(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒ：７．５質量％超１２．０質量％以下、
Ｗ：６．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上７．０質量％以下、
Ｔａ＋Ｎｂ：５．０質量％以上１２．０質量％以下、かつＴａ：５．０質量％超え、Ｎｂ：０．１質量％以上５．０質量％以下、
Ｈｆ：２．０質量％以下、
Ｒｅ：０．１質量％以上３．５質量％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し、
普通鋳造法、一方向凝固法、あるいは単結晶凝固法によって多結晶合金、一方向凝固合金、あるいは単結晶合金として鋳造すると共、
この鋳造後に１２６０〜１３００℃で２０分〜２時間の予備熱処理を施した後に、１３００〜１３５０℃での溶体化処理、１０５０〜１１５０℃の温度域で２〜８時間での１次時効処理、並びに８００〜９００℃での１０〜２４時間の２次時効処理を実施したことを特徴とするＮｉ基超合金。
【請求項２】
Ｃｒ：７．５質量％超１２．０質量％以下、
Ｗ：６．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上７．０質量％以下、
Ｔａ＋Ｎｂ：６．０質量％以上１２．０質量％以下、かつＴａ：６．０質量％超え、
Ｈｆ：２．０質量％以下、
Ｒｅ：０．１質量％以上３．５質量％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し、
普通鋳造法、一方向凝固法、あるいは単結晶凝固法によって多結晶合金、一方向凝固合金、あるいは単結晶合金として鋳造すると共、
この鋳造後に１２６０〜１３００℃で２０分〜２時間の予備熱処理を施した後に、１３００〜１３５０℃での溶体化処理、１０５０〜１１５０℃の温度域で２〜８時間での１次時効処理、並びに８００〜９００℃での１０〜２４時間の２次時効処理を実施したことを特徴とするＮｉ基超合金。
【請求項３】
請求項１又は２に記載のＮｉ基超合金において、Ｗ：７．０質量％以上、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下含有することを特徴とするＮｉ基超合金。
【請求項４】
請求項１から３のいずれかに記載のＮｉ基超合金において、Ｓｉ：０．４質量％以下、Ｖ：３質量％以下、Ｚｒ：３質量％以下、Ｃ：０．３質量％以下、Ｂ：０．２質量％以下、Ｙ：０．２質量％以下、Ｌａ：０．２質量％以下、Ｃｅ：０．２質量％以下の１種以上をさらに含有することを特徴とするＮｉ基超合金。
【請求項５】
請求項１から４のいずれかに記載のＮｉ基超合金であって、１１００℃で１３７ＭＰａでのクリープ破断寿命が１６１時間以上であると共に、７５％Ｎａ２ＳＯ４＋２５％ＮａＣｌ成分の塩を９００℃に加熱溶融した当該塩中に２０時間試料を浸漬する硫化腐食試験での腐食減量が１０−３ｍｍ未満であることを特徴とするＮｉ基超合金。
【請求項６】
１１００℃で１３７ＭＰａでのクリープ破断寿命が３１８時間以上であることを特徴とする請求項５に記載のＮｉ基超合金。
【請求項７】
Ｎｉ基超合金により構成された部材であって、そのＮｉ基超合金が請求項１から請求項６のいずれかに記載のＮｉ基超合金であることを特徴とするＮｉ基超合金部材。
【請求項８】
請求項７に記載のＮｉ基超合金部材の製造方法であって、請求項１から請求項５のいずれかに記載のＮｉ基超合金を普通鋳造法、一方向凝固法、あるいは単結晶凝固法により鋳造成形して製造したことを特徴とするＮｉ基超合金部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ジェットエンジン、産業用ガスタービンなど高温機器に用いる耐熱合金であるＮｉ基超合金に関するものであり、さらに詳しくは、高温における優れた耐熱性とともに、高温下における優れた耐酸化性ならびに耐食性を兼ね備えたＮｉ（ニッケル）基超合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
Ｎｉ基超合金は、高温での組織安定性やクリープ特性が優れていることから高温機器の材料として幅広く利用されており特許出願もなされている。
