WO2013065340A1

WO2013065340A1 - 高耐熱性、高強度Ｒｈ基合金及びその製造方法

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Publication number: WO2013065340A1
Application number: PCT/JP2012/060254
Authority: WO
Inventors: 石田　清仁; 佳和高久; 大森　俊洋
Original assignee: 田中貴金属工業株式会社
Priority date: 2011-11-04
Filing date: 2012-04-16
Publication date: 2013-05-10
Also published as: JP5226846B2; US20140345758A1; JP2013095990A; EP2775004A1; TWI452149B; US9605334B2; EP2775004A4; EP2775004B1; TW201319276A

Abstract

　本発明は、Ｒｈに必須の添加元素であるＡｌ及びＷを添加したＲｈ基合金からなる高耐熱性、高強度Ｒｈ基合金であって、前記Ｒｈ合金は、Ａｌを０．２～１５．０質量％、Ｗを１５．０～４５．０質量％、残部Ｒｈからなり、必須の強化相として、Ｌ１_２構造を有するγ'相（Ｒｈ_３（Ａｌ，Ｗ））がマトリックス中に分散するＲｈ基合金からなる耐熱材料である。本発明に係るＲｈ基合金は、添加元素として、Ｂ、Ｃ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ又はミッシュメタル、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｉｒ、Ｒｅ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｕを任意に添加することで、加工性、高温酸化特性を更に改善することができる。本発明に係るＲｈ基合金は、高温特性に優れると共に、重量等の要素のバランスも良好な耐熱材料である。

Description

高耐熱性、高強度Ｒｈ基合金及びその製造方法

　本発明は、ジェットエンジン、ガスタービン等の部材として好適なＲｈ基耐熱合金及びその製造方法に関し、詳しくは、従来のＮｉ基合金よりも耐熱性、耐酸化性に優れ、過酷な高温雰囲気に曝されても必要強度を維持し得る合金に関する。

　ガスタービン、飛行機用エンジン、化学プラント、自動車用エンジン、ターボチャージャーロータ等の機能部品や高温炉等の構成部材では、高温環境下で強度が必要とされ、優れた耐酸化性が要求される。この種の高温耐熱材料としては、従来からＮｉ基合金やＣｏ基合金が従来から使用されてきた。

　耐熱材料としてのＮｉ基合金の強化機構は基本的に析出強化であり、マトリックス合金中に強化相としてＬ１_２構造を有するγ’相（Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ））を分散させてなる。γ’相は、温度上昇に伴い強度も高くなる逆温度依存性を呈することから、優れた高温強度、高温クリープ特性を付与し、ガスタービンの動翼、タービンディスク等の耐熱用途に適したＮｉ基合金となる。一方、耐熱材料としてのＣｏ基合金の強化機構は固溶強化及び炭化物の析出強化を利用しており、多量のＣｒを含有する系では耐食性、耐酸化性に優れ、耐磨耗性も良好なため、静翼、燃焼器等の部材に使用されている。

　最近では、各種熱機関において燃費の向上、環境負荷の低減を目的に熱効率の改善が強く求められており、熱機関構成材料に要求される耐熱性が一段と過酷になっている。そのため、従来のＮｉ基やＣｏ基合金に代わる新規耐熱材料の開発が検討されている。

　これまで、新規の耐熱合金に関し多くの研究報告が発表されている。本発明者等もＮｉ基合金に替る新たな耐熱合金として、Ｃｏ基でＮｉ基耐熱合金と同様のＬ１_２構造を有するγ’相の金属間化合物（Ｃｏ_３（Ａｌ，Ｗ））を分散させる合金や、Ｉｒ基でＬ１_２構造を有するγ’相の金属間化合物（Ｉｒ_３（Ａｌ，Ｗ））に基づく析出強化作用を備えるＩｒ基合金からなる耐熱材料を開示している（特許文献１、２）。

国際公開２００７／０３２２９３公報国際公開２００７／０９１５７６公報

　ここで、ガスタービン等の機能部品や高温炉等の構成部材への耐熱材料の適用にあたっては、その高温強度、耐酸化性等の高温特性が優れていることが必要であるが、実用化に際しては重量（比重）や素材コスト等の要素も重視される。この点、これまでの新規の耐熱材料は高温特性の向上に関する検討が優先され、それ以外の要素への検討は不十分であった。そこで、本発明は、高温特性に優れると共に、重量等の要素のバランスも良好な耐熱材料を提供することを目的とする。

