(57)【要約】【課題】ＴＭＦ特性、クリープ特性および耐環境特性に優れ、しかも、クリープ特性の方位依存性が小さく、実用面においてコストパフォーマンスに優れたＮｉ基単結晶超合金を提供すること。【解決手段】    Ｃｒ：６質量％以上１２質量％以下、    Ｍｏ：０．４質量％以上３．０質量％以下、    Ｗ：６質量％以上１０質量％以下、    Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、    Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、    Ｔａ：８質量％以上１２質量％以下、    Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、    Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、および    Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、を含有し、  Ｂ、Ｃ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅまたはＶの少なくとも一つの元素の含有が許容され、  残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。【選択図】図１
2014034720.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒ：６質量％以上１２質量％以下、
Ｍｏ：０．４質量％以上３．０質量％以下、
Ｗ：６質量％以上１０質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、
Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、
Ｔａ：８質量％以上１２質量％以下、
Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、
Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、
を含有し、
Ｂ、Ｃ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅまたはＶの少なくとも一つの元素の含有が許容され、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。
【請求項２】
Ｃｒ：７質量％以上１２質量％以下、
Ｍｏ：０．４質量％以上２．５質量％以下、
Ｗ：７質量％以上１０質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、
Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、
Ｔａ：９質量％以上１１質量％以下、
Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、
Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、
を含有し、
Ｂ、Ｃ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅまたはＶの少なくとも一つの元素の含有が許容され、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。
【請求項３】
Ｃｒ：８質量％以上１０質量％以下、
Ｍｏ：０．４質量％以上２．０質量％以下、
Ｗ：７質量％以上９質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、
Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、
Ｔａ：１０質量％以上１１質量％以下、
Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、
Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、
を含有し、
Ｂ、Ｃ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅまたはＶの少なくとも一つの元素の含有が許容され、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。
【請求項４】
含有が許容される前記元素の組成比が、
Ｂ：０．０５質量％以下、
Ｃ：０．１５質量％以下、
Ｙ：０．１質量％以下、
Ｌａ：０．１質量％以下、
Ｃｅ：０．１質量％以下、
Ｖ：１質量％以下、
であることを特徴とする請求項１から３のいずれか一項に記載のＮｉ基単結晶超合金。
【請求項５】
クリープ寿命τ(h)が、
τ(h)= -3208+11XCo+40XCr+139XMo+93XW+327XAl+146XTi+45XNb+53XTa  （１）
