JP2000063969A - Ｎｉ基超合金、その製造方法およびガスタービン部品 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】熱処理を容易に行うことができ、かつ優れたク
リープ強度および耐高温腐食性を備えたＮｉ基超合金お
よびその製造方法を提供する。また、得られたＮｉ基超
合金をガスタービン部品に適用することにより、信頼性
を向上させたガスタービン部品を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃｏ：１０％以上１４％以下、
Ｃｒ：１０％以上１３％以下、Ｍｏ：０．１％以上３％
以下、Ｗ：４％以上８％以下、Ａｌ：４％以上６％以
下、Ｔｉ：１％以上４％以下、Ｔａ：４％以上８％以
下、Ｈｆ：０．１％以上０．５％以下およびＲｅ：２％
以下を含有し、残部がＮｉ基および不可避的不純物から
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、発電用ガスタービ
ンのタービン動翼および静翼などに特徴的な寸法が大き
く熱処理の困難な部品として適用されるＮｉ基超合金、
その製造方法およびガスタービン部品に関するものであ
り、特に、クリープ破断特性と耐高温腐食性とに優れ、
熱処理を容易としたＮｉ基超合金に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】ガスタービンの高効率化にともない燃焼
温度が上昇し、ガスタービンの動翼および静翼には、ク
リープ寿命の向上が求められてきている。これに伴いタ
ービン動翼および静翼の材料は、従来使用されてきた普
通鋳造合金から応力軸方向の結晶粒界を無くし、高温で
のクリープ強度を向上させた一方向凝固合金に、さら
に、結晶粒界を消失させることにより、熱処理特性を低
下させる原因であった粒界強化元素を除去し、最適な熱
処理によりγ′相の析出率を高めることで、高温でのク
リープ特性を更に向上させた単結晶合金へと変遷を遂げ
てきた。

【０００３】近年、耐熱合金の材料としてはＮｉ基耐熱
合金が使用されている。Ｎｉ基耐熱合金は、γ相（Ｎｉ
マトリックス）中にγ′相（（Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ））
を析出させ、また、γ相およびγ′相にＴａ、Ｍｏ、Ｗ
およびＲｅなどを固溶させることによって強化させた合
金である。

【０００４】また、単結晶翼材料についても、より一層
クリープ強度の向上を目指し、種々の開発が進められて
きた。

【０００５】第１世代単結晶合金は、Ｒｅ（レニウム）
を含まない合金であり、この合金には、例えば、米国特
許第４，５８２，５４８号に掲載されているＣＭＳＸ−
２、米国特許第５，３９９，３１３号に掲載されている
Ｒｅｎｅ′Ｎ４、米国特許第４，２０９，３４８号に掲
載されているＰＷＡ１４８０および英国特許２１２８１
２Ａに掲載されているＰＷＡ１４８３などがある。

【０００６】また第２世代単結晶合金では、Ｒｅを３％
程度添加して第１世代単結晶合金よりクリープ破断強度
を向上させた、例えば、米国特許第４，６４３，７８２
号に掲載されているＣＭＳＸ−４、米国特許第４，７１
９，０８０号に掲載されているＰＷＡ−１４８４および
特開平５−５９４７４号公報に掲載されているＲｅｎ
ｅ′Ｎ５などがある。

【０００７】さらに、第３世代単結晶合金では、Ｒｅを
５〜６％程度含む合金が開発されており、例えば、特開
平７−１３８６８３号公報に掲載されているＣＭＳＸ−
１０が挙げられる。

【０００８】一方、一方向凝固合金についてもクリープ
破断強度の向上が求められており、単結晶合金と同様に
種々の開発が進められてきた。

【０００９】第１世代一方向凝固合金は、Ｒｅ（レニウ
ム）を含まない合金であり、この合金には、例えば、米
国特許第４，４６１，６５９号に掲載されているＣＭ２
４７ＬＣなどがある。

【００１０】また第２世代一方向凝固合金では、Ｒｅを
３％程度添加して第１世代一方向凝固合金よりクリープ
破断強度を向上させた、例えば、米国特許第５，０６
９，８７３号に掲載されているＣＭ１８６ＬＣなどがあ
る。

【００１１】これらの単結晶合金および一方向凝固合金
は、主として航空機用ジェットエンジン、小型ガスター
ビンの分野でめざましく進歩してきた技術であるが、産
業用の大型ガスタービンにおいても燃焼効率の向上を目
的とした高温化により、技術の転用が計られてきてい
る。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、産業用
の大型ガスタービンでは、航空機用ジェットエンジンお
よび小型ガスタービンと異なり低価格の燃料を使用する
ため、燃料には腐食性のつよい硫黄成分が多く含まれて
いる。このため産業用ガスタービンには、優れた耐高温
腐食性が要求されるが、前述した航空機用ガスタービン
翼の材料として開発された合金では、要求される耐高温
腐食性を得ることができない。

【００１３】また、単結晶超合金は完全溶体化処理によ
りγ′相を完全にγ相に固溶化した後、時効熱処理によ
りγ′相を析出させて、優れたクリープ強度を発揮させ
ることができる。しかし発電用の大型タービン翼の場合
には、航空機用ジェットエンジン翼材と異なり、翼形状
が大きく、熱処理中の炉内温度の勾配が生じたり、昇温
過程での温度が不均一となるなどにより、部分的に温度
が上がりすぎて溶融したり、逆に部分的に温度が低くな
ってγ′相が固溶しない場合が生ずる。これらはいずれ
も強度低下の原因となるため、大型タービン翼ではγ′
溶解温度と合金マトリックス溶融温度との間の温度幅が
広いことが重要である。しかし、航空機用に開発されて
きたＮｉ基単結晶合金では、一般に耐酸化性を重視する
ためＡｌ濃度が高く、それにより熱処理温度幅が狭く、
熱処理を行うのが困難であった。

