果のグラフである。

[図 11]図 11は本発明に係る Ni基化合物超合金の具体例から得られた No.51〜58 の各試料の焼成時間と重量増加量との関係を示す酸化試験結果のグラフである。

[図 12]図 12は本発明に係る Ni基化合物超合金の具体例から得られた No.63〜67 の各試料の焼成時間と重量増加量との関係を示す酸化試験結果のグラフである。

[図 13]図 13は Νο·28、 41、 65の各試料の引張試験結果を示すグラフである。

[図 14]図 14は Νο.41の試料の金属組織を 1000倍に拡大した金属組織写真。

[図 15]図 15は Νο.41の試料の金属組織を 5000倍に拡大した金属組織写真。 [図 16]図 16は No.47の試料の金属組織を 5000倍に拡大した金属組織写真。

[図 17]図 17は Νο.48の試料の金属組織を 5000倍に拡大した金属組織写真。

[図 18]図 18は Νο.52の試料の金属組織を 2500倍に拡大した金属組織写真。

[図 19]図 19は Νο.57の試料の金属組織を 2500倍に拡大した金属組織写真。

[図 20]図 20は Νο.65の試料の金属組織を 50倍に拡大した金属組織写真。

[図 21]図 21は No.65の試料の金属組織を 1000倍に拡大した金属組織写真。

[図 22]図 22は No.65の試料の金属組織を 5000倍に拡大した金属組織写真。

[図 23]図 23は No.65の試料に対し B添加量を変更した場合の各試料に対する引張試験結果を示す応力歪線図。

[図 24]図 24は No.65の試料に対し Bを 25ppm添加した試料において 1300°Cで 3時間均質化処理して得られた試料の金属組織写真。

[図 25]図 25は No.65の試料に対し Bを 25ppm添加した試料において 1330°Cで 3時間均質化処理して得られた試料の金属組織写真。

発明を実施するための最良の形態

[0012] 以下、本発明の実施の形態を図面を用いて説明するが、本発明は以下に説明する各実施の形態に制限されるものではない。

本願発明に係る Ni基化合物超合金は、 Al : 5at%より大、 13at%以下、 V : 3at% 以上、 9. 5at%以下、 Nb : 3at%以上、 9. 5at%以下、 Ti： 0at%以上、 3. 5at%以下、残部は不純物を除き Niからなり、前記 Vの含有量が前記 Nbの含有量以上とされてなり、初析 L1相と（L1相 + D0 相及びまたは DO 相及びまたは DO相）共析組織からなる複相構造を具備してなることを特徴とする。

前記 Ni基化合物超合金において、前記組成に加えて Co : 15at%以下を含んでいても良く、前記組成に加え、 Cr : 5at%以下を含んでいても良ぐ前記組成に加え、 B : 1000重量 ppm以下を含んでいても良い。また、前記組成に加え、初析 L1相と（L

1相 + D0 相及びまたは D0 相及びまたは DO相）共析組織からなる複相構造を具備してなることが好ましぐ初析 L1相と（L1相 + D0 相及びまたは DO 相及びまたは DO相）共析組織とからなる 2重複相組織とされて!/、ること力 S最も好ましレ、。

[0013] このような Ni基化合物超合金は、 Al : 5at%より大、 13at%以下、 V: 3at%以上、 9 . 5at%以下、 Nb : 3at%以上、 9. 5at%以下、 Ti : 0at%以上、 3. 5at%以下、残部は不純物を除き Niからなり、前記 Vの含有量が前記 Nbの含有量以上とされてなる組成の合金材を溶製し、溶体化処理 (均質化処理)後、初析 L1相と A1相が共存する

2

温度で第 1熱処理を行い、その後、初析 L1相と DO 相及びまたは DO 相及びまた

2 22 24 は DO相とが共存する温度に冷却する力、、その温度で第 2熱処理を行うことによって、A 目を（LI +DO 及びまたは DO相）共析組織に変化させて複相組織を形成す

2 22 a

ることにより製造すること力 sでさる。

[0014] ここで図 1に本発明組成系に係る合金の縦断面状態図を示す。図 1において横軸は A1含有量 (at%)を示し、縦軸は絶対温度 (K)を示す。図 1に示す状態図は、 Ti含有量 2· 5at%であり、 V含有量は、（22· 5— A1含有量） at%である。また、図 2は本発明組成系に係る種々の具体例から作成された 1273Kにおける Ni Al-Ni Ti— N

3 3 i V擬 3元系状態図である。

3

[0015] 本実施形態において溶体化処理 (均質化処理）を行うとは、図 1の A1で示された領域の温度に加熱して保持する処理を意味する。前記 A1で示された領域において、例えば、 Al : 5〜； 10at%の範囲であるならば、國印と△印の間の温度である。

[0016] 本実施形態において最初に、合金材に対して溶体化熱処理 (均質化熱処理)を行つてもよい。均質化熱処理は、通常は、後工程で行う第 1熱処理の温度よりも高い温度で行われる。均質化熱処理は、 1523〜； 1623K程度で行うことが好ましい。但し、第 1熱処理を均質化熱処理と兼ねてもょレ、。

本実施形態において合金材に対し均質化熱処理後に第 1熱処理を行う。この第 1 熱処理は、初析 L1相と A1相とが共存する温度で行われる。初析 L1相と A1相とが