特にＭｏ、Ｃｏを含有するＮｉ基単結晶超合金は、特許文献１から７に示すように、顕著な耐熱性を有していることから、近年、ジェットエンジン、産業用ガスタービンなど高温機器に適したＮｉ基超合金として提案されており、それらの特許文献記載の一部のＮｉ基超合金は幅広く使用されている。
また、地球温暖化の一因とされる二酸化炭素の排出量の抑制などの視点から、エネルギー効率の優れた原子力発電のタービンブレードやタービンベーン等に対してもＮｉ基単結晶超合金は好適な材料として期待される。
ＣｏはＡｌ、Ｔａ等のガンマ母相に対する高温下での固溶限を大きくするとともに熱処理によって微細なガンマプライム相を分散析出して高温強度を向上するという優れた機能を有しているため高温で使用するＮｉ基超合金には不可欠な成分と考えられてきた。しかしながら、ＣｏはＮｉに比べて高価な金属であって、可能な限りＣｏを含有しないＮｉ基超合金が望まれている。また、Ｃｏは半減期が長いためＣｏが含有されているＮｉ基超合金が放射能汚染された場合にはメンテナンスが大変面倒になるので、Ｎｉ基超合金を原子力発電等の放射能汚染の可能性がある高温機器の部材として使用するに際し、半減期の長いＣｏを含有しなくてもＣｏを含有したものと同等あるいはそれ以上のクリープ強度特性を有するＮｉ基超合金の実現が望まれている。
Ｍｏ（モリブデン）は、一般に合金素地中に固溶して高温強度を上昇させるとともに、析出硬化により高温強度に寄与する元素として知られているが、高温において耐酸化特性、耐腐食特性を劣化させる傾向にある。
したがって、Ｎｉ基単結晶超合金の利用性を広めるには、Ｃｏ、Ｍｏを極力使用しない新しいＮｉ基超合金の開発が望まれる。
【０００３】
また、Ｒｅを含有するＮｉ基単結晶超合金は従来のＮｉ基超合金に比べて顕著な耐熱性を有していることから、近年、ジェットエンジン、産業用ガスタービンなど高温機器に幅広く使用されている（特許文献１および２）。
最近では、燃料の高騰あるいは二酸化炭素の排出量の抑制などの観点から、ジェットエンジン、産業用ガスタービンなどの機器において、エネルギー効率の向上を目的として耐熱性、高温における耐食性・耐酸化性に優れたＮｉ基単結晶超合金の使用が注目され、Ｒｅ等の高価な金属を含有するＮｉ基単結晶超合金の実用化が進んでいる。しかしながら、これらの合金の普及に伴ってＲｅ等の金属の価格の上昇傾向にあるので、Ｒｅを含有するＮｉ基単結晶超合金において、Ｒｅ使用量を増やすことなく高温における機械的特性を改善し、また、高温における耐食性・耐酸化性に優れたＮｉ基単結晶超合金の開発が強く望まれている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、このような実情に鑑み、Ｃｏ，Ｍｏを添加しないか、従来に比べ極微量の添加によって、従来の合金と同等以上の耐熱性を有するＮｉ基合金と、極力少ないＲｅ含有量においても、従来の合金と同等以上の耐熱性を有するとともに、高温での耐腐食性を向上したＮｉ基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】
【０００５】
発明１のＮｉ基超合金は、
Ｃｒ：７．５質量％超１２．０質量％以下、
Ｗ：６．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上７．０質量％以下、
Ｔａ＋Ｎｂ：５．０質量％以上１２．０質量％以下、かつＴａ：５．０質量％超え、Ｎｂ：０．１質量％以上５．０質量％以下、
Ｈｆ：２．０質量％以下、
Ｒｅ：０．１質量％以上３．５質量％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し、
普通鋳造法、一方向凝固法、あるいは単結晶凝固法によって多結晶合金、一方向凝固合金、あるいは単結晶合金として鋳造すると共、
この鋳造後に１２６０〜１３００℃で２０分〜２時間の予備熱処理を施した後に、１３００〜１３５０℃での溶体化処理、１０５０〜１１５０℃の温度域で２〜８時間での１次時効処理、並びに８００〜９００℃での１０〜２４時間の２次時効処理を実施したことを特徴とする。
【０００６】
発明２のＮｉ基超合金は、
Ｃｒ：７．５質量％超１２．０質量％以下、
Ｗ：６．０質量％以上１０．０質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上７．０質量％以下、
Ｔａ＋Ｎｂ：６．０質量％以上１２．０質量％以下、かつＴａ：６．０質量％超え、