【００１４】一方、一方向凝固翼についても上述のよう
に産業用ガスタービンに使用される燃料は腐食性が強
く、航空機用に開発された一方向凝固合金では要求され
るクリープ破断寿命と耐高温腐食性を同時に満足させる
ことができなかった。

【００１５】本発明は、これらの問題を解決するために
なされたものであり、合金元素の組み合わせおよび添加
量を考慮することにより、熱処理を容易とし、かつ優れ
たクリープ強度および耐高温腐食性を備えたＮｉ基単結
晶超合金であるＮｉ基超合金およびその製造方法を提供
することを第１の目的とする。

【００１６】また、上述した単結晶合金を一方向凝固す
ることにより、優れたクリープ強度および耐高温腐食性
を備えたＮｉ基一方向凝固超合金であるＮｉ基超合金お
よびその製造方法を提供することを第２の目的とする。

【００１７】さらに、得られたＮｉ基単結晶超合金およ
び一方向凝固合金をガスタービン部品に適用することに
より、ガスタービン部品の長寿命化を図り、信頼性を向
上させたガスタービン部品を提供することを第３の目的
とする。

【００１８】

【課題を解決するための手段】請求項１記載のＮｉ基超
合金は、重量％で、Ｃｏ：１０％以上１４％以下、Ｃ
ｒ：１０％以上１３％以下、Ｍｏ：０．１％以上３％以
下、Ｗ：４％以上８％以下、Ａｌ：４％以上６％以下、
Ｔｉ：１％以上４％以下、Ｔａ：４％以上８％以下、Ｈ
ｆ：０．１％以上０．５％以下およびＲｅ：２％以下を
含有し、残部がＮｉ基および不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする。

【００１９】請求項２記載のＮｉ基超合金は、重量％
で、Ｃｏ：１１％以上１３％以下、Ｃｒ：１１％以上１
２．５％以下、Ｍｏ：１％以上２％以下、Ｗ：４．５％
以上６．５％以下、Ａｌ：４．５％以上５．５％以下、
Ｔｉ：２％以上３％以下、Ｔａ：４．５％以上６．５％
以下、Ｈｆ：０．１％以上０．３％以下およびＲｅ：２
％以下を含有し、残部がＮｉ基および不可避的不純物か
らなることを特徴とする。

【００２０】請求項１および２記載の発明において、上
記のように、合金元素の組み合わせと添加量とを規定し
た理由について説明する。

【００２１】Ｃｏ（コバルト）は、γ′相の固溶温度を
低下させて溶体化温度幅を広くするために必要な元素で
ある。本発明において、Ｃｏの添加量を１０％以上１４
％以下と規定したが、上記効果を十分に得るためには、
１０％以上の添加が必要であり、添加量が１４％を超え
ると高温域でのクリープ強度の低下を招くためである。
さらに好ましくは、Ｃｏの添加量を１１％以上１３％以
下とすると良い。

【００２２】Ｃｒ（クロム）は、合金の耐高温腐食性を
向上させる作用を有する元素である。本発明において
は、Ｃｒの添加量を１０％以上１３％以下と規定した
が、上記の効果を十分得るためには、１０％以上の添加
が必要であり、添加量が１３％を超えるとシグマ相など
の有害相の析出傾向が強くなり、クリープ強度の低下を
招いてしまうためである。さらに好ましくは、Ｃｒの添
加量を１１％以上１２．５％以下とすると良い。

【００２３】Ｍｏ（モリブデン）は、合金の固溶強化お
よび負の格子定数ミスフィットによる整合界面強化によ
るクリープ強度向上に必要な元素である。本発明におい
て、Ｍｏの添加量を０．１％以上３％以下と規定した
が、上記効果を十分に得るには、０．１％以上の添加が
必要であり、添加量が３％を超えるとシグマ相などの有
害相の析出傾向が強くなり、クリープ強度の低下を招
き、また耐高温腐食性も悪化するためである。さらに好
ましくは、Ｍｏの添加量を１％以上２％以下とすると良
い。

【００２４】Ｗ（タングステン）は、合金の固溶強化に
よるクリープ強度向上に必要な元素である。本発明にお
いて、Ｗの添加量を４％以上８％以下と規定したが、ク
リープ強度向上の効果を十分に得るには、最低４％以上
の添加が必要であり、添加量が８％を超えるとシグマ相
などの有害相の析出傾向が強くなり、クリープ強度の低
下を招くためである。また、ＷはＭｏと同様に過度に添
加すると、耐高温腐食性を悪化させてしまう。さらに好
ましくは、Ｗの添加量を４．５％以上６．５％以下とす
ると良い。

【００２５】Ａｌ（アルミニウム）は、γ′相の析出量
を増加させてクリープ強度を向上させるために必要な元
素である。本発明において、Ａｌの添加量を４％以上６
％以下と規定したが、クリープ強度向上の効果を十分に
得るには、最低４％以上の添加が必要であり、添加量が
６％を超えると高温域でのクリープ強度の低下を招いて
しまうためである。さらに好ましくは、Ａｌの添加量を
４．５％以上５．５％以下とすると良い。

【００２６】Ｔｉ（チタン）は、γ′相を固溶強化して
クリープ強度を向上させるとともに、耐高温腐食性を向
上させるために必要な元素である。本発明においては、
Ｔｉの添加量を１％以上４％以下と規定したが、上記の
効果を十分に得るには、少なくとも１％以上の添加が必
要であり、添加量が４％を超えると合金の融点が低下し
てしまうためである。さらに好ましくは、Ｔｉの添加量
を２％以上３％以下とすると良い。

【００２７】Ｔａ（タンタル）は、γ′を固溶強化して
クリープ強度を向上させる作用を有する元素である。本
発明において、Ｔａの添加量を４％以上８％以下と規定
したが、クリープ強度向上の効果を十分得るためには、
４％以上の添加が必要であり、添加量が８％を超えると
高温域でのクリープ強度の低下を招き、また耐高温腐食
性も悪化させてしまうためである。さらに好ましいＴａ
の添加量は、４．５％以上６．５％以下である。