2 2

共存する温度とは、具体的には、合金材が図 1の A1 + L1 の状態になる温度、即ち、

2

図 1に示す Al : 5〜； 10at%の範囲であるならば、△印と〇印の間の温度である。本実施形態において初析 L1相と A1相が共存する温度で第 1熱処理を行うとは、

2

図 1の A1 + L1 と記載された領域において、熱処理することを意味する。 L1相とは N

2 2 i A1型金属間化合物相であり、 A1相は fee型 Ni固溶体相である。

3

この状態により、後述の実施例の結果などから、立方体状もしくは直方体状の初析 L1相力 S、初析 L1相の間に A1相が存在する組織を呈する。このような初析 L1相とその間隙の相とからなる組織を「上部複相組織」と呼ぶことができる。

前記第 1熱処理を行う時間は特に限定されないが、合金材全体が初析 L1相と A1

2 相とからなる組織になる程度の時間を行うことが望ましい。第 1熱処理を行う時間は例えば 5〜20時間である。

[0017] 前記第 1熱処理後の合金材に対し、 LI +DO で示された領域において第 2熱処

2 22

理するとは、例えば、 Al : 5〜； 10at%の範囲であるならば、図 1の ·印の温度以下で熱処理することである。図 1で ·印の温度は 1281Kである力この温度は合金材の組成に応じて変化する。この第 2熱処理によって初析 L1相は殆ど影響を受けないが

2

、A1相は L1相と DO 相及びまたは DO 相及びまたは DO相に分離する。 A1相が

2 22 24 a

分離して形成された L1相と DO 相及びまたは DO 相及びまたは DO相を主体とす

2 22 24 a

る複相組織を以下、「下部複相組織」と称する。

[0018] 第 1熱処理後に第 2熱処理を行う場合、冷却は、自然冷却でも良ぐ水焼き入れなどの強制冷却でも良い。自然冷却は、例えば第 1熱処理後に熱処理炉から合金材を取り出して室温に放置することにより行っても良いし、第 1熱処理後に熱処理炉のヒ一ター電源を落としてそのまま熱処理炉内に合金材を放置することによって行っても良い。

第 2熱処理を行う温度は、例えば、 1173〜； 1281K程度である。第 2熱処理を行う時間は，例えば 5〜20時間程度である。第 2熱処理を行わずに単に水焼入れ等の冷却を行うことによつても A1相を L1相と DO 相に分離させることはできる力、比較的高

2 22

い温度での熱処理により，この分離をより確実にすること力 Sできる。第 2熱処理の後は、自然冷却又は強制冷却によって、室温にまで合金材を冷却してもよい。なお，本明細書において、「〜」は、特に銘記しない限り端の点を含むものとする。

[0019] 以下に本発明に係る Ni基化合物超合金の各成分を限定した理由につ!/、て説明す

Al : 5at%より大、 13at%以下、 V : 3at%以上、 9. 5at%以下と規定した理由は、図 1の縦断面状態図、図 2の状態図や、後述する具体例から明らかになるように、この範囲であれば、初析 L1相と A1相とが共存する温度で第 1熱処理を行うことができ

2

、かつ、 L1相と DO 相及びまたは DO 相及びまたは DO相とが共存する温度に冷

2 22 24 a 却するか、この温度で第 2熱処理を行うことができて、複相組織を形成することができる力、らである。

[0020] Nbの含有量は、 3at%以上、 9. 5at%以下の範囲で良いが、前述の Vの含有量と等しいか、あるいは、よりも少ないこと、換言すると、 V量が Nb量と等しいか、 Nb量よりも多いことが必要である。これは、本実施形態の Ni基化合物超合金においては、耐酸化性を向上させるために Vの一部を Nbに置換しているものであり、 Vの一部を Nb で置換する量を増加するほど耐酸化性は向上する。なお、本願発明者らが研究している A1を 5〜； 13at%、 Vを 9. 5—17. 5at%、Ti 0〜3. 5at%、 Bを 1000重量 ppm 以下、残部 Niからなり、初析 L1相と（LI +D0 及びまたは DO 相及びまたは DO

2 2 22 24 a 相）共析組織からなる 2重複相組織を有する Ni基化合物超合金に比べて Vを少なくして Nbを添カロし、 A1を増量している点が異なる。

[0021] Co、 Crは耐酸化性の向上に寄与する元素であり、 Coは Oat%以上、 15at%以下の範囲で添加することが好ましぐ Crは Oat%以上、 5at%以下の範囲で添加することが好ましい。

Coは Niに全率固溶する元素であるので、組織中の Niが構成する金属間化合物、 Ni Al、 Ni V、 (Ni Ti)等の内部に含まれる。 Ni基合金の特性を維持するために、

3 3 3

添加量は最大で 15at%とする。

Crは耐酸化性向上に有効である力 Ni A1への固溶量が少ないため、 5at%を超

3

える量を添加しても不要な析出物を生成するおそれがあるので、上限を 5at%とすることが好ましい。

[0022] Vは酸素との結合力が強ぐ合金材の表面を酸化し易いので、この V量を低下することにより耐酸化性を向上させ得る。同時に、 Vはそれと荷電子数の等しい Nbに置き換えること力 Sできる。また、 A1を増量することにより表面に緻密なアルミナの緻密な酸化皮膜を生成できる。また、 V量の減量により耐酸化性は向上する力 V量よりも Nb 量が多くなると、複相組織を得ることが難しくなる。従って V量を Nb量よりも多くする必要がある。