Ｈｆ：２．０質量％以下、
Ｒｅ：０．１質量％以上３．５質量％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し、
普通鋳造法、一方向凝固法、あるいは単結晶凝固法によって多結晶合金、一方向凝固合金、あるいは単結晶合金として鋳造すると共、
この鋳造後に１２６０〜１３００℃で２０分〜２時間の予備熱処理を施した後に、１３００〜１３５０℃での溶体化処理、１０５０〜１１５０℃の温度域で２〜８時間での１次時効処理、並びに８００〜９００℃での１０〜２４時間の２次時効処理を実施したことを特徴とする。
【０００７】
発明３は、発明１又は発明２のＮｉ基超合金において、Ｗ：７．０質量％以上、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下含有することを特徴とする。
【００１０】
発明４は、発明１から３のいずれかに記載のＮｉ基超合金において、Ｓｉ：０．４質量％以下、Ｖ：３質量％以下、Ｚｒ：３質量％以下、Ｃ：０．３質量％以下、Ｂ：０．２質量％以下、Ｙ：０．２質量％以下、Ｌａ：０．２質量％以下、Ｃｅ：０．２質量％以下の１種以上をさらに含有することを特徴とする。
【００１２】
発明５は、発明１から４のいずれかに記載のＮｉ基超合金であって、１１００℃で１３７ＭＰａでのクリープ破断寿命が１６１時間以上であると共に、７５％Ｎａ２ＳＯ４＋２５％ＮａＣｌ成分の塩を９００℃に加熱溶融した当該塩中に２０時間試料を浸漬する硫化腐食試験での腐食減量が１０−３ｍｍ未満であることを特徴とする。
発明６は、発明５に記載のＮｉ基超合金において、１１００℃で１３７ＭＰａでのクリープ破断寿命が３１８時間以上であることを特徴とする。
発明７は、Ｎｉ基超合金により構成された部材であって、そのＮｉ基超合金が発明１から発明６のいずれかに記載のＮｉ基超合金であることを特徴とする。
【００１３】
発明８は、発明７に記載のＮｉ基超合金部材の製造方法であって、発明１から発明６のいずれかに記載のＮｉ基超合金を普通鋳造法、一方向凝固法、あるいは単結晶凝固法により鋳造成形して製造したことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１４】
本発明により、下記実施例より明らかな通り、Ｃｏ及びＭｏを含有したＮｉ基超合金と同様もしくはそれ以上の耐熱性を有しているＣｏ及びＭｏフリーのＮｉ基超合金を提供することができた。さらに、高価なＲｅの使用量を極力抑えながら、Ｎｉ基超合金を特定の組成に制御することにより、優れた耐熱性と高温下における優れた耐酸化性、耐腐食性を兼ね備えたＮｉ基超合金を提供することも可能となった。
本発明は、上記のとおりの特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態について詳細に説明する。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】合金番号２の合金と合金番号７（比較合金）の合金について、硫化腐食試験後の試料の外観写真を比較したものである。
【図２】本発明合金（合金番号１〜５及び８〜１３）および比較合金（合金番号６、７、１４）について、耐熱性（クリープ寿命時間）と耐食性（腐食減量）との関係を図示したものである。
【図３】合金番号２の合金と合金番号７（比較合金）の合金について、空気中、１時間サイクルで１１００℃の高温下に２００サイクルの繰り返しで試料を暴露した際の質量の変化を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
ＣｏはＡｌ、Ｔａ等のガンマ母相に対する高温下での固溶限を大きくするとともに熱処理によって微細なガンマプライム相を分散析出して高温強度を向上するという機能を有している。さらに、Ｍｏは合金素地中に固溶して高温強度を上昇させるとともに析出硬化により高温強度に寄与する。そのために、高温での組織安定性やクリープ特性が優れたＮｉ基超合金にはどちらも不可欠な成分であると、従来は考えられていた。しかしながら、本願の発明ではこれまで高強度Ｎｉ基超合金において不可欠であると考えられてきたＣｏ及びＭｏを添加しないでも、Ｎｉ基超合金を特定の組成にすることにより、高いクリープ強度と優れた耐熱性と高温下における優れた耐酸化性、耐腐食性を兼ね備えたＮｉ基超合金を実現できることを明らかにした。Ｃｏの含有量が１．０質量％未満、またＭｏの含有量が０．１質量％以下であれば、本発明合金の優れた耐酸化性、耐腐食性を損なわれることはない。
