(57)【要約】【課題】金属間化合物相の析出が抑制され、高温強度特性に優れたＮｉ基耐熱合金およびタービン用部品を提供する。【解決手段】実施形態のＮｉ基耐熱合金は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１、Ｃｒ：１１〜１８、Ｃｏ：３〜１１、Ｍｏ：１〜４、Ａｌ：１〜４、Ｔｉ：１〜４、Ｗ：０．１〜３、Ｂ：０．００１〜０．０１を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１、Ｃｒ：１１〜１８、Ｃｏ：３〜１１、Ｍｏ：１〜４、Ａｌ：１〜４、Ｔｉ：１〜４、Ｗ：０．１〜３、Ｂ：０．００１〜０．０１を含有し、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基耐熱合金。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１、Ｃｒ：１１〜１８、Ｃｏ：３〜１１、Ｍｏ：１〜４、Ａｌ：１〜４、Ｔｉ：１〜４、Ｗ：０．１〜３、Ｂ：０．００１〜０．０１、Ｔａ：０．０１〜２、Ｎｂ：０．０１〜２を含有し、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基耐熱合金。
【請求項３】
Ｃｏを５〜１１質量％含有していることを特徴とする請求項１または２記載のＮｉ基耐熱合金。
【請求項４】
Ｍｏを２〜４質量％含有していることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項記載のＮｉ基耐熱合金。
【請求項５】
Ｃｒを１５〜１８質量％含有していることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項記載のＮｉ基耐熱合金。
【請求項６】
請求項１乃至５のいずれか１項記載のＮｉ基耐熱合金を用いて、少なくとも所定部位が作製されたことを特徴とするタービン用部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明の実施形態は、Ｎｉ基耐熱合金およびタービン用部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、大気中への二酸化炭素の排出量削減の観点から、火力発電プラントの高効率化が進められている。そのため、火力発電プラントに備えられる蒸気タービンやガスタービンの高効率化が要求されている。また、火力発電プラントに設置可能なＣＯ２タービンにおいても高効率化が要求されている。ここで、ＣＯ２タービンは、天然ガスと酸素との燃焼により生成されたＣＯ２を作動流体としてタービンを駆動するものである。ＣＯ２タービンにおいては、生成されたＣＯ２の大部分を燃焼器に循環させる方式が採用され、ＣＯ２の排出が削減されるため、地球環境保護の観点から注目されている。
【０００３】
上記した各タービンにおける効率を上げるためには、タービンに導入される作動流体の入口温度を高温化することが有効である。例えば、蒸気タービンにおいては、将来的には、作動流体である蒸気の温度が６５０℃以上、さらには７００℃以上での運用が期待されている。ガスタービンやＣＯ２タービンにおいても、導入される作動流体の入口温度は、上昇する傾向にある。
【０００４】
従来、タービンロータ、動翼およびケーシングなどの部品においては、主にフェライト系耐熱鋼が使用されている。しかしながら、例えば７００℃以上の温度におけるフェライト系耐熱鋼の使用は、焼戻しマルテンサイト組織の回復が著しく進行し、高温強度に乏しいことから、困難である。
【０００５】
そのため、各タービンの高温部を構成する部品は、発電用ガスタービンや航空機用エンジンの部品に使用され、７００℃以上の温度において実績のあるＮｉ基耐熱合金が使用されることが望ましい。Ｎｉ基耐熱合金においては、例えば、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｗなどの元素を添加することで固溶強化やγ’相による析出強化が図られている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平１０−３１７０７９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