（ただし、τ(h)はクリープ寿命（時間）、XCo、XCr、XMo、XW、XAl、XTi、XNb、XTaは、それぞれ、コバルト、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウム、チタン、ニオブ、タンタルの組成比（質量％））を示す）
で示されるとき、τ(h)≧１２０であることを特徴とする請求項１から４のいずれか一項に記載のＮｉ基単結晶超合金。
【請求項６】
前記クリープ寿命τ(h)が２００以上であることを特徴とする請求項５に記載のＮｉ基単結晶超合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ジェットエンジンや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などの高温かつ高応力下で使用される部材に好適に用いられるＮｉ基単結晶超合金に関する。さらに詳しくは、本発明は、高温での熱疲労（Thermo-mechanical fatigue: ＴＭＦ）特性、クリープ（Creep）特性および耐環境特性が向上し、かつクリープ特性の方位依存性が小さく、実用面においてコストパフォーマンスに優れたＮｉ基単結晶超合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｎｉ基単結晶超合金は、ジェットエンジンや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などの高温かつ高応力下で使用される部材に用いられている。近年、ジェットエンジンなどに代表されるガスタービン機関では、出力および効率の向上のため、タービンの入口ガス温度がより高温化されている。そこで、ガスタービンのタービンブレードやタービンベーンは、高温強度を保持するため、中空な翼構造を有し、翼内部の強制的な冷却により基材の温度上昇を防いでいる。しかしながら、タービンブレードやタービンベーンの翼の表面温度は９００℃を超える一方、翼の内部温度は６００℃程度となっており、こうした翼の表面と内部の温度差がＴＭＦを発生させる。
【０００３】
また、タービンブレードは、高温の燃焼ガスに晒される中で高速回転し、遠心力が加わるため、高応力のクリープに耐えなければならない。クリープ特性も、ＴＭＦ特性と同様に、Ｎｉ基単結晶超合金には重要な特性である。クリープ特性やＴＭＦ特性を劣化させる原因として、たとえば、ＴＣＰ相（Topologically Close Packed 相）の析出が挙げられ、特に高温での長時間の使用に問題が顕在化される。
【０００４】
Ｎｉ基単結晶超合金には、ＰＷＡ１４８０（商標）、または下記特許文献１、２、３、４および５に記載されたものが知られているが、これらのＮｉ基単結晶超合金は、ガスタービンの燃焼ガス温度をより高温にして効率アップを図るのにはクリープ特性が十分ではない。そこで、高価なＲｅを含有する、下記特許文献６、７および８に記載されたＮｉ基単結晶超合金が出現したが、Ｒｅを含有するＮｉ基単結晶超合金には、大型部材に適用する場合、材料コストがかかり過ぎるという問題が指摘される。
【０００５】
また、Ｎｉ基単結晶超合金では、高応力下において＜００１＞結晶方位での角度のずれが強度に大きく影響するという方位依存性が問題となってもいる。方位依存性が小さいということは、製造部材の無駄が少なくなるということを意味しており、このため、小さな方位依存性は、大型部材になるほど有利であり、実用面においてコストパフォーマンスに優れると考えられる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】米国特許５３９９３１３公報
【特許文献２】欧州特許公開１２０１７７８Ａ２公報
【特許文献３】欧州特許公開２０７８７４Ａ２公報
【特許文献４】米国特許５６１１６７０公報
【特許文献５】特開平７−１４５７０３号公報
【特許文献６】米国特許４６４３７８２公報
【特許文献７】米国特許３８８７３６３公報
【特許文献８】特開２０１０−１６３６５９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、Ｒｅを含まない第１世代のＮｉ基単結晶超合金を改良し、ＴＭＦ特性、クリープ特性および耐環境特性に優れ、しかも、クリープ特性の方位依存性が小さく、実用面においてコストパフォーマンスに優れたＮｉ基単結晶超合金を提供することを課題としている。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記のとおりの課題を解決するために、本発明は、以下のとおりの特徴を有している。
【０００９】
すなわち、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、
Ｃｒ：６質量％以上１２質量％以下、
Ｍｏ：０．４質量％以上３．０質量％以下、
Ｗ：６質量％以上１０質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、
Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、
Ｔａ：８質量％以上１２質量％以下、
Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、
Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、
を含有し、
Ｂ、Ｃ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅまたはＶの少なくとも一つの元素の含有が許容され、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴としている。
【００１０】
また、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、
Ｃｒ：７質量％以上１２質量％以下、
Ｍｏ：０．４質量％以上２．５質量％以下、
Ｗ：７質量％以上１０質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、
Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、
Ｔａ：９質量％以上１１質量％以下、
Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、
Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、
を含有し、
Ｂ、Ｃ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅまたはＶの少なくとも一つの元素の含有が許容され、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴としている。
【００１１】
また、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、
Ｃｒ：８質量％以上１０質量％以下、
Ｍｏ：０．４質量％以上２．０質量％以下、
Ｗ：７質量％以上９質量％以下、
Ａｌ：４．０質量％以上６．５質量％以下、
Ｎｂ：０質量％以上１質量％以下、
Ｔａ：１０質量％以上１１質量％以下、
Ｈｆ：０質量％以上０．１５質量％以下、
Ｓｉ：０．０１質量％以上０．２質量％以下、および
Ｚｒ：０質量％以上０．０４質量％以下、
を含有し、
Ｂ、Ｃ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅまたはＶの少なくとも一つの元素の含有が許容され、
残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴としている。
【００１２】
本発明のＮｉ基単結晶超合金においては、
含有が許容される前記元素の組成比が、
Ｂ：０．０５質量％以下、
Ｃ：０．１５質量％以下、
Ｙ：０．１質量％以下、
Ｌａ：０．１質量％以下、
Ｃｅ：０．１質量％以下、
Ｖ：１質量％以下、
であることが好ましい。
【００１３】
また、本発明のＮｉ基単結晶超合金においては、クリープ寿命τ(h)が、
τ(h)= -3208+11XCo+40XCr+139XMo+93XW+327XAl+146XTi+45XNb+53XTa  （１）
（ただし、τ(h)はクリープ寿命（時間）、XCo、XCr、XMo、XW、XAl、XTi、XNb、XTaは、それぞれ、コバルト、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウム、チタン、ニオブ、タンタルの組成比（質量％））を示す）
で示されるとき、τ(h)≧１２０であることが好ましい。
【００１４】
また、本発明のＮｉ基単結晶超合金においては、クリープ寿命τ(h)が２００以上であることが好ましい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明のＮｉ基単結晶超合金は、ＴＭＦ特性、クリープ特性および耐高温酸化のような耐環境特性に優れ、クリープ特性の方位依存性が小さく、実用面においてコストパフォーマンスに優れる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】条件を変えてクリープ試験を行った結果をＬＭＰ（ラーソン・ミラーパラメータ(Larson-Miller parameter)）とひずみの関係で示したグラフである。
【図２】条件を変えてクリープ試験を行った結果をＬＭＰ（ラーソン・ミラーパラメータ(Larson-Miller parameter)）とひずみの関係で示したグラフである。
【図３】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、溶体化処理後の冷却速度がクリープ特性に及ぼす影響を示したグラフである。
【図４】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、１次時効処理の温度がクリープ特性に及ぼす影響を示したグラフである。
【図５】（ａ）（ｂ）は、それぞれ、１次時効処理の温度がクリープ特性に及ぼす影響を示したグラフである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