Tiの含有量は、 Oat%以上で 3. 5at%以下であり、好ましくは 0. 5〜3. 5at%以下であり、さらに好ましくは 1〜3· 5at%、最も好ましくは 2〜3at%である。本発明の Ni 基化合物超合金は、 Tiを含んでいることが好ましいが、含んでいなくてもよい。

Niの含有量は、好ましくは 73〜77at%であり、さらに好ましくは 74〜76at%である。このような範囲であれば、 Niの含有量と（Al、 Ti、 V)の含有量の合計が 3： 1に近くなり、 Ni、 Al、 Ti又は Vの固溶体相が実質的に存在しないからである。

[0023] Bの含有量は、 0重量 ppm以上、 1000重量 ppm以下であり、好ましくは、 1— 1000 重量 ppm、さらに好ましくは;!〜 500重量 ppm、より好ましくは 5〜； 100重量 ppmである。本発明の Ni基化合物超合金は、 Bを含んでいることが好ましいが、含んでいなくてもよい。

前記組成の各添加元素の他に、本発明では、 Moを l〜2at%含有させても良い。

Moは高温強度の向上に効果のある元素であり、 Vに全率固溶する元素である。その添加量は、 V〉Mo + Nbであることが好ましい。また更に、延性を向上させる方法として、結晶粒界を強化させる方法が考えられる。そのためには、 C、 Zr、 Hfといった元素を最大で 0. 2at%まで微量添加することが可能となる。また、 0. 2at%以下の微量範囲で C、 Zr、 Hfのいずれかの元素を含有させても良い。

[0024] 本発明の Ni基化合物超合金は、上述のような上部複相組織と下部複相組織とを含む複相組織を呈しており、これらの複相組織からなる 2重複相組織を有して!/、ることが最も望ましい。

本発明の Ni基化合物超合金は、高温での機械的特性が優れ、耐酸化性にも優れていることが後述の実施例において実験的に実証される力 S、これらの優れた特性は、上部複相組織と下部複相組織とを含む複相組織を呈していることが原因となっており、更に好ましくは、前記上部複相組織と下部複相組織の 2重複相組織を有していること力より優れた特性を得る上での要因となっていると考えられる。

なお、これらの複相組織あるいは 2重複相組織が本発明に係る Ni基化合物超合金の全体を構成していることが望ましいが、全体がこの組織である必然性はなぐ少なくとも一部に、あるいはより好ましくは全組織の 50%以上が複相組織となっていれば良い。

[0025] また、本発明の Ni基化合物超合金に用いられる金属間化合物は、他の 3つの構成相（DO 相と DO 相と DO相）に比べて結晶構造が単純であって、そのために比較

22 24 a 的転位が活動しやすい初析 LI相を有しており、室温を含む全温度範囲においてあ

2

る程度の延性を有していると考えられ、そのため、取り扱いが容易であるという利点がある。

本発明の Ni基化合物超合金は、高温での機械的特性が優れているので、耐熱構造材として利用可能である。また、成分元素のうち、 Vの一部を Nbに置換して耐酸化性を高め、更に Coと Crを適量添加することによつても耐酸化性を高めている。

また、 Vの一部を Nbに置換する組成にすると、多少軽量化の面では不利であるが、一般的な Ni基超合金よりも 0. 5g/cm³程度は軽量化できる。

以上説明の Ni基化合物超合金は、 1523K (1250°C)より少し低温側の温度域、例えば 1273K〜； 1373K (1000〜； 1100°C)までの高温度域においての有効利用が可能であり、ターボチャージヤー、エンジンの低圧タービン翼などに好適である。これらの温度域において高温強度が高い場合、同じ耐圧で軽量化できる効果があり、ェンジン効率や燃費などの面で有効である。

[0026] 本発明の Ni基化合物超合金を製造するのに用いる合金材は、铸造材、鍛造材又は単結晶材などからなる。铸造材は、予め秤量した地金を溶解（アーク溶解、高周波溶解など）した後、铸型に流し込んで、凝固させることによって作製することができる。铸造材は、通常、数百ミクロン〜数ミリオーダーの結晶粒を有する多結晶であり、結晶粒と結晶粒の間の境界 (結晶粒界)で破壊されやすいという弱点と、引け巣等の铸造欠陥があるという弱点を有している。この弱点を改善するの力鍛造材である。鍛造材は、铸造材に対して熱間鍛造及び再結晶焼鈍を行うことによって作製される。熱間鍛造及び再結晶焼鈍は、通常は、第 1熱処理の温度よりも高い温度で行われる。