Ｃｒなどの元素が多量に添加されたＮｉ基耐熱合金においては、高温で長時間の時効処理中に、種々の金属間化合物が析出する。特に、金属間化合物であるσ相（（Ｃｒ，Ｍｏ）ｘ（Ｎｉ，Ｃｏ）ｙ）は、Ｎｉ母材中に板状に析出し、材料の脆化をもたらし、高温強度を大きく低下させる。さらに、上記時効処理において、結晶粒界にＭ２３Ｃ６系炭化物が析出して粗大化し、周辺の固溶強化をもたらす元素を吸収し、高温強度を低下させる。
【０００８】
そのため、タービン用部品の長期使用および安全性の観点からは、σ相の析出や炭化物の粗大化を抑制することが不可欠である。
【０００９】
本発明が解決しようとする課題は、金属間化合物相の析出が抑制され、高温強度特性に優れたＮｉ基耐熱合金およびタービン用部品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】
【００１０】
実施形態のＮｉ基耐熱合金は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１、Ｃｒ：１１〜１８、Ｃｏ：３〜１１、Ｍｏ：１〜４、Ａｌ：１〜４、Ｔｉ：１〜４、Ｗ：０．１〜３、Ｂ：０．００１〜０．０１を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】７００℃におけるσ相の平衡状態図の一例を示す図である。
【図２】試料１における７００℃で１００００時間時効処理した試料の断面の組織写真である。
【図３】試料１６における７００℃で１００００時間時効処理した試料の断面の組織写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
【００１３】
実施の形態におけるＮｉ基耐熱合金は、以下に示す組成成分範囲で構成される。なお、以下の説明において組成成分を表す％は、特に明記しない限り質量％とする。
【００１４】
（Ｍ１）Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：１１〜１８％、Ｃｏ：３〜１１％、Ｍｏ：１〜４％、Ａｌ：１〜４％、Ｔｉ：１〜４％、Ｗ：０．１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．０１％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基耐熱合金金。
【００１５】
（Ｍ２）Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：１１〜１８％、Ｃｏ：３〜１１％、Ｍｏ：１〜４％、Ａｌ：１〜４％、Ｔｉ：１〜４％、Ｗ：０．１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｔａ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．０１〜２％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基耐熱合金。
【００１６】
また、上記した（Ｍ１）および（Ｍ２）のＮｉ基合金における不可避的不純物としては、例えば、Ｆｅ、ＳｉおよびＭｎなどが挙げられる。
【００１７】
上記した組成成分範囲のＮｉ基耐熱合金は、運転時の温度が、例えば６５０℃以上となるタービン用部品を構成する材料として好適である。さらに、上記したＮｉ基耐熱合金は、７００℃以上となる部品にも適用可能である。タービン用部品として、例えば、動翼、静翼、タービンケーシング、バルブケーシング、螺合部材などが挙げられる。ここで、螺合部材として、例えば、タービンケーシングやタービン内部の各種構成部品を固定するボルトやナットなどを例示することができる。
【００１８】
なお、上記したタービン用部品のすべての部位を、上記した実施形態のＮｉ基耐熱合金で構成してもよいし、また、タービン用部品のうちの特に高温となる一部の部位を上記した実施形態のＮｉ基耐熱合金で構成してもよい。ここで、タービン用部品が高温となる領域として、具体的には、例えば、高圧タービン部の全領域、または高圧タービン部から中圧タービン部の一部分までの領域などが挙げられる。
【００１９】
さらに、タービン用部品が高温となる領域として、例えば、蒸気、燃焼ガス、ＣＯ２ガスなどの高温高圧の作動流体を各種タービンに導く配管部が挙げられる。なお、タービン用部品が高温となる部分は、これらに限られるものではなく、例えば、温度が６５０℃以上となるとなる部分であればこれに含まれる。
【００２０】
実施形態のＮｉ基耐熱合金は、優れた高温強度特性を備えるため、実施形態のＮｉ基耐熱合金を用いて、例えば、動翼、静翼、タービンケーシング、バルブケーシング、螺合部材などのタービン用部品を構成することで、高温強度特性に優れた高い信頼性を有するタービン用部品を提供することができる。