　上記課題を解決する本願発明は、Ｒｈに必須の添加元素であるＡｌ及びＷを添加したＲｈ基合金からなる高耐熱性、高強度Ｒｈ基合金であって、前記Ｒｈ合金は、Ａｌを０．２～１５．０質量％、Ｗを１５．０～４５．０質量％、残部Ｒｈからなり、必須の強化相として、Ｌ１_２構造を有するγ’相（Ｒｈ_３（Ａｌ，Ｗ））がマトリックス中に分散するＲｈ基合金からなる耐熱材料である。

　本発明に係る耐熱材料は、Ｒｈ（ロジウム）基合金からなるものである。Ｒｈを適用したのは、Ｒｈは貴金属の一つであり、融点が高く（１９６６℃）、耐食性（耐酸化性）が良好である。従って、従来のＮｉ基合金よりも高温での化学的安定性がはるかに優れていると考えられる。また、Ｒｈは、比重が約１２であり、Ｉｒ（比重約２２）よりも低くＮｉ（比重約９）に比較的近い。そのため、上記従来のＩｒ基耐熱合金よりも部材の軽量化に寄与することができる。

　そして、本発明では、Ｒｈ基合金の強化因子として、Ｌ１_２構造を有するγ’相（Ｒｈ_３（Ａｌ，Ｗ）、以下、単にγ’相と称する場合がある。）を分散させてなる。γ’相による析出強化は、上記従来のＩｒ基合金と同様である、γ’相は、強度について逆温度依存性を有するため高温安定性も良好であり、また、Ｒｈ自体の高温強度も高いことから、本発明に係るＲｈ基耐熱合金は、Ｎｉ基耐熱合金に対して一段と高い高温雰囲気に曝されても優れた高温特性を維持する。

　以下、本発明について詳細に説明する。本発明は、Ａｌ（アルミニウム）及びＷ（タングステン）を合金元素としたＲｈ基合金であり、Ａｌを０．２～１５．０質量％、Ｗを１５．０～４５．０質量％含むものである。従来、ＲｈにＡｌとＷを添加した合金において、γ’相が析出することは知られていない。Ａｌ、Ｗの添加量を前記範囲としたのは、強化相として機能し得るγ’相を析出させるためであり、これは本発明者等の検討の結果明らかになった数値範囲である。

　即ち、Ａｌは、γ’相の主要な構成元素であると共に、γ’相の析出・安定化に必要な成分であり、耐酸化性の向上にも寄与する。０．２質量％未満のＡｌではγ’相が析出しないか、析出しても高温強度向上に寄与し得る状態はならない。一方で、Ａｌ濃度の増加に伴い、γ’相の割合が低下し、Ｂ２型の金属間化合物（ＲｈＡｌ、以下、Ｂ２相と称する場合がある。）が生成する。そして、Ａｌを過剰に添加すると、Ｂ２相が粗大化して脆くなり合金の強度を低下させることとなることから、Ａｌ量の上限を１５質量％としている。

　そして、Ｗもγ’相の主要な構成元素であり、合金のマトリックスを固溶強化する作用も有する。Ｗについても、１５質量％未満の添加では高温強度向上のためのγ’相が析出せず、４５質量％を超える過剰添加は、比重の大きいＷを主成分とする相の生成を助長し、偏析が生じやすくなる。

　上記の通り、本発明に係るＲｈ基合金は、γ’相の適切な分散により高温強度の改善するものであるが、他の相の生成を完全に排除するものではない。これは、Ａｌ、Ｗを上記範囲で添加した場合、組成によってはγ’相のみではなく、Ｂ２相やＤ０１９型の金属間化合物（Ｒｈ_３Ｗ、以下、Ｄ０１９相と称する場合がある。）が析出することがある。但し、Ａｌ、Ｗの含有量が上記範囲内であれば、これらのγ’相以外の析出物が存在しても高温強度は確保されている。これらの析出相も材料強化の作用を有する。これら析出物の分布については、Ａｌ０．２～２．０質量％、Ｗ１５．０～３０．０質量％の範囲では、γ’相のみが析出する（γ’相の効果的な析出のためには０．５質量％以上がより好ましい。）。一方、Ａｌ２．０質量％超１５．０質量％以下、Ｗ３０．０質量％超４５．０質量％以下の範囲では、γ’相に加えて、Ｂ２相やＤ０１９相が析出する。いずれの範囲においても、強化相であるγ’相が存在しており、これが高温強度向上に寄与する。