【００２８】Ｒｅ（レニウム）は、主としてγ相に固溶
して強化し、クリープ強度を向上させる元素である。本
発明においては、Ｒｅを添加しなくても十分に要求され
るクリープ強度を得ることができるが、Ｒｅを添加する
ことにより、更にクリープ強度の向上を図ることが可能
である。しかし、Ｒｅの添加量が２％を超えると本発明
における合金では、Ｒｅ−Ｍｏ相、Ｒｅ−Ｗ相およびＲ
ｅ−Ｃｒ−Ｗ相などの脆化相であるＴＣＰ（Topologica
lly Close-Packed phase) 相の生成を促進させ、さらに
溶体化温度幅を狭くしてしまう。このため、Ｒｅの添加
量を２％以下と規定した。

【００２９】Ｈｆ（ハフニウム）は、合金の融点を低下
させ熱処理特性を低下させるため、従来のＮｉ基単結晶
合金ではまったく添加されない元素であるが、単結晶タ
ービンブレード鋳造時に生成する異結晶や、その後の熱
処理と加工とにより生ずる再結晶の粒界を強化し、ター
ビン動翼および静翼の歩留まりを向上させるため、本発
明の合金では０．１％以上０．５％以下の範囲で添加し
ている。また、さらに好ましくは、０．１％以上０．３
％以下の添加量とするとよい。

【００３０】請求項３記載の発明は、請求項１または２
記載のＮｉ基超合金において、重量％で、Ｃ：０．５％
以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＢ：０．１％以下添加
することを特徴とする。

【００３１】Ｃ（カーボン）、Ｚｒ（ジルコニウム）お
よびＢ（ボロン）は粒界強化元素である。これらの元素
を添加することにより、粒界が十分に強化されることか
ら請求項１または２に記載する成分組成を有する合金材
料を一方向凝固超合金に使用することが可能となる。し
かしながら、Ｃは０．５％を超え、Ｚｒは０．２％超え
て、およびＢは０．１％を超えて添加すると疲労亀裂の
起点となる炭化物およびほう化物を形成し、疲労強度を
低下させるためそれぞれの組成を、Ｃは０．５％以下、
Ｚｒは０．２％以下およびＢは０．１％以下と規定し
た。

【００３２】請求項４記載のＮｉ基超合金の製造方法
は、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、
ＲｅおよびＨｆからなる材料を溶融および凝固させてＮ
ｉ基超合金素体を形成し、このＮｉ基超合金素体を真空
または不活性雰囲気内の環境下、１２００℃から１２８
０℃までの温度域にて溶体化熱処理した後急冷し、つづ
いて１０００℃から１２００℃までの温度域にて１段時
効熱処理した後、７００℃から９００℃までの温度域に
て２段時効熱処理を施すことを特徴とする。

【００３３】本発明における合金では、主にＮｉマトリ
ックス中にγ′相を析出させることにより合金を強化し
ているが、熱処理を施す温度および時間を上記のように
規定することにより、優れたクリープ破断特性を有する
Ｎｉ基超合金を製造することができる。

【００３４】請求項５記載の発明は、請求項４記載のＮ
ｉ基超合金の製造方法において、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、ＲｅおよびＨｆからなる材
料を用いて、請求項１または２記載の成分組成を有する
Ｎｉ基単結晶超合金を得ることを特徴とする。

【００３５】本発明において、請求項４記載の製造方法
を用いることにより、請求項１または２記載の成分組成
を有するＮｉ基単結晶超合金であるＮｉ基超合金を製造
することができる。

【００３６】請求項６記載の発明は、請求項４記載のＮ
ｉ基超合金の製造方法において、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｈｆ、Ｃ、Ｚｒおよ
びＢからなる材料を用いて、請求項３記載の成分組成を
有するＮｉ基一方向凝固超合金を得ることを特徴とす
る。

【００３７】本発明において、Ｃ、ＺｒおよびＢなどの
元素を添加することにより、粒界が十分に強化されるた
め、請求項４記載の製造方法を用いることにより、請求
項３記載の成分組成を有するＮｉ基一方向凝固超合金で
あるＮｉ基超合金を製造することができる。

【００３８】請求項７記載の発明は、請求項４から６ま
でのいずれかに記載のＮｉ基超合金の製造方法におい
て、溶体化熱処理は１０時間以内とし、時効熱処理は３
０時間以内とすることを特徴とする。

【００３９】請求項８記載の発明は、請求項７記載のＮ
ｉ基超合金の製造方法において、溶体化熱処理は、最終
溶体化温度まで２段から４段までのいずれかの温度変化
を施すことを特徴とする。

【００４０】本発明において、溶体化熱処理および時効
熱処理の際、温度を変化させて多段階の熱処理を施すこ
とにより、優れたクリープ破断特性を有するＮｉ基超合
金を得ることができる。

【００４１】請求項９記載の発明は、請求項８記載のＮ
ｉ基超合金の製造方法において、溶体化熱処理前に、溶
体化熱処理温度の最終溶体化温度に対し、４０℃から６
０℃までの範囲の低温度において１時間以上２時間以内
で予備加熱処理を施すことを特徴とする。

【００４２】本発明において、溶体化熱処理を施す前
に、溶体化熱処理の温度よりも４０℃から６０℃までの
低温において予備熱処理を施すことにより、急激な温度
上昇による局部溶解を防止し、これにより優れたクリー
プ破断強度を有するＮｉ基超合金を得ることができる。

【００４３】請求項１０記載のガスタービン部品は、構
成材料が請求項１から３までのいずれかに記載のＮｉ基
単結晶超合金またはＮｉ基一方向凝固超合金のＮｉ基超
合金により構成された。