【００２１】
次に、上記した本実施の形態のＮｉ基耐熱合金における各組成成分範囲の限定理由を説明する。
【００２２】
（１）Ｃ（炭素）
Ｃは、Ｎｉ母材に固溶し、材料の高温強度を高める。また、Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗと結合してＭ２３Ｃ６炭化物を形成し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａと結合してＭＣ炭化物を形成する。Ｍ２３Ｃ６炭化物およびＭＣ炭化物は、主に結晶粒界に析出し、結晶粒の粗大化を抑制する。Ｃの含有率が０．０１％未満の場合には、上記した効果が十分に得られない。一方、Ｃの含有率が０．１％を超えると、炭化物の粗大化を招くとともに、γ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相を構成するためのＴｉを奪う。そのため、Ｃの含有率を０．０１〜０．１％とした。また、より好ましいＣの含有率は、０．０４〜０．０６％である。
【００２３】
（２）Ｃｒ（クロム）
Ｃｒは、Ｎｉ母材に固溶し、結晶粒界に析出するＭ２３Ｃ６炭化物の構成元素であり、材料の高温強度を高め、耐酸化性を向上させる。Ｃｒの含有率が１１％未満の場合には、上記した効果が十分に得られない。一方、Ｃｒの含有率が１８％を超えると、脆化をもたらすσ相（金属間化合物）が析出しやすくなり、高温強度が低下する。そのため、Ｃｒの含有率を１１〜１８％とした。また、より好ましいＣｒの含有率は、１５〜１８％であり、さらに好ましいＣｒの含有率は、１６〜１８％である。
【００２４】
（３）Ｃｏ（コバルト）
Ｃｏは、Ｎｉ母材に固溶し、結晶粒内に析出するγ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相を安定化させる。そのため、材料の高温強度を高め、耐酸化性を向上させる。Ｃｏの含有率が３％未満の場合には、上記した効果が十分に得られない。一方、Ｃｏの含有率が１１％を超えると、脆化をもたらすσ相（金属間化合物）が析出しやすくなり、高温強度が低下するとともに、製造コストが増加する。そのため、Ｃｏの含有率を３〜１１％とした。また、より好ましいＣｏの含有率は、５〜１１％であり、さらに好ましいＣｏの含有率は、７〜９％である。
【００２５】
（４）Ｍｏ（モリブデン）
Ｍｏは、Ｎｉ母材に固溶し、Ｍ２３Ｃ６炭化物に置換して炭化物を安定化し、材料の強度を高める。また、Ｍｏは、材料の熱膨張係数を低下させるため、高温部品への添加に適している。Ｍｏの含有率が１％未満の場合には、上記した効果が十分に得られない。一方、Ｍｏの含有率が４％を超えると、脆化をもたらすσ相（金属間化合物）が析出しやすくなり、高温強度が低下するとともに、加工性や耐酸化特性が低下する。そのため、Ｍｏの含有率を１〜４％とした。また、より好ましいＭｏの含有率は、２〜４％である。
【００２６】
（５）Ａｌ（アルミニウム）
Ａｌは、Ｎｉと結合してγ’（Ｎｉ３Ａｌ）相を生成し、クリープ強度を向上させる。また、Ａｌは、材料の表面に酸化Ａｌ膜を形成し、耐酸化特性を向上させる。Ａｌの含有率が１％未満の場合には、上記した効果が十分に得られない。一方、Ａｌの含有率が４％を超えると、加工性が低下する。そのため、Ａｌの含有率を１〜４％とした。また、より好ましいＡｌの含有率は、１．５〜２．５％である。
【００２７】
（６）Ｔｉ（チタン）
Ｔｉは、Ｎｉと結合してγ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相を生成し、クリープ強度を向上させる。Ｔｉの含有率が１％未満の場合には、上記した効果が十分に得られない。一方、Ｔｉの含有率が４％を超えると、金属間化合物相であるη（Ｎｉ３Ｔｉ）相が析出し、高温強度が低下する。そのため、Ｔｉの含有率を１〜４％とした。また、より好ましいＴｉの含有率は、２．５〜３．５％である。
【００２８】
（７）Ｗ（タングステン）
Ｗは、Ｎｉ母材に固溶し、材料の高温強度を高め、耐酸化性を向上させる。Ｗの含有率が０．１％未満の場合には、上記した効果が十分に得られない。一方、Ｗの含有率が３％を超えると、α-Ｗ相（Ｗが主体で他の元素がほとんど固溶していない相）が析出しやすくなり、脆性破壊を招く。そのため、Ｗの含有率を０．１〜３％とした。また、より好ましいＷの含有率は、０．５〜１．５％である。
【００２９】
（８）Ｂ（ホウ素）