[0027] 熱間鍛造及び再結晶焼鈍を行う温度は、同じであっても互いに異なっていてもよい。熱間鍛造は、 1523〜； 1623K程度で行い、再結晶焼鈍は、 1423〜； 1573K程度で行うことが好ましい。第 1熱処理の前に、合金材に対して均質化熱処理を行ってもよい。均質化熱処理は、通常は、第 1熱処理の温度よも高い温度で行われる。均質化熱処理は、 1523〜； 1623K程度で行うことが好ましい。但し、第 1熱処理を均質化熱処理と兼ねてもよい。また、鍛造材の場合は、熱間鍛造及び再結晶焼鈍を均質化熱処理と兼ねてもよい。均質化熱処理を行う時間は限定されないが，例えば， 24〜9 6時間程度である。合金材が多結晶材 (铸造材又は鍛造材など）の場合は、合金材に Bを含有させることが好ましい。これによつて、結晶粒界が強化されるからである。铸造材、鍛造材及び単結晶材を熱処理して作製した複相組織を有する Ni基化合物超合金にっレ、て圧縮試験や引張試験を行えば、レ、ずれにお!/、ても優れた機械特十生を得ること力 Sでさる。

実施例

[0028] 以下、本発明の Ni基化合物超合金の種々の具体例について説明する。

以下の具体例では、熱処理を施すことによって複相組織を有する Ni基化合物超合金を作製し、その機械的特性を調べた。

以下の具体例において、 1373Kでの熱処理は、初析 L1相と A1相とが共存する

2

温度での第 1熱処理（1次析出熱処理）に相当し、 1373Kでの熱処理を行った後に行う水焼入れは、 L1相と DO 相とが共存する温度への冷却に相当する。また、 137

2 22

3Kでの熱処理を行った後に行う 1173K又は 1273Kでの熱処理は、 L1相と DO

2 22 相とが共存する温度での第 2熱処理（2次析出熱処理）に相当する。

[0029] 铸造材の作製方法

本発明組成系の試料の作成に先立ち、本発明類似合金の組成範囲を規定するための铸造材として、表 1の No. ；!〜 20に示す割合の Ni、 Al、 Ti、 Vの地金（それぞれ純度 99. 9重量％)をアーク溶解炉で溶製した。アーク溶解炉の雰囲気は、まず、溶解室内を真空排気し、その後不活性ガス（アルゴンガス）に置換した。電極は、非消耗タングステン電極を用い、铸型には水冷式銅ハースを使用した。また、これらの他に添加元素を含有させる場合は、地金内に必要な合金組成に応じて Co、 Cr、 Mo、 B、 C、 Hfなどの元素を添加した地金を用いるか溶解時に別途これらの元素の铸塊を追加すればよい。

以下の説明では、上記铸造材を「試料」と呼ぶ。

[0030] 本発明に係る Ni基化合物超合金を実際に作製するにあたり、本発明の Ni基化合物超合金の基本組成系の状態図を得るために、 Ni、 Al、 Ti、 Vの地金を用いて表 1 に示す各組成の No.；!〜 20の試料を作成した。

図 1の縦断面状態図によれば、 A1量 5at%より大で 13at%以下の組成の試料は、 1373Kでは Al+Ll相という Ni基超合金の組織になり、共析温度（1281K)以下の温度に冷却することによって A1→L1 +DO , DO , DOという共析反応が起こり

、初析 L1相と（LI +DO , DO , DO )共析組織からなる 2重複相組織が形成されるということが分かる。

[表 1]

rhombohedralを「rhojと表記する。

[0032] 表 1及び図 1によると， No. l~No. 20の試料には， LI 、 DO 、 DO 、 rhomboh

2 22 24

edral以外の相が存在していなかったことが分かる。各相は、 Ni量をほぼ 75at%に保っていた。また、各相は、単相もしくは複相として平衡状態になっていた。 5つの 2 相共存領域と、 2つの 3相共存領域が見られた。低 Ti含有量領域に存在する L1

2

DO DO 相共存組織は、状態図の 3つの頂点に位置する構成相が直接平衡して

22 24

V、る興味深レ、組織であった。

[0033] 次に図 1に示す状態図に従い、 1273Kにおける Ni Al— Ni Ti— Ni V擬 3元系状

3 3 3

態図を求めた。

No. ；!〜 No. 20の試料を石英管に真空封入し、これらの試料のそれぞれに対して 1273K X 7日間の熱処理を施し、その後、水焼入れを行った。その後、 1273Kでの状態図を作成するために、 No. ；!〜 No. 20の試料のそれぞれについて、組織観察及び各構成相の分析を行った。組織観察は、 OM (Optical Microscope)、 SEM、 TE Mを用いて行い、各構成相の分析は、 SEM - EPMA (Scanning Electron Microsco pe-Electron Probe MicroAnalyzer)により行った。前記観察及び分析の結果を表 1に示し、前記観察及び分析によって得られた 1273Kにおける Ni Al— Ni Ti— Ni V擬

3 3 3

3元系状態図を図 2に示す。

[0034] 図 2に示す A点、 B点、 C点、 D点、 E点で囲まれた組成範囲が、複相組織あるいは

2重複相組織を確実に呈する領域である。

本発明では、前記の組成範囲において、 Vの量を少なくして Vの一部を Nbに置換してゆく形で実現するので、特に、図 2に示す Ni Al— Ni Ti— Ni V擬 3元系状態図