　析出物である、γ’相、Ｂ２相、Ｄ０１９相は、粒径３ｎｍ～１μｍのものが好ましく、また、その析出量は合計で２０～８５体積％（合金全体に対して）が好ましい。析出強化作用は、３ｎｍ以上の析出物で得られるが、１μｍを超える粗大な析出物では却って低下する。また、十分な析出強化作用を得るためには、２０体積％以上の析出量が必要であるが、８５体積％を超える過剰析出量では延性低下が懸念される。好適な粒径、析出量を得るためには、後述する製造方法において、所定温度域において段階的な時効処理を行うことが好ましい。

　本発明に係るＲｈ基耐熱合金は、その高温特性の更なる向上又は付加的な特性向上のために添加元素を添加しても良い。この添加元素として、以下の２つのグループがある。

　グループＩは、Ｂ、Ｃ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、ミッシュメタルからなるグループである。ここで、Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化する合金成分であり、高温強度の向上に寄与する。Ｂの添加効果は０．００１質量％以上で顕著になるが、過剰添加は加工性にとって好ましくないので上限を１．０質量％（好ましくは、０．５質量％）とする。Ｃは、Ｂと同様に粒界強化に有効であると共に、炭化物となって析出し高温強度を向上させる。このような効果は０．００１質量％以上のＣ添加でみられるが、過剰添加は加工性や靭性にとって好ましくないので１．０質量％（好ましくは、０．８質量％）をＣ含有量の上限とする。Ｍｇは粒界の脆化を抑制する効果があり、０．００１質量％以上で添加効果が顕著になるが、過剰添加は有害相の生成を引き起こすので０．５質量％（好ましくは０．４質量％）を上限とした。Ｃａは脱酸、脱硫に効果がある合金成分であり、延性、加工性の向上に寄与する。Ｃａの添加効果は０．００１質量％以上で顕著になるが、過剰添加は却って加工性を低下させるので上限を１．０質量％（好ましくは、０．５質量％）とした。Ｙ、Ｌａ、ミッシュメタルは共に耐酸化性の向上に有効な成分であり、何れも０．０１質量％以上で添加効果を発揮するが、過剰添加は組織安定性に悪影響を及ぼすので１．０質量％（好ましくは、０．５質量％）を上限とした。

　以上のグループＩの添加元素は、１種又は２種以を合計で０．００１～２．０質量％添加する。但し、これらの添加元素を添加するときには、Ｒｈの含有量を５０質量％以上にする。合金のＲｈ含有量が低いと、Ｒｈの優れた高温特性を活かすことができなくなるからである。

　グループＩＩは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｉｒ、Ｒｅ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｕからなるグループである。これらの添加元素については、１種又は２種以上の添加元素を合計で０．１～４８．９質量％添加する。そして、グループＩの添加元素と同様、Ｒｈの含有量を５０質量％以上にする。

　グループＩＩの添加元素を添加したＲｈ基合金においては、強化相として、Ｌ１_２構造を有するγ’相（（Ｒｈ，X）_３（Ａｌ，Ｗ，Ｚ））も析出・分散する。ここで、ＸはＣｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｉｒ、Ｒｅ、Ｐｄ、Ｐｔ及び／又はＲｕであり、ＺはＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔａ及び／又はＨｆである。また、ＮｉはＸ、Ｚの双方に入る。このγ’相（（Ｒｈ，X）_３（Ａｌ，Ｗ，Ｚ））は、Ｒｈ－Ａｌ－Ｗ３元合金におけるγ’相（Ｒｈ_３（Ａｌ，Ｗ））と同一の結晶構造であり、Ｒｈ_３（Ａｌ，Ｗ）にＸ、Ｚの元素が固溶したものである。