【００４４】請求項１１記載のガスタービン部品は、請
求項４から９までのいずれかに記載の製造方法で作製さ
れたＮｉ基超合金により構成された。

【００４５】請求項１０および１１記載の発明におい
て、優れた特性を有するＮｉ基超合金をガスタービン動
翼および静翼などのガスタービン部品に適用することに
より、ガスタービンの長寿命化を図ることができ、これ
によりガスタービン部品の信頼性を向上させることがで
きる。

【００４６】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施形態につい
て、表１〜表１１および図１〜図４を用いて説明する。

【００４７】第１実施形態（表１〜表３；図１；実施
例、比較例、従来例） 本実施形態においては、本発明の合金組成が優れたクリ
ープ破断特性および耐高温腐食性を有することを、実施
例、比較例および従来例を用いて説明する。

【００４８】実施例（試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１） 本実施例においては、表１に示す試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．
１１の成分組成範囲のＮｉ基単結晶合金を用いた。

【００４９】

【表１】

【００５０】表１に示すように、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．
１１までの合金材料は、本発明の範囲内の合金組成を有
している。具体的には、重量％で、Ｃｏ：１０％以上１
４％以下、Ｃｒ：１０％以上１３％以下、Ｍｏ：０．１
％以上３％以下、Ｗ：４％以上８％以下、Ａｌ：４％以
上６％以下、Ｔｉ：１％以上４％以下、Ｔａ：４％以上
８％以下、Ｈｆ：０．１％以上０．５％以下およびＲ
ｅ：２％以下を含有し、残部がＮｉ基および不可避的不
純物とから構成される。

【００５１】比較例（試料Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．２７） 本比較例においては、表１に示す試料Ｎｏ．１２〜Ｎ
ｏ．２７の成分組成範囲のＮｉ基単結晶合金を用いた。

【００５２】表１に示すように、試料Ｎｏ．１２〜Ｎ
ｏ．２７までの合金材料は、本発明の範囲外の合金組成
を有している。

【００５３】従来例（試料Ｎｏ．２８、Ｎｏ．２９） 本従来例においては、試料Ｎｏ．２８としてＣＭＳＸ−
２および試料Ｎｏ．２９としてＩＮ７３８ＬＣを用い
た。なお、ＩＮ７３８ＬＣは普通鋳造合金であるが、耐
高温腐食性の評価をするために加えている。

【００５４】具体的には、ＣＭＳＸ−２の合金は、重量
％で、Ｃｏ：４．６％、Ｃｒ：８．０％、Ｍｏ：０．６
％、Ｗ：８．０％、Ａｌ：３．５％、Ｔｉ：３．５％、
Ｔａ：３．５％およびＨｆ：０．１％を含有し、残部が
Ｎｉ基および不可避的不純物とから構成される。

【００５５】また、ＩＮ７３８ＬＣは、重量％で、Ｃ
ｏ：８．１％、Ｃｒ：１６．０％、Ｍｏ：１．８％、
Ｗ：２．５％、Ａｌ：３．５％、Ｔｉ：３．６％および
Ｔａ：１．９％を含有し、残部がＮｉ基および不可避的
不純物とから構成される。

【００５６】実施例および比較例の成分組成を有する合
金について、各試験片を作成するために、あらかじめ表
１に示す組成になるように、原材料を適切な割合として
真空溶解により精練後、再溶解用インゴットを作り、こ
れを直径１００×１０００ｍｍ程度のメルティングスト
ックに鋳造した。このメルティングストックを必要量に
小割りにし、その後、引き抜き法により直径９×１００
ｍｍの丸棒形状の単結晶合金を鋳造した。

【００５７】そして、実施例、比較例および従来例にお
ける試料Ｎｏ．１から試料Ｎｏ．２９までの組成からな
る各試験片について、塩酸と過酸化水素水とをグリセリ
ンで希釈した腐食液にてエッチングを行い、試験片全体
が単結晶化していること、ならびに成長方向が引き抜き
方向に対して１０°以内になっていることを目視にて確
認した。

【００５８】その後、実施例および比較例における試料
Ｎｏ．１から試料Ｎｏ．２７までの組成からなる各試験
片について、図１に示す溶体化処理および時効処理を以
下のように施した。

【００５９】図１は、実施例および比較例の熱処理シー
ケンスを示す図である。

【００６０】図１に示すように、実施例および比較例で
ある試料Ｎｏ．１からＮｏ．２７までの各合金は、ま
ず、１２６０℃で１時間の予備加熱処理を施した後、１
２８０℃の温度で５時間の溶体化熱処理を施した。

【００６１】溶体化熱処理後、試験片にアルゴンガスを
吹き付けて室温まで急冷し、γ′相析出を目的とした１
段時効熱処理を１１００℃の温度域で４時間行い、その
後、試験片にアルゴンガスを吹き付けて室温まで急冷し
た。続いてγ′相安定化を目的とした２段時効熱処理を
８７０℃の温度域で２０時間実施した後、同様に試験片
にアルゴンガスを吹き付けて室温まで急冷した。

【００６２】一方、従来例のＣＭＳＸ−２は部分溶体化
熱処理後、１０８０℃の温度で４時間の１段時効熱処理
を施して試験片を室温まで空冷し、その後、８７０℃で
２０時間の２段時効処理を施し、試験片を室温まで空冷
した。

【００６３】また従来例におけるＩＮ７３８ＬＣは、１
１２０℃の温度で２時間の溶体化熱処理後、室温まで試
験片を空冷し、その後、８４０℃の温度で２４時間の析
出時効処理を施して、試験片を室温まで空冷した。

【００６４】このようにして得られた各試験片に対し
て、耐高温腐食性試験およびクリープ破断試験を実施し
た。

【００６５】耐高温腐食性を評価する目的で、試料Ｎ
ｏ．１から試料Ｎｏ．２９までの組成からなる各試験片
を、直径６×４．５ｍｍの高温腐食試験用試験片とし
た。そして、この高温腐食試験用試験片を７５％Ｎａ_２
ＳＯ_４＋２５％ＮａＣｌの組成を有する温度９００℃に
加熱した溶融塩中に２０時間浸漬した後、脱スケールを
行い、腐食による質量減少を測定した。その結果を表２
に示す。なお、評価は質量減少を腐食浸食量に換算して
示している。