3 3 3

において、 A点（A1 : 14· 0at%、Ti : 0at%、 (V + Nb) : 11. Oat%、 Ni： 75at%)、 B 点（Α1 : 12· 5at%、Ti : 2. 8at%、 (V+Nb) : 9. 8at%、 Ni : 75at%)、 C点（Al : 8. 0at%、Ti : 3. 8at%、 (V+Nb) : 13. 3at%、 Ni : 75at%)、 D点（Al : 2· 3at%、 Ti : 2. Oat%、 (V+Nb) : 20. 8at%、 Ni : 75at%)、 E点（Al : 2· Oat%、 Ti : Oat%、 (

V + Nb) : 23. Oat%、 Ni : 75at%)を結ぶ範囲の組成とすることで複相組織あるいは 2重複相組織を確実に呈する目的の Ni基化合物超合金が得られる。

[0035] 更に、図 2に示す Ni Al— Ni Ti— Ni V擬 3元系状態図を元に、本願発明組成系

3 3 3

の Ni基化合物超合金の組成と組織を調べるために、以下の表 2に示す組成比の試

SU D¾¾036 [0037] 表 2に示す組成比の各試料を溶製し、真空炉にて 1573K(1300°C)で 10時間熱処理した。この処理が均質化処理に相当する。次に、ガスファンクーリングにより炉にアルゴンガスを入れて攪拌冷却した。次いで 1373K(1100°C)で 10時間ガスファン冷却し（第 1の熱処理）、更に 1273K(1000°C)にて 10時間ガスファン冷却し（第 2の熱処理）、各試料を得、以下の圧縮試験に供した。

[0038] 「圧縮試験」

表 2に示す No.21、 22、 28の試料を用い、圧縮試験は、常温〜 1273Kの範囲で、 2X 2 X 5mm³の角状の試験片を用いて、真空中、ひずみ速度 3.3X10— —¹の条件で fiつた。その結果を図 3ίこ示す。図 3ίこ (ま 298Κ、 673Κ, 773Κ、 873Κ、 973Κ 、 1073Κ、 1173Κ、 1273Kの各温度において測定した 0· 2%降伏応力（MPa)を示す。

図 3に示す圧縮試験結果から、 0.2%降伏応力において、 1273K(1000°C)においても 300MPaの値を確保することができること、 300K〜1073Kまでの温度範囲において 600MPaを超える降伏応力値を確保できることが判明した。従って本発明試料では高温強度の優れた特性が得られた。

[0039] 「酸化試験」

図 4は Νο·2；!〜 28の各試料（サイズ 10 X 10 X 10mm)を大気中にお!/、て 1000°C で所定時間焼成した場合の剥離を含む重量増加量を測定した結果を示す。

また、図 4に表 1の No.10の試料（Al:7.5%)と CMSX— 4試料（米国 Cannon-Mu skegon社：商品名）（Ti:l.0重量％、じ0:9.0、Cr:6.5、Μο:0· 6、 Al:5.6、Ta: 6.5、Hf:0.10、希土類（Re)3.0、残部 Ni)と、 Al: 14%の試料 (Al: 14%、 Ti: 2. 5%、V:8.5%、 Ni:75%)、 Co:5%の試料（Co:5%、 Al:7.5%、Ti:2.5%、V:

[0040] 図 4において、焼成時間は左のプロットから順に、 24時間、 50時間、 100時間、 20 0時間、 400時間、 500時間の 6種類である。

図 4に示す結果から、 A1: 14%試料、 Co: 5%試料に比較し、 Νο·2；!〜 28の試料はいずれにおいても重量増加が抑制されていることが明らかである。なお、 CMSX— 4試料は Ni基超合金として著名な合金である力 S、この合金試料よりも No.22、 23、 28 の試料は明らかに耐酸化性に優れている。また、 No.21の試料は 400時間以下では CMSX— 4試料よりも耐酸化性に優れている。また、 No.24、 25の試料は 200時間までは CMSX— 4試料よりも優れている。

また、本発明者らが研究している Ni Al-Ni Ti-Ni V系の合金の試料（図 4の Al

3 3 3

： 7. 5%試料）に比べ、概ね!/、ずれの試料も耐酸化性にっレ、ては優れて!/、ることカ判明した。

[0041] 「金属組織について」

図 5に No.21の試料の金属組織写真（図 5 (A)参照）と同試料の金属組織写真の部分拡大（5000倍）（図 5 (B)参照）、 No.22の試料の金属組織写真（図 5 (A)参照）と No.23の試料の金属組織写真（図 5 (A)参照）を示す。図 5 (A)に示す各試料写真の倍率は 100倍、各写真に縮尺として 100 mの白線を記載している。

No.21の試料写真では濃淡が薄いので判別し難いが、ほぼ全体に Ni A1 (L1 )相

3 2 の存在を確認することができた。同試料の金属組織写真の部分拡大（5000倍）から、初析 L1相と（LI +D0 )共析組織とからなる 2重複相組織になっていることが明

2 2 22

瞭になった。

No.22、 23の試料写真では明確に Ni A1 (L1 )相が表示されている力 Ni A1 (L1

3 2 3

)相の量が少なくなつていることが明らかである。写真の如く Ni A1 (L1 )粒子の量が

2 3 2

減少してゆくと、複相組織を形成することが出来難くなる傾向となる。（No.21の試料は表 2に示す如く V: 7at%、 Nb3at%、 No.22の試料は V、 Nb : 5at%、 No.23の試料は V: 0at%、 Nb : 10at%の試料である。 )