　また、このグループＩＩの添加元素を添加したＲｈ基合金でもＡｌ、Ｗの添加量によっては、γ’相以外の金属間化合物が析出することがある。この金属間化合物は、Ｒｈ－Ａｌ－Ｗ３元合金におけるＢ２相（ＲｈＡｌ）、Ｄ０１９相（Ｒｈ_３Ｗ）と同じ結晶構造である、Ｂ２型の金属間化合物（（Ｒｈ，Ｘ）（Ａｌ，Ｗ，Ｚ））やＤ０１９型の金属間化合物（（Ｒｈ，Ｘ）_３Ｗ）である（Ｘ、Ｚの意義は上記と同様）。これらＢ２相、Ｄ０１９相も、Ａｌ、Ｗが適正範囲（Ａｌ０．２～１５．０質量％、Ｗ１５．０～４５．０質量％）であれば、強化相として作用する。尚、これら析出物の分布については、Ａｌ０．２～２．０質量％、Ｗ１５．０～３０．０質量％の範囲では、γ’相のみが析出する（γ’相の効果的な析出のためには０．５質量％以上がより好ましい。）。一方、Ａｌ２．０質量％超１５．０質量％以下、Ｗ３０．０質量％超４５．０質量％以下の範囲では、γ’相に加えて、Ｂ２相やＤ０１９相が析出する。いずれの範囲においても、強化相であるγ’相が存在しており、これが最も高温強度向上に寄与する。

　Ｎｉ、Ｃｏは、マトリックス（γ相）を強化する作用を呈し、γ相に全率で固溶するため広い組成範囲で（γ＋γ’）の二相組織が得られる。また、γ’相のＲｈと置換するため、貴金属であるＩｒの使用量を抑え、低コスト化が図られる。Ｎｉ０．１質量％以上、Ｃｏ０．１質量％以上で添加効果がみられるが、過剰添加すると融点及びγ’相の固溶温度が下がり、Ｒｈ基合金の優れた高温特性が損なわれてしまう。そのため、Ｒｈ含有量が５０質量％以下にならないようにＮｉ、Ｃｏの含有量上限を４８．９質量％（好ましくは、４０質量％）とした。

　Ｃｒは、Ｒｈ基合金表面に緻密な酸化皮膜を作り、耐酸化性を向上させる合金成分であり、高温強度、耐食性の改善に寄与する。このような効果は０．１質量％以上のＣｒで顕著になるが、過剰添加は加工性劣化の原因になるので１５質量％（好ましくは、１０質量％）を上限とした。

　ＦｅもＲｈと置換し、加工性を改善する作用があり、０．１質量％以上で添加効果が顕著になる。しかし、過剰添加は高温域における組織の不安定化をもたらす原因となるので、添加する場合には上限を２０質量％（好ましくは、５．０質量％）とする。

　Ｍｏは、γ’相の安定化、マトリックスの固溶強化に有効な合金成分であり、０．１質量％以上でＭｏの添加効果がみられる。しかし、過剰添加は加工性劣化の原因になるので１５質量％（好ましくは、１０質量％）を上限とした。

　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔａ、Ｈｆは、何れもγ’相の安定化、高温強度の向上に有効な合金成分であり、Ｔｉ：０．１質量％以上、Ｎｂ：０．１質量％以上、Ｚｒ：０．１質量％以上、Ｖ：０．１質量％以上、Ｔａ：０．１質量％以上、Ｈｆ：０．１質量％以上で添加効果がみられる。しかし、過剰添加は有害相の生成や融点降下の原因となるので、Ｔｉ：１０質量％、Ｎｂ：１５質量％、Ｚｒ：１５質量％、Ｖ：２０質量％、Ｔａ：２５質量％、Ｈｆ：２５質量％を上限とした。

　Ｉｒは、マトリックスの固溶強化に有効な合金成分であると共に、γ’相のＲｈと置換する。Ｉｒは、０．１質量％以上で添加効果を呈するが、過剰添加すると合金の比重を大きくすることになるので、添加する場合には上限を１５質量％（好ましくは、５．０質量％）とする。

　Ｒｅ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｕは耐酸化性の向上に有効な合金成分であり、何れも０．１質量％以上で添加効果が顕著になるが、過剰添加は有害相の生成を誘発させるので添加量上限をＲｅ、Ｐｔでは２５質量％（好ましくは、１０質量％）、Ｐｄ、Ｒｕでは１５質量％（好ましくは、１０質量％）とした。