Ｂは、Ｎｉ母材に固溶して特に粒界偏析するため、結晶粒界の強化をもたらす。また、Ｔｉを多く含む場合において、Ｂは、金属間化合物相であるη（Ｎｉ３Ｔｉ）相の析出を抑制する。Ｂの含有率が０．００１％未満の場合には、上記した効果が十分に得られない。一方、Ｂの含有率が０．０１％を超えると、母材の融点を低下させ、熱間加工性を悪化させる。そのため、Ｂの含有率を０．００１〜０．０１％とした。また、より好ましいＢの含有率は、０．００４〜０．００６％である。
【００３０】
（９）Ｔａ（タンタル）
Ｔａは、Ｎｉ母材に固溶し、γ’（Ｎｉ３Ａｌ）相の形成を促し、γ’（Ｎｉ３Ａｌ）相を安定化させ、材料の高温強度を高める。Ｔａの含有率が０．０１％未満の場合には、上記し上記した効果が十分に得られない。一方、Ｔａの含有率が２％を超えると、金属間化合物であるδ（Ｎｉ３（Ｎｂ，Ｔａ））相が析出しやすくなり、高温強度が低下する。そのため、Ｔａの含有率を０．０１〜２％とした。また、より好ましいＴａの含有率は、０．０５〜０．２％である。
【００３１】
（１０）Ｎｂ（ニオブ）
Ｎｂは、Ｔａと同様にＮｉ母材に固溶し、γ’（Ｎｉ３Ａｌ）相の形成を促し、γ’（Ｎｉ３Ａｌ）相を安定化させ、材料の高温強度を高める。Ｎｂの含有率が０．０１％未満の場合には、上記し上記した効果が十分に得られない。一方、Ｎｂの含有率が２％を超えると、金属間化合物であるδ（Ｎｉ３（Ｎｂ，Ｔａ））相が析出しやすくなり、高温強度が低下する。そのため、Ｎｂの含有率を０．０１〜２％とした。また、より好ましいＮｂの含有率は、０．１〜０．５％である。
【００３２】
（１１）Ｆｅ（鉄）、Ｓｉ（ケイ素）およびＭｎ（マンガン）
Ｆｅ、ＳｉおよびＭｎは、本実施の形態のＮｉ基耐熱合金においては、不可避的不純物に分類されるものである。ここで、Ｆｅは、Ｎｉを置換するため、製造コストを削減することが可能であるが、クリープ強度を低下させ、熱膨張係数を増加させる。ＳｉおよびＭｎは、合金溶解時の脱酸材として機能し、特にＳｉは、耐食性を向上させる効果があるが、熱間加工性および靭性を低下させる。
【００３３】
これらの不可避的不純物は、可能な限りその残存含有率を０％に近づけることが望ましい。
【００３４】
ここで、本実施の形態のＮｉ基耐熱合金、およびこのＮｉ基耐熱合金を用いて製造されるタービン用部品（動翼、静翼、タービンケーシング、バルブケーシング、螺合部材）の製造方法について説明する。
【００３５】
本実施の形態のＮｉ基耐熱合金は、例えば、次のように製造される。まず、本実施の形態のＮｉ基耐熱合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、その溶湯を所定の型枠に注入して鋳塊を形成する。そして、その鋳塊を溶体化処理および時効処理することで、Ｎｉ基耐熱合金が作製される。
【００３６】
また、本実施の形態のタービン用部品である、タービンケーシング、バルブケーシングは、例えば、次のように製造される。まず、本実施の形態のＮｉ基耐熱合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、その溶湯をタービンケーシングまたはバルブケーシングの形状に形成するための型枠に注入して大気鋳造する。そして、鋳造物を溶体化処理および時効処理することで、タービンケーシング、バルブケーシングが作製される。
【００３７】
他の方法として、まず、本実施の形態のＮｉ基耐熱合金を構成する組成成分を電気炉溶解（ＥＦ）し、アルゴン−酸素脱炭（ＡＯＤ）を行い、その溶湯をタービンケーシングまたはバルブケーシングの形状に形成するための型枠に注入して大気鋳造する。そして、鋳造物を溶体化処理および時効処理することで、タービンケーシング、バルブケーシングが作製される。
【００３８】
また、本実施の形態のタービン用部品である、動翼、静翼、螺合部材は、例えば次のように作製される。
【００３９】
まず、実施形態のＮｉ基耐熱合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）し、減圧雰囲気で所定の型に流し込み鋳塊を作製する。そして、この鋳塊を上記タービン用部品の形状に対応する型に配置して圧延などの鍛造処理を施す。続いて、溶体化処理、時効処理などを施すことで、動翼、静翼、螺合部材が作製される。
【００４０】
また、他の製造方法として、例えば、実施形態のＮｉ基耐熱合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）し、減圧雰囲気で所定の型に流し込み鋳塊を作製し、鍛造処理を施して上記タービン用部品の形状とする。続いて、溶体化処理、時効処理などを施して、動翼、静翼、螺合部材を作製してもよい。