すなわち、Ｃｒ：１．０質量％以上１２．０質量％以下、Ｗ：６．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．０質量％以上７．０質量％以下、Ｔａ＋Ｎｂ：５．０質量％以上１２．０質量％以下、Ｈｆ：２．０質量％以下、Ｒｅ：０．１質量％以上５．０質量％以下を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成にすることにより、第２世代Ｎｉ基単結晶合金として使用実績のあるＣｏおよびＭｏを含んだＣＭＳＸ−４に比較しても劣ることのない耐熱性を有することが明らかになった。
【００１７】
また、本発明ではＮｉ基超合金を用いる高温機器の特定の用途により、たとえば、Ｓｉ：０．４質量％以下、Ｖ：３質量％以下、Ｚｒ：３質量％以下、Ｃ：０．３質量％以下、Ｂ：０．２質量％以下、Ｙ：０．２質量％以下、Ｌａ：０．２質量％以下、Ｃｅ：０．２質量％以下の少なくとも１種以上を添加することにより、様々な用途に応じた製品の物性をさらに向上させることが可能である。
【００１８】
本発明のＮｉ基超合金は、高温での組織安定性やクリープ特性及び耐酸化・耐腐食性が優れており、特にタービンブレードまたはタービンベーン部品の製造に好適である。
【００１９】
本発明のＮｉ基超合金の成分の最適な含有範囲について以下に説明する。
【００２０】
Ｃｒ（クロム）は、耐酸化性に優れた元素であり、Ｎｉ基超合金の高温耐食性を向上させる。Ｃｒ含有量があまり少ないとその効果は小さく、あまり多くなると他の耐熱強化元素とのバランスが悪くなって性能が低下するので、好ましくない。Ｃｒの含有量は１．０質量％以上１２．０質量％以下の範囲が好ましく、さらにＣｒ：６．０質量％以上１１．０質量％以下がより好ましく、またさらには７．５質量％超１１．０質量％以下が最も好ましい。
【００２１】
Ｗ（タングステン）は、固溶強化と析出硬化の作用があり、Ｎｉ基超合金の高温強度を向上させる。Ｗ含有量があまり少ないと高温強度の改善効果は小さく、あまり多くなると有害相を析出するので好ましくない。また、Ｗ量が多くなると合金全体の比重が大きくなり、合金コストも高くなるので、好ましくない。Ｗの含有量は６．０質量％以上１０．０質量％以下の範囲が好ましく、さらに７．０質量％以上１０．０質量％以下がより好ましい。
【００２２】
Ａｌ（アルミニウム）は、Ｎｉと化合してガンマ母相中に析出するガンマプライム相を構成するＮｉ３Ａｌで表される金属間化合物を体積分率で５０〜７０％の割合で形成して高温強度を向上させる。Ａｌの含有量が少なすぎるとガンマプライム相の析出強化の効果が充分に現れず、あまり多く添加し過ぎると合金の延性を低下させてしまうので、好ましくない。Ａｌの含有量は４．０質量％以上７．０質量％以下の範囲が好ましく、さらに４．５質量％以上６．５質量％以下がより好ましい。
【００２３】
Ｔａ（タンタル）およびＮｂ（ニオブ）は、いずれもガンマプライム相を強化してクリープ強度を向上させることに有効な元素である。Ｔａ＋Ｎｂの組成が少ないとガンマプライム相の析出強化の効果が充分に現れず、あまり多く添加し過ぎると合金の延性を低下させてしまうので、好ましくない。これらの１つ以上を添加することが必要であるが、Ｔａ＋Ｎｂの組成範囲は５．０質量％以上とし、また、元素の含有量の総和が１２質量％超になると有害相の生成が助長されるので１２．０質量％以下として用いる。Ｔａ＋Ｎｂの組成は５．０質量％以上１２．０質量％以下かつＴａが５．０質量％超の範囲が好ましく、さらにＴａ＋Ｎｂの組成は６．０質量％以上１２．０質量％以下かつＴａが６．０質量％超の範囲がより好ましい。また、Ｎｂはクリープ強度の改善に有効であるとともに、Ｔａ等の一部合金元素を置換することによって合金の密度を下げることに有効であり、Ｎｂの組成範囲としては０．１質量％以上５．０質量％以下、好ましくは０．１質量％以上４．０質量％以下で通常使用される。
【００２４】
Ｈｆ（ハフニウム）は、耐酸化性を向上させる効果があるので、好んで添加して使用することも多いが、含有量が多すぎると有害相の生成を助長する傾向にある。したがって、Ｈｆの含有量は２．０質量％以下が好ましい。