【００６６】

【表２】

【００６７】表２は、実施例、比較例および従来例の高
温腐食試験結果を示す表である。

【００６８】表２に示すように、本発明の組成範囲内に
ある実施例では、従来例における合金ＣＭＳＸ−２に対
し、良好な耐高温腐食性を示し、また従来例における合
金ＩＮ７３８ＬＣとほぼ同等の耐高温腐食性を示した。

【００６９】次に、クリープ破断特性を評価する目的
で、ＩＮ７３８ＬＣを除く試料Ｎｏ．１から試料Ｎｏ．
２８までの組成からなる各試験片を熱処理後、平行部４
ｍｍ×３０ｍｍ、全長６０ｍｍのクリープ試験片に加工
した。そして大気中にて温度１１００℃、応力１３７Ｍ
Ｐａにてクリープ破断試験を行い、クリープ破断寿命、
伸びおよび絞りを測定した。その結果を表３に示す。

【００７０】

【表３】

【００７１】表３は、実施例、比較例および従来例のク
リープ試験結果を示す表である。

【００７２】表３に示すように、本発明の組成範囲内に
ある実施例の合金では、大気中の温度１１００℃、応力
１３７ＭＰａの試験条件で、クリープ破断寿命が２４．
５〜２８．２時間となり、従来例の合金ＣＭＳＸ−２に
対し、同程度のクリープ破断寿命を示した。これに対
し、本発明の合金組成の範囲外である比較例の試料Ｎ
ｏ．１２では、Ｃｏの添加量が少ないため相安定性が低
下し、クリープ破断寿命が低下した。また、試料Ｎｏ．
１３では、Ｃｏの過剰添加によりγ′の固溶度が低下
し、γ−γ′共晶として析出したため、クリープ破断寿
命が低下している。試料Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１８および
Ｎｏ．２４では、固溶強化元素であるＭｏ、ＷおよびＴ
ａの添加量が少なく、強度に有効に作用しないため破断
寿命が低下した。試料Ｎｏ．２０およびＮｏ．２２で
は、ＡｌおよびＴｉが少なく、析出強化の主要因子であ
るγ′析出量が低下することによりクリープ破断寿命が
低下した。

【００７３】比較例における試料Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１
７、Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２５およびＮｏ．２６では、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、ＷおよびＴａの過剰添加によりクリープ破断
寿命に悪影響を及ぼすＲｅ−Ｗ、Ｒｅ−Ｍｏ、Ｒｅ−Ｃ
ｒ−Ｗ、α−Ｗおよびα−Ｍｏ等のＴＣＰ（Topologica
l Closed Packed ）相と呼ばれる針状あるい板状の析出
物が生成し、クリープ破断寿命が低下した。試料Ｎｏ．
２１およびＮｏ．２３では、ＡｌおよびＴｉの過剰添加
により、γ−γ′共晶が生成し、クリープ時のクラック
の生成箇所になり、クリープ破断寿命が低下した。さら
に試料Ｎｏ．２７では、Ｈｆの過剰添加により部分的に
合金の融点が低下し、クリープ破断寿命が低下した。

【００７４】従って、本実施形態によれば、本発明の範
囲内の合金組成とすることにより、優れたクリープ破断
特性および耐高温腐食性を有するＮｉ基単結晶超合金を
得ることができる。

【００７５】第２実施形態（表４〜６；図２；実施例、
比較例） 本実施形態においては、本発明の熱処理を施して製造さ
れたＮｉ基単結晶超合金が優れたクリープ破断特性を有
することを、実施例および比較例を用いて説明する。

【００７６】実施例（熱処理Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９） 本実施例においては、本発明の範囲内の温度および時間
により熱処理を実施したものである。

【００７７】まず、第１実施形態における表１に示した
試料Ｎｏ．１の合金組成を目標としてメルティングスト
ックを作製した。表４にメルティングストックの分析結
果を示す。なお表４には、従来例の合金であるＣＭＳＸ
−２、ＩＮ７３８ＬＣおよびＳＣ−１６を併せて示して
いる。

【００７８】

【表４】

【００７９】表４に示す試料Ｎｏ．１のメルティングス
トックを使用して、引き抜き法により直径９×１００ｍ
ｍの丸棒形状の単結晶試験片を作製した。

【００８０】単結晶試験片は、塩酸と過酸化水素水との
腐食液にてエッチングを行い、試験片全体が単結晶化し
ていること、ならびに成長方向が引き抜き方向に対して
１０°以内になっていることを目視にて確認した。

【００８１】そして、図２および表５に示す熱処理シー
ケンスにより熱処理を実施した。

【００８２】

【表５】

【００８３】図２は、実施例および比較例の熱処理シー
ケンスを示す図である。

【００８４】図２に示すように、実施例における試料Ｎ
ｏ．１の合金は、まず、Ｉ℃で１）時間の予備加熱処理
を施した後、II℃の温度で２）時間の溶体化熱処理を施
した。溶体化熱処理後、試験片を室温まで急冷し、γ′
相析出を目的とした１段時効熱処理をIII ℃の温度域で
３）時間行い、その後、試験片を室温まで急冷し、続い
てγ′相安定化を目的とした２段時効熱処理をIV℃の温
度域で４）時間実施した後、試験片を室温まで急冷し
た。

【００８５】ここで、熱処理条件の温度Ｉ〜III ℃およ
び１）〜４）時間は、表５に示すように、本実施例では
熱処理Ｎｏ．１からＮｏ．９までの条件とした。具体的
には、溶体化温度を１２００℃から１２８０℃とし、１
段時効温度を１０００℃から１２００℃とし、溶体化総
時間を１０時間以内、時効熱処理総時間を３０時間とし
た。