これらの金属組織において、複相組織を含むもの、あるいは 2重複相組織を含むものは、高温でも大きな組織変化が生じにくぐ安定なので高温強度が高い。そして、これらの複相組織をできるだけ微細かつ整合よく配置した組織とすることが、より高温における優れた機械特性の組織にできる上で重要である。

[0042] 図 6と図 7は No.28の試料の金属組織写真（1000倍）を示し、図 8は同試料の金属組織写真の部分拡大（2500倍)を示す。

図 6に示す金属組織写真の微細粒状の部分が L1 D0 — DO組織であり、写真

2 24 a

組織の大部分を占めている。この微細粒状部分を 2500倍に拡大すると図 8に示す如く不定形の Ni A1 (L1 )粒子が多数敷き詰められた組織状態となっていることを確

3 2

認できた。なお、 Ni A1 (L1 )粒子が多数敷き詰められた組織状態において Ni Al (

3 2 3

LI )粒子間の粒界には図 5で示した試料と同様に L1 DO — DO相が存在して

2 2 24 a

いることは、明らかである。

以上の組織写真から、 No.28の試料の如く Vと Nbの複合添加に加えて、 Cr、 Coを複合添加した試料にあっても複相組織を有していることが明らかである。

なお、図 6と図 7の金属組織写真においては、左下側に Ni Ti相が見えているが、こ

3

のような粗大な板状形態の Ni Ti相は存在しな!/、方が好まし!/、。

3

[0043] 「比重計測」

また、 No.21の言式斗の匕重 (ま 7· 90、 No.22の言式斗の匕重 (ま 7· 95、 No.23の言式料の比重は 8.07、 No.24の試料の比重は 7.90、 Νο·25の試料の比重は 7. 87、 No .26の試料の比重は 7. 88、 No.27の試料の比重は 7. 8、 No.28の試料の比重は 7 . 86であり、一般的な Ni基超合金の MarM247 (登録商標）： 8. 54g/cm³や CMS X— 4 (登録商標）： 8. 70g/cm³に比べて軽量化できていることが明らかである。

[0044] 次に、図 2に示す Ni Al-Ni Ti Ni V擬 3元系状態図を元に、本願発明組成系

3 3 3

の Ni基化合物超合金にお V、て、 A1添加量の影響と Nb添加量の影響と Cr添加の影響、 Co添加の影響を調べるために、以下の表 3に示す組成比の試料を作成してそれら試料の特性を評価した。

[0045] [表 3]

/v 0z/-890z,00ifcl:>d OS

[0046] 表 3に示す各組成の試料を表 2に示す試料と同様に作成し、各試料について試験温度 1000°Cにおける耐酸化性試験を行った結果を図 9に示す。

図 9に示す結果から、本願発明組成系の Ni基化合物超合金において、単に Coや Crを添加した組成系としただけでは、耐酸化性を大きく改善することができないことが明らかである。また、 A1についても同様のことが明らかになり、本願発明において先に説明した如く特定の範囲を選択することが重要である。

[0047] 表 4に示す組成比の各試料を溶製し、真空炉にて 1563K (1290°C)で 10時間熱処理した。この処理が均質化処理に相当する。次に、ガスファンクーリングにより炉にアルゴンガスを入れて攪拌冷却した。次いで 1373K (1100°C)で 10時間加熱後、ガスフアン冷却し（第 1の熱処理）、更に 1273K (1000°C)にて 10時間加熱後、ガスフアン冷却し（第 2の熱処理）、各試料を得、以下の各試験に供した。

[0048] [表 4]

表 4に示す試料において、 Νο·41の試料の比重を測定したところ 7· 94であり、 No 5の試料の比重は 8. 01であった。これらに対し、表 1の No.10の試料の比重は 8· 0である。また、前述した如く一般的な Ni基超合金の MarM247 (登録商標）の比重 8· 54や CMSX— 4 (登録商標）の比重 8· 70に比べて Νο·41、 65の試料は軽量化できていることが判明した。

[0050] 表 4に示す Νο·4；!〜 48の試料について、各試料（サイズ 10 X 10 X 10mm)を大気中において 1000°Cで所定時間焼成した場合の剥離を含む重量増加量を測定した酸化試験結果を図 10に示す。図 10には先の表 1に示した No.10の試料 (A1 : 7. 5

%)の結果も比較例として併記した。

図 10に示す酸化試験結果から、本発明に係る No.4；!〜 48の試料はいずれにおいても No.10の試料よりも良好な耐酸ィ匕十生を示した。特に、 Νο·28、 41、 46、 42、 47 の試料がこれらの順に優れた耐酸化性を有している。

[0051] 表 4に示す Νο·5；!〜 58の試料、及び、 Νο·63〜67の試料について、同様な酸化試験を行った結果を Νο· 5；!〜 58の試料については図 11に、 Νο·63〜67の試料については図 12に示した。図 11と図 12には Νο· 10、 28、 41の試料の結果も併記した