　本発明に係るＲｈ基合金の製造においては、通常の鋳造法、一方向凝固、溶湯鍛造、単結晶法の何れの方法でも製造可能である。そして、γ’相析出のための熱処理を行う。この熱処理は、各種の溶解法で製造されるＲｈ合金を９００～１７００℃（好ましくは、１１００～１６００℃）の温度域に加熱する。このときの加熱時間は、３０分～１００時間とするのが好ましい。

　本発明のＲｈ合金は、従来から使用されてきたＮｉ基耐熱合金に対して、高温強度、耐酸化性等の高温特性が格段に優れる。そして、これに加え重量面、コスト面においてＩｒ基合金よりも有利であり、新規の耐熱合金としてその実用化に

実施例１のＲｈ基合金（Ｒｈ－１．２質量％Ａｌ－２６質量％Ｗ）のＸＲＤ。実施例１のＲｈ基合金（Ｒｈ－１．２質量％Ａｌ－２６質量％Ｗ）の高温酸化試験の結果を示す図。実施例２のＲｈ基合金（Ｒｈ－０．７２質量％Ａｌ－２４．５質量％Ｗ）の電子顕微鏡写真。

　以下、本発明の好適な実施例を説明する。
第１実施形態：表１の組成のＲｈ基合金を不活性ガス雰囲気中でアーク溶解により溶製し、インゴットに鋳造した。インゴットから切り出した試験片に析出物生成のための時効処理として、１３００℃での熱処理を施した。そして、各試料について、組織観察、相構成の同定を行った。また、各合金について、ビッカース試験（荷重５００ｋｇｆ、加圧時間１０秒、室温）により硬度を測定した。これらの結果を表１に併せて示す。

　表１から、Ａｌ、Ｗの添加量が比較的少ない実施例１、２では、析出物としてγ’相のみが検出された。そして、Ａｌ、Ｗの割合が高くなると析出物の構成は、γ’相に加えてＢ２層、Ｄ０１９相が析出する（実施例３～５）。一方、Ａｌ、Ｗの濃度が低すぎる場合（比較例１）、析出物（γ’相等）の析出は見られずマトリックス（γ相）のみで構成され、また、多少Ａｌ、Ｗの添加量を増やしてもγ’相は見られない（比較例２）。更に、Ａｌ、Ｗの濃度が高すぎる場合（比較例３）、Ｂ２層、Ｄ０１９相が析出し、γ’相は生じない。

　そして、γ’相析出の効果についてみると、γ’相が析出する実施例１～５では、適切な硬度向上が確認される。これに対して、Ａｌ、Ｗの濃度が低い比較例１、２は、γ’相がないため硬度が低いままであった。また、Ａｌ、Ｗの濃度が高すぎる比較例３は、硬度は高いものの硬すぎるといえ、脆性の観点から好ましいとはいえない。

　次に、実施例１のＲｈ基合金（Ｒｈ－１．２質量％Ａｌ－２６質量％Ｗ）について、ＸＲＤ分析、高温酸化試験を行った。まず、図１は、実施例１のＲｈ基合金のＸＲＤ結果を示す。図　から、実施例１では、マトリックス（γ相）とγ’相のみで構成される。また、この結果に基づきγ相とγ’相とのミスマッチを確認したところ、０．０５％の正のミスマッチであることが確認された。また、実施例２（Ｒｈ－０．７２質量％Ａｌ－２４．５質量％Ｗ）の電子顕微鏡による組織写真を図３に示す。

　高温酸化試験は、２ｍｍ×２ｍｍ×２ｍｍの寸法に試験片を切り出し、これを大気中１２００℃で１、４、２４時間熱処理し、その後の重量変化を測定した。この高温酸化試験では、比較としてＮｉ基耐熱合金として、Ｎｉ－６．７質量％Ａｌ－１５質量％Ｗ、Ｗａｓｐａｌｏｙ（Ｃｒ：１９．５質量％
Ｍｏ：４．３質量％Ｃｏ：１３．５質量％Ａｌ：１．４質量％Ｔｉ：３質量％Ｃ：０．０７質量％（残部はＮｉ））についての同様の試験を行った。この結果を図２に示すが、この結果、本実施形態におけるＲｈ基合金は、Ｎｉ基耐熱合金に対して極めて良好な耐高温酸化特性を有することがわかる。