上記のとおりの特徴を有するＮｉ基単結晶超合金における組成成分およびその組成比は、以下の観点に基づいている。
【００１８】
Ｃｒ（クロム）は、Ｎｉ基単結晶超合金の高温耐食性および高温耐酸化性を向上させる。Ｃｒの組成比は、６質量％以上１２質量％以下である。組成比が、６質量％未満であると、高温耐食性および高温耐酸化性を確保することが難しく、１２質量％を超えると、σ相やμ相などの有害相が生成して高温強度が低下する。Ｃｒの組成比は、好ましくは７質量％以上１２質量％以下であり、より好ましくは８質量％以上１０質量％以下である。
【００１９】
Ｍｏ（モリブデン）は、ガンマ/ガンマプライムミスフィットの値を負とし、高温での強化メカニズムの一つであるラフト効果(Raft effect)を促進させる。また、Ｍｏは、素地中に固溶し、かつ析出硬化により高温強度の上昇に寄与する。Ｍｏの組成比は、０．４質量％以上３．０質量％以下である。組成比が、０．４質量％未満であると、高温強度が低下し、３．０質量％を超えると、有害相が生成して高温強度が低下する。Ｍｏの組成比は、好ましくは０．４質量％以上２．５質量％以下であり、より好ましくは０．４質量％以上２．０質量％以下である。
【００２０】
Ｗ（タングステン）は、Ｍｏと同様に、固溶強化および析出硬化の作用があり、Ｎｉ基単結晶超合金の高温強度を向上させる。Ｗの組成比は、６質量％以上１０質量％以下である。組成比が、６質量％未満であると、ＴＭＦ特性およびクリープ特性が低下し、１０質量％を超えると、有害相が生成してＴＭＦ特性およびクリープ特性が低下する。Ｗの組成比は、好ましくは７質量％以上１０質量％以下であり、より好ましくは７質量％以上９質量％以下である。
【００２１】
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で示される金属間化合物を形成し、特に１０００℃以下の低温側のＴＭＦ特性およびクリープ特性を向上させる。Ａｌの組成比は、４．０質量％以上６．５質量％以下である。組成比が、４質量％未満であると、ガンマプライム相量が少なく、要求されるＴＭＦ特性およびクリープ特性が得られず、６．５質量％を超えると、要求されるＴＭＦ特性およびクリープ特性が得られない。
【００２２】
Ｎｂ（ニオブ）の組成比は、０質量％以上１質量％以下である。組成比が、１質量％を超えると、高温において有害相が生成し、ＴＭＦ特性およびクリープ特性が低下する。
【００２３】
Ｔａ（タンタル）は、ガンマプライム相を強化してクリープ特性を向上させる。Ｔａの組成比は、８質量％以上１２質量％以下である。組成比が、８質量％未満であると、要求されるＴＭＦ特性およびクリープ特性が得られず、１２質量％を超えると、共晶ガンマプライム相の生成を促し、溶体化熱処理が困難となる。Ｔａの組成比は、好ましくは９質量％以上１１質量％以下であり、より好ましくは１０質量％以上１１質量％以下である。
【００２４】
Ｈｆ（ハフニウム）は、耐酸化性を向上させ、かつＴＭＦ特性を改善する可能性がある。Ｈｆの組成比は、０質量％以上０．１５質量％以下である。組成比が、０．１５質量％を超えると、有害相の生成が助長され、ＴＭＦ特性およびクリープ特性が低下する。
【００２５】
Ｓｉ（ケイ素）は、耐酸化性を向上させ、かつＴＭＦ特性を改善し、単結晶の方位依存性を小さくするなどの可能性がある。Ｓｉの組成比は、０．０１質量％以上０．２質量％以下である。組成比が０．０１質量％未満であると、耐酸化性の向上、ＴＭＦ特性の改善、単結晶の方位依存性を小さくするなどの効果が得られない。また、組成比が０．２質量％を超えると、他の元素の固溶限を低下させることになるため、要求されるＴＭＦ特性およびクリープ特性が得られない。
【００２６】
Ｚｒ（ジルコニウム）は、多結晶合金では結晶粒界を強化する目的で添加されるが、Ｎｉ基単結晶超合金では、特にＴＭＦ特性を改善する可能性がある。Ｚｒの組成比は、０質量％以上０．０４質量％未満である。
【００２７】
このような組成を有するＮｉ基単結晶超合金は、不可避的不純物以外に、たとえば、Ｂ、Ｃ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅまたはＶの少なくとも一つをさらに含有することができる。この場合、個々の成分は、
Ｂ：０．０５質量％以下、
Ｃ：０．１５質量％以下、
Ｙ：０．１質量％以下、
Ｌａ：０．１質量％以下、
Ｃｅ：０．１質量％以下、
Ｖ：１質量％以下、
であることが好ましい。
【００２８】
なお、Ｎｉ基単結晶超合金は、上記のとおり、Ｃｏ（コバルト）を含有しない。これは、ＴＭＦ特性を上げるためである。Ｃｏを含有すると、積層欠陥が容易に発生しやすくなり、ＴＭＦ特性を低下させると考えられる。また、Ｎｉ基単結晶超合金は、ＴＭＦ特性の改善のために、特に、Ｈｆ、ＳｉおよびＺｒを含有する（ただし、ＨｆおよびＺｒの組成比は０質量％の場合もある）。Ｃｏを含有しないＮｉ基超合金においても、金属結晶１１１面に双晶が生成し、転位が進展して破壊に至ると考えられる。Ｈｆ、ＳｉおよびＺｒを含有するＮｉ基単結晶超合金では、Ｈｆ、ＳｉおよびＺｒが界面に偏析する成分であるため、転位の進展が抑制され、ＴＭＦ特性が改善される可能性がある。