【００４１】
さらに、他の製造方法として、例えば、実施形態のＮｉ基耐熱合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）し、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）し、減圧雰囲気で所定の型に流し込み鋳塊を作製し、鍛造処理を施して上記タービン用部品の形状とする。続いて、溶体化処理、時効処理などを施して、動翼、静翼、螺合部材を作製してもよい。
【００４２】
なお、上記した本実施の形態の、Ｎｉ基耐熱合金やタービン用部品を作製する方法は、上記した方法に限定されるものではない。また、上記した、Ｎｉ基耐熱合金やタービン用部品は、例えば、蒸気タービン、ガスタービン、ＣＯ２タービンなどの発電用タービンに適用することができる。
【００４３】
ここで、上記した溶体化処理（固溶化熱処理）においては、タービン用部品に応じて、１０５０〜１２００℃の温度範囲で熱処理を行うことが好ましい。ここで、溶体化処理は、γ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相やＭＣ炭化物を消失させγ単相とし、結晶の粒径を制御するために実施される。１０５０℃を下回る溶体化処理温度では、γ単相が得られず、１２００℃を上回る溶体化処理温度では、結晶粒の粗大化により高温強度が低下する。なお、溶体化処理の時間は、タービン用部品に応じて適宜設定される。
【００４４】
また、時効処理においては、タービン用部品に応じて、例えば、７００〜９００℃の温度範囲で、１段または２段の熱処理を行うことが好ましい。なお、２段の熱処理では、まず、第１の温度で第１の時効処理を行い、続いて、第１の温度よりも低い第２の温度で第２の時効処理を行う。
【００４５】
ここで、時効処理は、結晶粒界にＭ２３Ｃ６炭化物およびＭＣ炭化物を析出させ、結晶粒内にγ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相を析出させて、高温強度特性を向上させるために実施される。７００℃を下回る時効処理温度では、γ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相がほとんど析出せず、９００℃を上回る時効処理温度では、γ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相が早期に粗大化して析出密度が小さくなる。
【００４６】
上記した実施の形態のＮｉ基耐熱合金によれば、金属間化合物相、特に、脆化をもたらすσ相の析出を抑制することができるとともに、優れた高温強度特性を得ることができる。
【００４７】
（高温強度特性の評価）
ここでは、本実施の形態のＮｉ基耐熱合金が、金属間化合物相の析出が抑制され、高温強度特性に優れていることを説明する。表１は、高温強度特性の評価に用いられた試料１〜試料１６の化学組成を示す。
【００４８】
なお、試料１〜試料９は、本実施の形態の化学組成範囲にあるＮｉ基耐熱合金であり、試料１０〜試料１６は、その組成が本実施の形態の化学組成範囲にないＮｉ基耐熱合金であり、比較例である。
【００４９】
【表１】
2014005528.tif 000002
【００５０】
ここでは、試料１〜試料１６のＮｉ基耐熱合金について、σ相の析出の有無の評価、および高温強度特性の評価としてクリープ破断強度試験を行った。
【００５１】
表１に示す化学組成を有する試料１〜試料１６のＮｉ基耐熱合金２０ｋｇをそれぞれ真空誘導溶解炉にて溶解し、鋳塊を作製した。続いて、この鋳塊に対して、１１１０℃の温度で４時間溶体化処理を施した。続いて、８５０℃の温度で２４時間、第１段の時効処理を施し、その後、７６０℃の温度で１６時間、第２段の時効処理を施して、Ｎｉ基耐熱合金とした。
【００５２】
ここで、溶体化処理後、鋳塊を室温まで冷却して、第１段の時効処理を施している。また、第１段の時効処理後、鋳塊を室温まで冷却して、第２段の時効処理を施している。そして、このＮｉ基耐熱合金から所定のサイズの試験片を作製した。
【００５３】
σ相の析出の有無は、熱力学平衡計算ソフト（Thermocalc）を用いて得られた７００℃における平衡計算の結果に基づいて評価された。また、σ相の析出の有無は、７００℃で１００００時間時効処理した試料の断面の組織観察の結果に基づいても評価された。なお、組織観察は、走査型電子顕微鏡を用いて行った。
【００５４】