第２実施形態：ここでは、基本組成であるＲｈ－Ａｌ－Ｗ合金に対して各種の添加元素を添加して合金を製造した。添加元素は、上記したグループＩ、ＩＩに属する元素であり、表２、３に示す合金を製造した。これらのＲｈ基合金の製造は、第１実施形態と同様、不活性ガス雰囲気中でアーク溶解、鋳造したインゴットから試験片を切り出し、時効処理を行った。そして、組織観察により相構成を確認し、また硬度測定を行った。この結果を表２、３に併せて示す。

　グループＩの添加元素については、微量添加が前提であり、Ａｌ、Ｗの添加量が適正であればγ’相の析出が見受けられる。また、微量添加ゆえに材料組織にも大きな変化はなかった。また、グループＩＩの添加元素についても、Ａｌ、Ｗの添加量を適正とすることでγ’相の析出が見られる。そして、これによる適度な硬度向上が確認される。

　本発明は、Ｎｉ基耐熱合金よりも高温強度、耐酸化性等の高温特性に優れるＲｈ合金である。本発明は、ガスタービン、飛行機用エンジン、化学プラント、ターボチャージャーロータ等の自動車用エンジン、高温炉等の部材に好適である。また、高強度、高弾性で耐食性、耐磨耗性も良好なことから、肉盛り材、ゼンマイ、バネ、ワイヤ、ベルト、ケーブルガイド等の素材としても使用される。

Claims

　Ｒｈに必須の添加元素であるＡｌ及びＷを添加したＲｈ基合金からなる高耐熱性、高強度Ｒｈ基合金であって、
　前記Ｒｈ合金は、Ａｌを０．２～１５．０質量％、Ｗを１５．０～４５．０質量％、残部Ｒｈからなり、
　必須の強化相として、Ｌ１_２構造を有するγ’相（Ｒｈ_３（Ａｌ，Ｗ））がマトリックス中に分散するＲｈ基合金からなる耐熱材料。
　Ｒｈ合金は、下記のグループＩから選択される１種又は２種以上の添加元素を合計で０．００１～２．０質量％含み、残部となるＲｈの含有量が５０質量％以上である請求項１記載の高耐熱性、高強度Ｒｈ基合金。
グループＩ：
Ｂ：０．００１～１．０％、
Ｃ：０．００１～１．０％、
Ｍｇ：０．００１～０．５％、
Ｃａ：０．００１～１．０％、
Ｙ：０．０１～１．０％、
Ｌａ又はミッシュメタル：０．０１～１．０％
　Ｒｈ合金は、下記のグループＩから選択される１種又は２種以上の添加元素を合計で０．１～４８．９質量％含み、残部となるＲｈの含有量が５０質量％以上であり、
　必須の強化相として、Ｌ１_２構造を有するγ’相（Ｒｈ，X）_３（Ａｌ，Ｗ，Ｚ）：ＸはＣｏ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｄ、Ｐｔ及び／又はＲｕ、ＺはＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔａ及び／又はＨｆである。ＮｉはＸ、Ｚの双方に入る）がマトリックス中に分散する請求項１又は請求項２記載の高耐熱性、高強度Ｒｈ基合金。
グループＩＩ：
Ｎｉ：０．１～４８．９％、Ｃｏ：０．１～４８．９％、
Ｃｒ：０．１～１５％、
Ｆｅ：０．１～２０％、
Ｍｏ：０．１～１５％、
Ｔｉ：０．１～１０％、Ｎｂ：０．１～１５％、Ｔａ：０．１～２５％、Ｖ：０．１～２０％、Ｚｒ：０．１～１５％、Ｈｆ：０．１～２５％、
Ｉｒ：０．１～１５％、
Ｒｅ：０．１～２５％、Ｐｄ：０．１～１５％、Ｐｔ：０．１～２５％、Ｒｕ：０．１～１５％
　請求項１～３記載の高耐熱性、高強度Ｒｈ基合金の製造方法であって、
　請求項１～３記載の組成のＲｈ基合金を、９００～１７００℃の温度で熱処理し、少なくともＬ１_２構造を有するγ’相を析出させる高強度Ｒｈ基合金の製造方法。