【００８６】比較例（熱処理Ｎｏ．１０〜Ｎｏ．１３） 本比較例においては、実施例と同様に、表１に示した試
料Ｎｏ．１の合金組成を目標としてメルティングストッ
クを作製したものを用いた。そして、表５に示すよう
に、熱処理条件を熱処理Ｎｏ．１０から熱処理Ｎｏ．１
３と変えて、本発明の範囲外の熱処理を施した。

【００８７】実施例および比較例の熱処理を施した後、
クリープ破断試験を実施した。

【００８８】クリープ破断特性を評価するために、熱処
理Ｎｏ．１から熱処理Ｎｏ．１３までの熱処理を施した
各試験片を、平行部の直径４ｍｍ×３０ｍｍ、全長６０
ｍｍのクリープ試験片に加工した。そして、大気中にて
温度１１００℃、応力１３７ＭＰａにてクリープ破断試
験を行い、クリープ破断寿命、伸びおよび絞りを測定し
た。その結果を表６に示す。

【００８９】

【表６】

【００９０】表６に示すように、実施例における熱処理
Ｎｏ．１から熱処理Ｎｏ．９までの熱処理を施した各試
験片では、クリープ破断寿命が１９．８〜２５．１時間
となり、比較例における熱処理Ｎｏ．１０から熱処理Ｎ
ｏ．１３までの熱処理を施した各試験片に対し、良好な
クリープ破断寿命を示した。

【００９１】従って、本実施形態によれば、熱処理条件
を本発明のように規定して合金を製造することにより、
優れたクリープ破断特性を有するＮｉ基単結晶超合金を
得ることができる。

【００９２】第３実施形態（表４〜８；図３；実施例、
従来例） 本実施形態においては、従来合金と本発明により製造さ
れたＮｉ基単結晶超合金との比較を、特に、クリープ破
断特性および耐高温腐食性により評価する。

【００９３】実施例（表４；試料Ｎｏ．１） 本実施例においては、表４に示す試料Ｎｏ．１のメルテ
ィングストックを使用した。このメルティングストック
を第１実施形態と同様に処理を行い、引き抜き法により
直径９×１００ｍｍの丸棒形状の単結晶試験片を作製し
た。つづいて、まず、１２６０℃で１時間の予備加熱処
理を施した後、１２８０℃の温度で５時間の溶体化熱処
理を施した。溶体化熱処理後、試験片にアルゴンガスを
吹き付けて室温まで急冷し、γ′相析出を目的とした１
段時効熱処理を１１００℃の温度域で４時間行い、その
後、試験片にアルゴンガスを吹き付けて室温まで急冷し
た。続いてγ′相安定化を目的とした２段時効熱処理を
８７０℃の温度域で２０時間実施した後、同様に試験片
にアルゴンガスを吹き付けて室温まで急冷した。

【００９４】その後、直径６ｍｍ×４．５ｍｍの円柱形
状の高温腐食試験片および平行部４ｍｍ×２０ｍｍ、全
長６０ｍｍのクリープ試験片に加工した。

【００９５】従来例（表４；試料Ｎｏ．２８〜Ｎｏ．３
０） 本従来例においては、表４に示す試料Ｎｏ．２８のＣＭ
ＳＸ−２、試料Ｎｏ．２９のＩＮ７３８ＬＣおよび試料
Ｎｏ．３０のＳＣ−１６を用いた。

【００９６】耐高温腐食性を比較評価するため、従来合
金ＩＮ７３８ＬＣ、ＣＭＳＸ−２についても実施例と同
様に、直径６ｍｍ×４．５ｍｍの円柱形状の試験片を作
製した。

【００９７】実施例および従来例の各合金について、ク
リープ破断試験および耐高温腐食性試験を行った。

【００９８】実施例における試料Ｎｏ．１のクリープ破
断特性を評価するために、大気中にて試験温度９００℃
および試験応力３９２ＭＰａとしてクリープ破断試験を
行い破断寿命を測定した。また、試験温度を１１００℃
とし、試験応力を１３７ＭＰａと変えてクリープ破断試
験を行い、クリープ破断寿命、伸びおよび絞りを測定し
た。その測定結果を表７に示す。

【００９９】

【表７】

【０１００】表７に示すように、試験条件が試験温度９
００℃および試験応力３９２ＭＰａの場合には、クリー
プ破断寿命が１１８．０時間、伸びが２１．８％および
絞りが３７％であった。また、試験条件が試験温度１１
００℃および試験応力１３７ＭＰａの場合には、クリー
プ破断寿命が２４．９時間、伸びが２３．１％および絞
りが４９％であった。

【０１０１】実施例の結果と従来例とを比較するため
に、従来例としてＣＭＳＸ−２およびＳＣ−１６のデー
タを用いた。なお、ＣＭＳＸ−２については“DS AND S
XSUPERALLOYS FOR INDUSTRIAL GAS TURBINE”:G.L.Eric
kson and K.Harris:Materials for Advanced Power Eng
innering 1994に記載する値を読み取って使用した。ま
た、ＳＣ−１６については、“SINGLE-CRYSTAL BLADES
”:D.GOLDSCHMIDT：Materials for Advanced Power En
ginnering 1994 に記載する値を読み取って使用した。

【０１０２】図３は、実施例および従来例のクリープ特
性を比較する図である。なお、横軸は温度と時間のパラ
メータであるラーソンミラパラメータとし、縦軸を応力
として結果を示している。

【０１０３】図３に示すように、実施例の合金は、従来
の１４〜１６重量％のＣｒを含有する従来の単結晶合金
であるＣＭＳＸ−２およびＳＣ−１６に対し、大幅にク
リープ破断寿命が向上することが確認できた。