【００２５】
Ｒｅ（レニウム）は、ガンマ相に固溶して固溶強化により高温強度を向上させるだけでなく耐食性を向上させる効果もある。Ｒｅの含有量が極端に少ないと高温強度および耐食性の改善効果は顕著に認められず、一方、Ｒｅの含有量が多すぎると、高温時にＴＣＰ相が析出して高温強度を低下させるおそれもあり、また、高価なＲｅを多量に使用することは合金コストを上昇させる要因ともなるので、好ましくない。したがって、Ｒｅの含有量としては、０．１質量％以上５．０質量％以下の範囲で使用するのが好ましく、さらに０．１質量％以上３．５質量％以下の範囲で使用するのがより好ましい。
【００２６】
Ｓｉ（ケイ素）は、合金表面にＳｉＯ２皮膜を生成させて保護被膜として耐酸化性を向上させる。しかしながら、Ｓｉを多量に含有すると他の元素の固溶限を低下させるため０．４質量％以下が好ましい。
【００２７】
Ｖ（バナジウム）は、ガンマプライム相に固溶してガンマプライム相を強化させる。しかしながら、過度の含有量はクリープ強度を低下させるため３質量％以下が好ましい。
【００２８】
Ｚｒ（ジルコニウム）は、Ｂ（ホウ素）やＣと同様に粒界を強化する。しかしながら、過度の含有量はクリープ強度を低下させることから３質量％以下が好ましい。
【００２９】
Ｃ（炭素）は、粒界強化に寄与する。しかしながら、過度の含有量は延性を害するため０．３質量％以下が好ましい。
【００３０】
Ｂ（ホウ素）は、Ｃと同様に粒界強化に寄与する。しかしながら、過度の含有量は延性を害するため０．２質量％以下が好ましい。
【００３１】
Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）は、Ｎｉ基超合金を高温で使用中にアルミナ、クロミアなどを形成する保護酸化皮膜の密着性を向上させる。しかしながら、過度の含有量は他の元素の固溶限を低下させることになるため、Ｙ：０．２質量％以下、Ｌａ：０．２質量％以下、Ｃｅ：０．２質量％以下の範囲で使用することが好ましい。
【００３２】
【表１】
0005636639.tif 000002
【００３３】
本発明のＮｉ基超合金は鋳造後に熱処理を施すことにより高クリープ強度が得られる。標準的な熱処理は、１２６０〜１３００℃で２０分〜２時間の予備熱処理を施した後に、１３００〜１３５０℃で溶体化処理を行い、１０５０〜１１５０℃の温度域で２〜８時間加熱、空冷を行う。この処理は耐熱・耐酸化を目的としたコーティング処理と兼ねることが可能である。空冷した後、引き続きガンマプライム相安定化を目的とした２次時効処理を８００〜９００℃で１０〜２４時間実施した後、空冷の処理を行う。それぞれの空冷を不活性ガスに置き換えてもよい。この製造方法により作成されたＮｉ基超合金によりガスタービンのタービンブレートあるいはタービンベーン等の高温部品が実現される。
【実施例】
【００３４】
表１の組成の異なる７種類を用いて通常の方法で、単結晶に鋳造して溶体化処理及び時効処理を行った。溶体化処理としては、１３００℃で１時間保持した後、１３３０℃まで昇温して５時間保持した。また、時効処理は１１００℃で４時間保持する１次時効と、８７０℃で２０時間保持する２次時効処理を行った。
【００３５】
【表１】
0005636639.tif 000003
【００３６】
次に、溶体化処理及び時効処理を施した本実施例の合金番号１から５および比較合金である合金番号６，７に対してクリープ強度を測定した。クリープ試験は８００℃−７３５ＭＰａ、９００℃−３９２ＭＰａ、１０００℃−２４５ＭＰａ  、１１００℃−１３７ＭＰａの条件で試料がクリープ破断するまでの時間を寿命とした。また、各種合金の耐腐食性を比較する目的で、７５％Ｎａ２ＳＯ４＋２５％ＮａＣｌ成分の塩を９００℃に加熱溶融した塩中に２０時間試料を浸漬して硫化腐食試験を実施した。腐食の程度は硫化腐食減量を長さに換算して示した。表２では、本実施例の合金および比較合金に関し、クリープ破断寿命（ｈ）および耐食性の目安となる腐食減量で整理して示した。
【００３７】
【表２】
0005636639.tif 000004
【００３８】