【００２９】
また、Ｎｉ基単結晶超合金では、クリープ特性の観点から、クリープ寿命τ(h)が、
τ(h)= -3208+11XCo+40XCr+139XMo+93XW+327XAl+146XTi+45XNb+53XTa  （１）
（ただし、τ(h)はクリープ寿命（時間）、XCo、XCr、XMo、XW、XAl、XTi、XNb、XTaは、それぞれ、コバルト、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウム、チタン、ニオブ、タンタルの組成比（質量％））を示す）
で示されるとき、τ(h)≧１２０であることが好ましく、τ(h)≧２００であることがより好ましい。上記式（１）は、Ｎｉ基単結晶超合金のクリープ寿命を規定するパラメータであり、Ｒｅを含有しない既存のＮｉ基超合金について、その組成と、９００℃で３９２ＭＰａの条件下でのクリープ寿命との関係を重回帰分析して新たに導出したものである。式（１）により予測されるクリープ寿命の予測値は、Ｒｅを含有しないＮｉ基超合金の９００℃で３９２ＭＰａにおけるクリープ寿命の実測値とよく一致している。
【００３０】
また、Ｎｉ基単結晶合金は、所定の組成を有する単結晶鋳造物に対して以下のような熱処理を施して製造することができる。すなわち、熱処理は、
１２８０℃〜１３６０℃に２時間〜４０時間保持する溶体化処理→２００℃/ｍｉｎ〜４００℃/ｍｉｎでの空冷または不活性ガス雰囲気中での冷却→１０００℃〜１２００℃で２時間〜５時間保持後に空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する１次時効処理→８５０℃〜９５０℃で１０時間〜３０時間保持後に空冷または不活性ガス雰囲気中で冷却する２次時効処理
という一連のものである。
【００３１】
このような一連の熱処理は、すべて真空中または不活性ガス雰囲気中で行うことが、高温酸化の影響を受けないという観点からも好ましい。
【００３２】
以下、実施例を示し、本発明のＮｉ基単結晶超合金についてさらに詳しく説明する。
【実施例】
【００３３】
表1に示した組成（質量％）を有するＮｉ基超合金を、真空溶解炉を用いて溶解し、加熱保持されたロストワックス鋳型で鋳造し、鋳型を２００ｍｍ／ｈの凝固速度で引き下げて単結晶鋳造物を得た。次に、得られた単結晶鋳造物を真空中において１３００℃で1時間予熱した後、温度を上げ、１３３０℃で１０時間保持してから約３００℃/ｍｉｎで空冷する溶体化処理を行った。その後、真空中において１１００℃で４時間保持してから空冷する１次時効処理と、真空中において８７０℃で２０時間保持してから空冷する２次時効処理とを行った。実施例１〜７のＮｉ基単結晶超合金の溶体化処理の温度範囲は１３１０℃〜１３６０℃であり、１次時効処理の温度範囲は１０００℃〜１１５０℃である。参考例１として挙げた公知のＰＷＡ１４８０には、１２８８℃に４時間保持してから空冷し、次いで１０８０℃に４時間保持してから 空冷し、この後、８７１℃に３２時間保持して空冷する熱処理を施した。
【００３４】
【表１】
2014034720.tif 000003
【００３５】
熱処理後の単結晶合金鋳造物を平行部の直径が４ｍｍで、長さが２０ｍｍのクリープ試験片に加工し、９００℃で３９２ＭＰａおよび１１００℃で２４５ＭＰａの条件でクリープ試験を行った。また、ＴＭＦ試験は、平行部の直径５ｍｍで、長さが１５ｍｍの試験片に対して高周波により加熱して実施した。ＴＭＦ試験では、温度範囲を下限である４００℃から上限である９００℃まで変動させ、この温度の変動に連動させて±０．６４％のひずみを加えた。周波数は１サイクルで６６ｍｉｎ、波形は三角波とし、圧縮時に６０ｍｉｎの保持を行った。これらの試験条件は、ガスタービンの運用条件を模擬したものであり、タービン翼の表面温度が、定常時に９００℃、停止時に４００℃であると仮定した。また、昇降温速度は１６６．７℃/ｍｉｎとした。
【００３６】
表２に、クリープ寿命τ(h)の計算値と、９００℃で３９２ＭＰａおよび１１００℃で２４５ＭＰａの条件でのクリープ試験の実測値を示した。表２から明らかであるように、実施例１〜６のＮｉ基単結晶超合金はいずれも、参考例１であるＰＷＡ１４８０のクリープ特性よりも優れたクリープ特性を有していることが確認される。
【００３７】
【表２】
2014034720.tif 000004
【００３８】
また、実施例１〜７のＮｉ基単結晶超合金と参考例のＰＷＡ１４８０について、クリープ試験を条件を変えて行い、その結果を図１および図２に示した。図１の横軸に取ったＬＭＰは、ラーソン・ミラーパラメータ(Larson-Miller parameter)であり、異なる温度条件における破断時間を整理するためのパラメータとして知られているものである。図１において、ＬＭＰを定義付ける式中のＴは温度（Ｋ）を、ｔｒは破断時間（ｈ）を示している。また、図２において、ＬＭＰを定義付ける1% timeは、１％クリープひずみ到達時間（ｈ）を示している。ＬＭＰが大きいほど、より高温で、またはより長時間クリープに耐えられることを意味する。
【００３９】