【０１０４】次に、実施例および従来例の各合金につい
て、耐高温腐食性試験を行った。

【０１０５】耐高温腐食性を評価するために、温度９０
０℃、７５％Ｎａ_２ＳＯ_４と２５％ＮａＣｌとを含有す
る溶融塩中に各試験片を２０時間浸漬し、生成した腐食
生成物を金属のワイヤーブラシにて除去した後、重量変
化を測定し、腐食浸食量に換算した。その結果を表８に
示す。

【０１０６】

【表８】

【０１０７】表８に示すように、実施例における合金で
は、同程度のクリープ破断寿命を有する単結晶合金ＣＭ
ＳＸ−２に対し、良好な耐高温腐食性を有しており、ま
た良好な耐高温腐食性を示す従来例の合金ＩＮ７３８Ｌ
Ｃと同等の耐高温腐食性を有することが明らかとなっ
た。

【０１０８】従って、本実施形態によれば、従来の合金
よりも、クリープ破断特性と耐高温腐食性とをバランス
良く向上させたＮｉ基単結晶合金を得ることができる。

【０１０９】第４実施形態（表９〜１０；図４；実施
例、比較例） 本実施形態においては、本発明の合金組成を有する合金
材料を一方向凝固化して製造されたＮｉ基一方向凝固合
金が優れたクリープ破断特性および耐高温腐食性を有す
ることを、実施例および比較例を用いて説明する。

【０１１０】実施例（表９；試料Ｎｏ．１ａ） 本実施例においては、表９に示す試料Ｎｏ．１ａのメル
ティングストックを使用した。

【０１１１】

【表９】

【０１１２】試料Ｎｏ．１ａは、試料Ｎｏ．１の合金組
成を有するメルティングストックに、Ｈｆ：０．１％、
Ｃ：０．１％、Ｚｒ：０．０５％およびＢ：０．０５％
を添加したものである。このメルティングストックを使
用し、引き抜き法により直径９×１００ｍｍの丸棒形状
の一方向凝固試験片を作製した。つづいて１２２０℃で
４時間の溶体化熱処理を施した。溶体化熱処理後、試験
片にアルゴンガスを吹き付けて室温まで急冷し、γ′相
析出を目的とした１段時効熱処理を１１００℃の温度域
で４時間行い、その後、試験片にアルゴンガスを吹き付
けて室温まで急冷した。続いてγ′相安定化を目的とし
た２段時効熱処理を８７０℃の温度域で２０時間実施し
た後、同様に試験片にアルゴンガスを吹き付けて室温ま
で急冷した。

【０１１３】その後、直径６ｍｍ×４．５ｍｍの円柱形
状の高温腐食試験片および平行部４ｍｍ×２０ｍｍ、全
長６０ｍｍのクリープ試験片に加工した。

【０１１４】従来例（表９：試料Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．３
３） 本従来例においては、表９に示す試料Ｎｏ．３１のＣＭ
２４７ＬＣ、試料Ｎｏ．３２のＩＮ７３８ＬＣおよび試
料Ｎｏ．３３のＩＮ６２０３を用いた。

【０１１５】耐高温腐食性を比較評価するため、従来例
の合金ＩＮ７３８ＬＣおよびＣＭ２４７ＬＣについても
実施例と同様に、直径６ｍｍ×４．５ｍｍの円柱形状の
試験片を作製した。

【０１１６】実施例および従来例の各合金について、ク
リープ破断試験および高温腐食試験を行った。

【０１１７】実施例における試料Ｎｏ．１ａのクリープ
破断特性を評価するために、大気中にて試験温度９００
℃および試験応力３９２ＭＰａとしてクリープ破断試験
を行い、破断寿命を測定した。また、試験温度を１１０
０℃とし、試験応力を１３７ＭＰａと変えてクリープ破
断試験を行い、クリーブ破断寿命、伸びおよび絞りを測
定した。その測定結果を表１０に示す。

【０１１８】

【表１０】

【０１１９】表１０に示すように、試験条件が試験温度
９００℃および試験応力３９２ＭＰａの場合には、クリ
ープ破断寿命が２５．０時間、伸びが２４．０％および
絞りが４１％であった。また、試験条件が試験温度１１
００℃および試験応力１３７ＭＰａの場合には、クリー
プ破断寿命が６．７時間、伸びが２８．１％および絞り
が５１％であった。

【０１２０】実施例の結果と従来例とを比較するため
に、従来例として一方向凝固合金であるＣＭ２４７ＬＣ
およびＩＮ６２０３のデータを用いた。なお、ＣＭ２４
７ＬＣについてはDS AND SX SUPERALLOYS FOR INDUSTRI
AL GAS TURBINE :G.L.Erickson and K.Harris: Materia
ls for Advanced Power Engineering l994に記載の値を
読み取って使用した。また、ＩＮ６２０３については、
“DSIN6203:FROM BIRTH TO APPLICATIONS “ :Barnard
P.M. ，Allen D.H. : ThirdInternational Charles Pa
rsons Turbine Conferences に記載の値を読み取って
使用した。

【０１２１】図４は、実施例および従来例のクリープ特
性を比較する図である。なお、横軸は温度と時間のパラ
メータであるラーソンミラパラメー夕とし、縦軸を応力
として結果を示している。

【０１２２】図４に示すように、実施例の合金は、２２
重量％のＣｒを含有する従来の一方向凝固合金であるＩ
Ｎ６２０３に対し、大幅にクリープ破断寿命が向上する
ことが確認できた。

【０１２３】次に、実施列および従来例の各合金につい
て、高温腐食性試験を行った。

【０１２４】耐高温腐食性を評価するために、温度９０
０℃、７５％Ｎａ_２ＳＯ_４と２５％ＮａＣｌとを含有す
る溶融塩中に各試験片を２０時間浸漬し、生成した腐食
生成物を金属のワイヤーブラシにて除去した後、重量変
化を測定し、腐食浸食量に換算した。その結果を表１１
に示す。