〇

図 11、図 12に示す酸化試験結果から、本発明に係る Νο.5；!〜 58の試料、 Νο.63 〜67の試料はいずれにおいても Νο.10の試料よりも良好な耐酸化性を示した。なお、 Νο·67の試料は、 Co、 Cr、 Al、 Ti、 V、 Nbを規定量添加した上に Zrを 1 · 5at%含有した試料である力 S、 No.10の試料よりも優れた耐酸化性を示したので、本発明に係る組成に Zrを添加した組成系においても耐酸化性に優れた Ni基化合物超合金を得られることが明ら力、となった。

[0052] 次に、表 2、 4に示す No.28、 41、 65の試料について引張強試験を行った結果を図 13に示す。引張試験に用いた試料は、 Ni置換にてボロン（B)を lOOppm添加している試料である。 No.10の試料に対し、本発明に係る Νο·28、 41、 65の試料は、常温〜 700°Cの温度範囲においては、若干低いものの、 700°Cを超える温度領域から 1000°Cまでの温度領域では、 No.10の試料よりも引張強度の低下率が少なぐ 8 00〜； 1000°Cの温度領域においては No.10の試料と逆転してより高強度になっていることが分かる。従って本発明に係る Ni基化合物超合金は、特に高温強度が要望されるエンジンなどの高温耐熱性を要求される構造材料として好適なことが明らかであ [0053] 図 14〜図 22ίこ、表 4ίこ示す試料のうち、 No.41 , 47、 48、 52、 57、 65の各試料の組織写真を示す。

図 14は No.41の試料の表面を 1000倍に拡大した金属組織写真、図 15は同試料の表面を 5000倍に拡大した金属組織写真を示す力 S、先の図 6、図 8に示す試料の金属組織写真と同様に、金属組織写真の微細粒状の部分が L1 DO — DO組織

2 24 a であり、写真組織の全体を占めている。この微細粒状部分を 5000倍に拡大すると図 15に示す如く不定形の Ni A1 (L1 )粒子が多数敷き詰められた組織状態となってい

3 2

ることを確認できた。なお、 Ni A1 (L1 )粒子が多数敷き詰められた組織状態におい

3 2

て Ni A1 (L1 )粒子間の粒界には先の試料と同様に LI -DO —DO相が存在して

3 2 2 24 a いることが明らかである。なお、図 14に示す 11個の白点が示す縮尺は 30 m、図 1 5に示す 11個の白点が示す縮尺は 6 mである。

図 16は No.47の試料の表面を 5000倍に拡大した金属組織写真、図 17は No.48 の試料の表面を 5000倍に拡大した金属組織写真、図 18は No.52の試料の表面を 2500倍に拡大した金属組織写真、図 19は No.57の試料の表面を 2500倍に拡大した金属組織写真、図 20は No.65の試料の表面を 50倍に拡大した金属組織写真、図 21は No.65の試料の表面を 100倍に拡大した金属組織写真、図 22は No.65の試料の表面を 5000倍に拡大した金属組織写真を示す。なお、図 16、図 17に示す白線の縮尺は 5 111、図 18、図 19に示す白線の縮尺は 10 111、図 20に示す白線の縮尺は 500 m、図 21に示す白線の縮尺は 10 m、図 22に示す白線の縮尺は 5 μ mであ^)。

これらの金属糸且織写真力、ら、 No.47, 48、 52、 57、 65の!/、ずれの試料にお!/、ても金属組織写真の微細粒状の部分が L1 D0 — DO組織であり、写真組織の全

2 24 a

体を占めていることが明らかとなった。

[0054] 前記 No.65の試料において、 Niに置換する形式でボロン添加量を変化させた場合の室温引張試験結果を図 23に示す。図 23に示す試料に関して、ボロン未添加（0 ppm)の場合は、塑性伸びが全く無ぐ引張強度も低い。ボロン添加量を 25ppmに増加させると、伸びが大きくなり塑性伸びを示すとともに、引張強度も高くなつている。し力、し、ボロンを上限である lOOOppmを超えて添加すると、再び塑性伸びが全く無く、破断強度も低い状態となる。これらの結果から、本発明合金のボロン添加量は、伸びを勘案するならば Oppm以上、 lOOOppm以下あるいは lOOOppm未満とすることが望ましい。

[0055] 図 24は No.65の試料にボロンを 25ppm添加した試料において、 1300°Cで 3時間均質化処理を行った試料の金属組織写真（3000倍、白線縮尺 5 m)を示し、図 25は No.65の試料にボロンを 25ppm添加した試料において、 1330°Cで 3時間均質化処理を行った試料の金属組織写真（3000倍、白線縮尺 5 111)を示す。これらの試料は、 1300°Cあるいは 1330°Cで 3時間均質化処理後に冷却後、いずれも共通の加熱処理として 1100°C X 10時間加熱後冷却する加熱処理と、 1000°C X 10時間加熱後冷却する加熱処理を施した試料である。

図 24と図 25を比較して明らかなように、 No.65の試料において均質化熱処理温度を高くすると組織を微細化することが可能である。また、組織を微細化することにより引張強度の向上効果を見込むことができる。

産業上の利用可能性

[0056] 本発明に係る Ni基超合金は、エンジンなどの高温耐熱性を要求される構造材料として利用され、従来の Ni基超合金よりも若干比重が軽ぐ耐酸化性に優れ、高温における引張強度に優れるので、本発明の Ni基化合物超合金が適用されるエンジンにあっては、エンジンの効率向上を図ることができる。

Claims

請求の範囲

[1] Al:5at%より大、 13at%以下、 V:3at%以上、 9.5at%以下、 Ti: Oat%以上、 3.