実施例１〜７のＮｉ基単結晶超合金は、参考例１のＰＷＡ１４８０に比べ、クリープ特性に優れていることが、図１および図２からも確認される。
【００４０】
表３にＴＭＦ試験の結果を示した。ＰＷＡ１４８０（参考例１）は、特にＴＭＦ特性が優れているものとして知られているが、実施例１〜６のＮｉ基単結晶超合金は、ＴＭＦ回数が１３０〜２８８回であり、優れたＴＭＦ特性を有していることが確認される。
【００４１】
【表３】
2014034720.tif 000005
【００４２】
また、耐環境特性を調べるために繰り返し暴露の酸化試験を行った。酸化試験は、電気炉加熱と灯油炊きバーナーリグの２条件で実施した。電気炉加熱では、大気炉内で１１００℃に加熱し、この温度に１時間保持することを1サイクルとし、５０サイクル行い、試料の質量変化を測定した。バーナーリグでは、１１００℃に加熱し、この温度に１時間後の試料の質量変化を測定した。酸化試験の結果は表４に示したとおりである。
【００４３】
【表４】
2014034720.tif 000006
【００４４】
電気炉加熱による酸化試験では、実施例２のＮｉ基単結晶超合金にわずかな減量が確認されるが、他の実施例のＮｉ基単結晶超合金は、減量せず、耐酸化特性に優れていることが確認される。ＰＷＡ１４８０（参考例１）では、酸化被膜の剥離が見られた。灯油炊きバーナーリグによる酸化試験は、電気炉加熱による酸化試験の結果を踏まえ、実施例２および３のＮｉ基単結晶超合金ならびに参考例１のＰＷＡ１４８０に対して行った。灯油炊きバーナーリグによる酸化試験では、１サイクルで大きな差が見られた。実施例２および３のＮｉ基単結晶超合金では、金属光沢面がそのままの状態で維持されるのに対し、ＰＷＡ１４８０（参考例１）は、灰色を呈する酸化被膜で覆われていた。これらの結果から、実施例１〜７のＮｉ基単結晶超合金は、耐酸化特性に優れたものであると評価される。
【００４５】
単結晶の成長方向からの倒れ角が大きくなると、クリープ強度が低下することが知られている。そこで、実施例１のＮｉ基単結晶超合金についてクリープ特性の方位依存性を詳しく調べた。クリープ条件は、９００℃で３９２ＭＰａおよび１０００℃で２４５ＭＰａとした。単結晶の成長方向である＜００１＞結晶方位からの方位差が１．５°から最大１２．５°の範囲でのクリープ寿命は、９００℃で３９２ＭＰａのクリープ条件では２３０時間〜３３０時間であり、１０００℃で２４５ＭＰａのクリープ条件では８０時間〜１００時間であった。実施例１のＮｉ基単結晶超合金は、クリープ特性の方位依存性が小さいことが確認される。
【００４６】
また、実施例３のＮｉ基単結晶超合金について、溶体化処理後の空冷における冷却速度を２０℃/ｍｉｎ、１００℃/ｍｉｎ、２００℃/ｍｉｎ、３００℃/ｍｉｎに変え、冷却速度のクリープ特性に及ぼす影響を調べた。その結果を図３（ａ）（ｂ）に示した。なお、Ｎｉ基単結晶超合金の製造プロセスは、単結晶鋳造物に対して、１３２０℃に５時間保持する溶体化処理→１１００℃に４時間保持する１次時効処理→８７０℃に２０時間保持する２次時効処理という一連の熱処理を施すというものとした。
【００４７】
図３（ａ）（ｂ）から確認されるように、９００℃で３９２ＭＰａおよび１０００℃で２４５ＭＰａのいずれのクリープ条件の場合にも、冷却速度を３００℃/ｍｉｎとしたときに最も優れたクリープ特性が得られる。Ｎｉ基単結晶超合金は、組成にＲｅを含有しないため、冷却速度の影響を受けやすいことが確認される。なお、溶体化処理後の空冷時の冷却速度は２００℃/ｍｉｎであれば、要求されるクリープ特性は実現されると考えられる。
【００４８】
また、実施例３のＮｉ基単結晶超合金について、１次時効処理の温度を１１００℃、１１２５℃、１１５０℃、１１７５℃に変え、１次時効処理の温度のクリープ特性に及ぼす影響を調べた。その結果を図４（ａ）（ｂ）に示した。なお、Ｎｉ基単結晶超合金の製造プロセスは、単結晶鋳造物に対して、１３１０℃に５時間保持する溶体化処理→各温度に４時間保持する１次時効処理→８７０℃に２０時間保持する２次時効処理という一連の熱処理を施すというものとした。
【００４９】
また、溶体化処理を１３４０℃に変えた他は、上記と同様にしてＮｉ基単結晶超合金を製造し、１次時効処理の温度のクリープ特性に及ぼす影響を調べた。その結果を図５（ａ）（ｂ）に示した。
【００５０】
図４（ａ）（ｂ）および図５（ａ）（ｂ）から確認されるように、９００℃で３９２ＭＰａおよび１０００℃で２４５ＭＰａのいずれのクリープ条件の場合にも、１次時効処理の温度は低い方がクリープ特性に優れており、１１００℃のときが最も優れている。一方、１次時効処理の温度を１１７５℃としても、要求されるクリープ特性は実現されると考えられる。
【００５１】
なお、以上の実験結果からすると、溶体化処理の温度が、１３１０℃〜１３４０℃の温度範囲にあるとき、溶体化処理の温度がクリープ特性に及ぼす影響はほとんどないと考えられる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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