【０１２５】

【表１１】

【０１２６】表１１に示すように、実施例における合金
では、同程度のクリープ破断寿命を有する一方向凝固合
金ＣＭ２４７ＬＣに対し、良好な耐高温腐食性を有して
おり、また良好な耐高温腐食性を示す従来例の合金ＩＮ
７３８ＬＣと同等の耐高温腐食性を有することが明らか
となった。

【０１２７】従って、本実施形態によれば、従来の合金
よりも、クリープ破断特性と耐高温腐食性とをバランス
良く向上させたＮｉ基一方向凝固合金を得ることができ
る。

【０１２８】

【発明の効果】以上で説明したように、本発明に係るＮ
ｉ基超合金および方法によって製造したＮｉ基超合金に
よれば、優れたクリープ破断特性と耐高温腐食性とをバ
ランス良く有し、かつこのＮｉ基超合金をガスタービン
動翼および静翼などのガスタービン部品に適用すること
により、その効率および信頼性の向上に大きく寄与する
ことができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の第１実施形態における、実施例および
比較例の熱処理シーケンスを示す図。

【図２】本発明の第２実施形態における、実施例および
比較例の熱処理シーケンスを示す図。

【図３】本発明の第３実施形態における、実施例および
従来例のクリープ特性を比較する図。

【図４】本発明の第４実施形態における、実施例および
従来例のクリープ特性を比較する図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５１Ｂ ６８２ ６８２ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９１Ｚ ６９２ ６９２Ｚ (72)発明者 吉岡 洋明 神奈川県横浜市鶴見区末広町二丁目４番地 株式会社東芝京浜事業所内 (72)発明者 鈴木 隆夫 東京都港区芝浦一丁目１番１号 株式会社 東芝本社事務所内 (72)発明者 小林 敏治 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁 金属材料技術研究所内 (72)発明者 横川 忠晴 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁 金属材料技術研究所内 (72)発明者 小泉 裕 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁 金属材料技術研究所内 (72)発明者 原田 広史 茨城県つくば市千現１丁目２番１号 科学 技術庁 金属材料技術研究所内 Ｆターム(参考） 3G002 EA06

Claims (11)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃｏ：１０％以上１４％以
   下、Ｃｒ：１０％以上１３％以下、Ｍｏ：０．１％以上
   ３％以下、Ｗ：４％以上８％以下、Ａｌ：４％以上６％
   以下、Ｔｉ：１％以上４％以下、Ｔａ：４％以上８％以
   下、Ｈｆ：０．１％以上０．５％以下およびＲｅ：２％
   以下を含有し、残部がＮｉ基および不可避的不純物から
   なることを特徴とするＮｉ基超合金。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃｏ：１１％以上１３％以
   下、Ｃｒ：１１％以上１２．５％以下、Ｍｏ：１％以上
   ２％以下、Ｗ：４．５％以上６．５％以下、Ａｌ：４．
   ５％以上５．５％以下、Ｔｉ：２％以上３％以下、Ｔ
   ａ：４．５％以上６．５％以下、Ｈｆ：０．１％以上
   ０．３％以下およびＲｅ：２％以下を含有し、残部がＮ
   ｉ基および不可避的不純物からなることを特徴とするＮ
   ｉ基超合金。
3. 【請求項３】 請求項１または２記載のＮｉ基超合金に
   おいて、重量％で、Ｃ：０．５％以下、Ｚｒ：０．２％
   以下およびＢ：０．１％以下添加することを特徴とする
   Ｎｉ基超合金。
4. 【請求項４】 Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔ
   ｉ、Ｔａ、ＲｅおよびＨｆからなる材料を溶融および凝
   固させてＮｉ基超合金素体を形成し、このＮｉ基超合金
   素体を真空または不活性雰囲気内の環境下、１２００℃
   から１２８０℃までの温度域にて溶体化熱処理した後急
   冷し、つづいて１０００℃から１２００℃までの温度域
   にて１段時効熱処理した後、７００℃から９００℃まで
   の温度域にて２段時効熱処理を施すことを特徴とするＮ
   ｉ基超合金の製造方法。
5. 【請求項５】 請求項４記載のＮｉ基超合金の製造方法
   において、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔｉ、
   Ｔａ、ＲｅおよびＨｆからなる材料を用いて、請求項１
   または２記載の成分組成を有するＮｉ基単結晶超合金を
   得ることを特徴とするＮｉ基超合金の製造方法。
6. 【請求項６】 請求項４記載のＮｉ基超合金の製造方法
   において、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｔｉ、
   Ｔａ、Ｒｅ、Ｈｆ、Ｃ、ＺｒおよびＢからなる材料を用
   いて、請求項３記載の成分組成を有するＮｉ基一方向凝
   固超合金を得ることを特徴とするＮｉ基超合金の製造方
   法。
7. 【請求項７】 請求項４から６までのいずれかに記載の
   Ｎｉ基超合金の製造方法において、溶体化熱処理は１０
   時間以内とし、時効熱処理は３０時間以内とすることを
   特徴とするＮｉ基超合金の製造方法。
8. 【請求項８】 請求項７記載のＮｉ基超合金の製造方法
   において、溶体化熱処理は、最終溶体化温度まで２段か
   ら４段までのいずれかの温度変化を施すことを特徴とす
   るＮｉ基超合金の製造方法。
9. 【請求項９】 請求項８記載のＮｉ基超合金の製造方法
   において、溶体化熱処理前に、溶体化熱処理温度の最終
   溶体化温度に対し、４０℃から６０℃までの範囲の低温
   度において１時間以上２時間以内で予備加熱処理を施す
   ことを特徴とするＮｉ基超合金の製造方法。
10. 【請求項１０】 構成材料が請求項１から３までのいず
    れかに記載のＮｉ基単結晶超合金またはＮｉ基一方向凝
    固超合金のＮｉ基超合金により構成されたガスタービン
    部品。
11. 【請求項１１】 請求項４から９までのいずれかに記載
    の製造方法で作製されたＮｉ基超合金により構成された
    ガスタービン部品。