5at%以下、残部は不純物を除き Niからなり、初析 L1相と（L1相 + DO 相及びま

2 2 22 たは DO 相及びまたは DO相）の共析組織からなる複相構造を有してなることを特徴

24 a

とする耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金。

[2] 前記組成に加え、 Nb： 3at%以上、 9.5at%以下を含み、前記 Vの含有量が前記

Nbの含有量以上とされてなることを特徴とする請求項 1に記載の Ni基化合物超合金

〇

[3] 図 2に示す Ni Al— Ni Ti— Ni V擬 3元系状態図において、 A点（Al: 14· Oat%、

3 3 3

Ti:Oat%、 (V+Nb) :11. Oat%、 Ni: 75at%)、 B点（Al: 12· 5at%、Ti:2.8at% 、 (V+Nb) :9.8at%、 Ni:75at%)、 C点（Α1:8· 0at%、Ti:3.8at%、 (V + Nb)： 13.3at%、 Ni:75at%)、 D点（Α1:2· 3at%、Ti:2. Oat%、 (V+Nb) :20.8at% 、 Ni:75at%)、 E点（Α1:2· Oat%、 Ti: Oat%、 (V+Nb) :23. Oat%、 Ni: 75at%) を結ぶ範囲の組成で示される初析 LI相と（L1相 + D0 相及びまたは DO 相及び

2 2 22 24 または DO相）の共析組織からなる複相構造を有してなることを特徴とする耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金。

[4] 前記組成に加え、 Co: 15at%以下、 Cr: 5at%以下の少なくとも 1種または 2種以上を含むことを特徴とする請求項 2に記載の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金。

[5] 前記組成に加え、 B： 1000重量 ppm以下を含むことを特徴とする請求項 4に記載の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金。

[6] 初析 L1相と（L1相 + D0 相及びまたは DO 相及びまたは DO相）の共析組織

2 2 22 24 a 力、らなる 2重複相組織を有して!/、ることを特徴とする請求項 1に記載の Ni基化合物超合金。

[7] 請求項 1〜6のいずれかに記載の Ni基化合物超合金からなることを特徴とする耐酸化性に優れた耐熱構造材。

[8] Al:5at%より大、 13at%以下、 V:3at%以上、

9.5at%以下、 Ti: Oat%以上、 3.

5at%以下、残部は不純物を除き Niからなる合金材に対して、初析 L1相と A1相が

2

共存する温度で第 1熱処理を行い、その後、初析 L1相と DO 相及びまたは DO 相

2 22 24 及びまたは D0_a相とが共存する温度に冷却する力、、その温度で第 2熱処理を行うことによって、 A1相を（L1相 + DO 相及びまたは DO 相及びまたは DO相）の共析組

2 22 24 a

織に変化させて複相組織を形成することを特徴とする耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金の製造方法。

前記組成に加え、 Nb:3at%以上、 9.5at%以下、前記 Vの含有量が前記 Nbの含有量以上とされてなる組成の合金材を用いることを特徴とする請求項 8に記載の Ni 基化合物超合金の製造方法。

図 2に示す Ni Al-Ni Ti-Ni V擬 3元系状態図において、 A点（Al: 14· Oat%、

3 3 3

Ti:Oat%、 (V+Nb) :11. Oat%、 Ni: 75at%)、 B点（Al: 12· 5at%、Ti:2.8at% 、 (V+Nb) :9.8at%、 Ni:75at%)、 C点（Α1:8· 0at%、Ti:3.8at%、 (V + Nb)： 13.3at%、 Ni:75at%)、 D点（Α1:2· 3at%、Ti:2. Oat%、 (V+Nb) :20.8at% 、 Ni:75at%)、 E点（Α1:2· Oat%、 Ti: Oat%、 (V+Nb) :23. Oat%、 Ni: 75at%) を結ぶ範囲の組成の合金材に対して、初析 L1相と A1相が共存する温度で第 1熱処

2

理を行い、その後、 L1相と DO 相及びまたは DO 相及びまたは DO相が共存する

2 22 24 a

温度に冷却する力、、その温度で第 2熱処理を行うことによって、 A1相を（L1相 + D0

2 2 相及びまたは DO 相及びまたは DO相）の共析組織に変化させて複相組織を形成

2 24 a

することを特徴とする耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金の製造方法。

前記合金材として、前記組成に加え、 Co:15at%以下、 Cr:5at%以下の少なくとも 1種または 2種以上を含む合金材を用いることを特徴とする請求項 8に記載の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金の製造方法。

前記合金材として、前記組成に加え、 B: lOOOppm以下を含むことを特徴とする請求項 8に記載の耐酸化性に優れた Ni基化合物超合金の製造方法。

前記第 1熱処理は、前記合金材を図 1の第 1状態にする温度で行うことを特徴とする請求項 8に記載の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金の製造方法。

前記第 2熱処理は、 1173K〜； 1273Kで行うことを特徴とする請求項 8に記載の耐酸化性の優れた Ni基化合物超合金の製造方法。