表２に示されるように、本実施例の合金番号１から５の合金は広い合金組成範囲において耐熱性部材として充分な優れた耐熱性を有している。また、表２に示す腐食減量の結果から、本実施例の合金番号１から５の合金は参考例に示す合金に比べて顕著に優れた耐食性を有するものであることが分かる。また、図１は、合金番号２の合金と合金番号７の合金の硫化腐食試験後の試料の外観写真を比較したものである。合金番号２の合金では腐食試験後もほとんど外観上の変化は認められなかった。一方、既存合金（ＣＭＳＸ−４）である合金番号７では明らかに腐食が進行している様子が観測された。すなわち、本実施例の合金番号２の合金と合金番号７の既存合金を比較した場合、合金番号２の合金中の高価なＲｅの含有量（１．２質量％）が既存合金に較べて半分以下であるにも拘らず、高温における優れた耐熱性と耐食性を有していることが本合金の際立った特徴である。本合金は耐熱性および耐食性において、非常にバランスの取れた優れた合金であることがこれらの実施例からも明らかである。
【００３９】
次に、表３の組成の異なる７種類の合金番号８から１４の合金についても通常の方法で、単結晶に鋳造して溶体化処理及び時効処理を行った。溶体化処理としては、１３００℃で１時間保持した後、１３３０℃まで昇温して５時間保持した。また、時効処理は１１００℃で４時間保持する１次時効と、８７０℃で２０時間保持する２次時効処理を行った。溶体化処理及び時効処理を施した合金番号８から１４の合金に対してクリープ強度を測定した。クリープ試験は９００℃−３９２ＭＰａ、１１００℃−１３７ＭＰａの条件で試料がクリープ破断するまでの時間を寿命とした。また、これら合金の耐腐食性を比較する目的で、７５％Ｎａ２ＳＯ４＋２５％ＮａＣｌ成分の塩を９００℃に加熱溶融した塩中に２０時間試料を浸漬して硫化腐食試験を実施した。これらの評価結果も併せて表３に示した。
【００４０】
【表３】
0005636639.tif 000005
【００４１】
図２は、合金番号１から５と８から１３（本発明実施合金）と合金番号６，７、１４（比較合金）について、耐熱性（クリープ寿命時間）と耐食性（腐食減量）との関係を図示したものである。この図から、本発明の合金は、高温使用条件下において耐熱特性のみならず耐食性に優れた特筆すべき性能バランスを有するＮｉ基単結晶超合金であることが明らかである。
【００４２】
さらに、合金の高温下における耐酸化性を検討するために、空気中、１時間サイクルで１１００℃の高温下に約２００サイクルの繰り返し暴露試験を行い、各合金による質量変化を図４に示した。図から明らかなように、本発明の合金は耐腐食性に優れるのみならず、高温における耐酸化性についても優れた性能を有している。
【００４３】
以上の実施例から明らかなように、本発明の合金は、第２世代Ｎｉ基単結晶合金として使用実績のあるＣＭＳＸ−４に比較し、長時間にわたり高温における優れたクリープ特性とともに、高温下において優れた耐酸化性および耐食性を兼ね備えた非常に性能バランスのよいコバルトフリーのＮｉ基超合金であるといえる。
【産業上の利用可能性】
【００４４】
本願発明によれば、耐熱性、高温における耐食性および耐酸化性において、非常にバランスの取れた優れた合金を提供することが可能となる。また、高価なＲｅなどの高価な金属の使用量を既存合金に比べて大幅に削減することも可能となる。したがって、本発明によれば、ジェットエンジンや発電用ガスタービンなどのタービンブレードやタービンベーンとして好適な中温部から高温部までバランスの良い合金を提供することが可能である。また、特に半減期の長いＣｏを含まないことから原子力発電などの材料としての実用化も可能性も期待される。すなわち、原子力発電等のタービンブレードやタービンベーンとして好適な長時間にわたり組織安定性が高く、高温におけるクリープ特性が優れたコバルトフリーのＮｉ基超合金を製造することが可能となる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００４５】
【特許文献１】：米国特許第４，６４３，７８２号明細書
【特許文献２】：米国特許第４，９０８，１８３号明細書
【特許文献３】：米国特許第５，０４３，１３８号明細書
【特許文献４】：米国特許第５，０６８，０８４号明細書
【特許文献５】：米国特許第５，０６９，８７３号明細書
【特許文献６】：米国特許第５，１５１，２４９号明細書
【特許文献７】：米国特許第６，９０５，５５９号明細書
【図１】
0005636639.tif 000006
【図２】
0005636639.tif 000007
【図３】
0005636639.tif 000008