クリープ破断試験では、各試料による試験片に対して、温度が７００℃、１０万時間におけるクリープ破断強度をＪＩＳ Ｚ ２２７１に準拠して測定した。
【００５５】
上記したσ相の析出の有無およびクリープ破断試験の結果を表２に示す。表２において、σ相が析出したものは「有」と示し、σ相が析出しなかったものは「無」と示している。
【００５６】
【表２】
2014005528.tif 000003
【００５７】
図１は、７００℃におけるσ相の平衡状態図の一例を示す図である。図１には、質量％で、Ｃを０．０５、Ｍｏを４、Ａｌを２．１、Ｔｉを３．３、Ｗを１、Ｂを０．００５、Ｃｒ、Ｃｏを含有し、残部がＮｉからなるＮｉ基耐熱合金について、熱力学平衡計算ソフトを用いて得られた平衡計算の結果が示されている。図１に示された平衡計算においては、ＣｒおよびＣｏについては、含有率を変化させて平衡計算を行った。
【００５８】
また、図１には、Ｗを１質量％、Ｍｏを４質量％含有する、試料１、試料３、試料６、試料１０〜試料１２、試料１５および試料１６についての平衡計算の結果も示されている。なお、これらの試料の平衡計算の結果は、図１において各試料番号で表示されている。図１において、σ相析出ラインよりも高Ｃｒ側かつ高Ｃｏ側がσ相が析出する領域であり、σ相析出ラインよりも低Ｃｒ側かつ低Ｃｏ側がσ相が析出しない領域である。
【００５９】
図２は、試料１における７００℃で１００００時間時効処理した試料の断面の組織写真である。図３は、試料１６における７００℃で１００００時間時効処理した試料の断面の組織写真である。
【００６０】
表２に示すように、試料１〜試料９、試料１０〜試料１３については、平衡計算の結果および断面の組織観察の結果の双方において、σ相が析出していないことが確認された。例えば、試料１においては、図２に示すように、σ相が析出していないことが確認された。さらに、図２に示すように、結晶粒界の炭化物（Ｍ２３Ｃ６炭化物）は、比較的初期のサイズを保っていることが確認された。試料２〜試料９の断面は、図示しないが、試料１の断面とほぼ同様の構成であった。
【００６１】
試料１４〜試料１６については、平衡計算の結果および断面の組織観察の結果の双方において、σ相が析出していることが確認された。例えば、試料１６においては、図３に示すように、板状のσ相が、結晶粒界および結晶粒内の全面に析出していることが確認された。さらに、図３に示すように、結晶粒界の炭化物（Ｍ２３Ｃ６炭化物）は肥大化していることが確認された。試料１４および試料１５の断面は、図示しないが、試料１６の断面とほぼ同様の構成であった。
【００６２】
また、表２におけるσ相の析出の有無の結果から、平衡計算の結果と断面の組織観察の結果とが一致することも確認された。
【００６３】
図１に示すように、試料１、試料３、試料６および試料１０〜試料１２は、σ相析出ラインよりも低Ｃｒ側かつ低Ｃｏ側（図１においてσ相析出ラインよりも左側）のσ相が析出しない領域に存在し、試料１５および試料１６は、σ相析出ラインよりも高Ｃｒ側かつ高Ｃｏ側（図１においてσ相析出ラインよりも右側）のσ相が析出する領域に存在している。ここで、図１に示されたＮｉ基耐熱合金と、試料１、試料３、試料６、試料１０〜試料１２、試料１５および試料１６とでは、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ以外の組成成分の含有率が異なるが、σ相の析出に関して、図１に示された平衡計算の結果と、試料１、試料３、試料６、試料１０〜試料１２、試料１５および試料１６における断面観察における結果との間に矛盾が生じていないことも明らかとなった。
【００６４】
クリープ破断試験における１０万時間のクリープ破断強度は、各試料の８００〜９００℃の温度における温度加速試験により得られた結果を、Larson-Miller-Parameterによって整理して外挿したものである。試料１〜試料９におけるクリープ破断強度は、試料１０〜試料１３におけるクリープ破断強度に比べて高くなることがわかった。
【００６５】
以上の結果から、試料１〜試料９においては、σ相が析出せず、かつ高いクリープ破断強度が得られることが明らかとなった。すなわち、試料１〜試料９においては、σ相の析出の抑制および優れた高温特性の双方の効果が得られることが明らかとなった。
【００６６】
一方、試料１０〜試料１６においては、σ相の析出の抑制および優れた高温特性のいずれかの効果を得ることはできるが、これらの双方の効果を同時に得ることはできないことが明らかとなった。
【００６７】
以上説明した実施形態によれば、金属間化合物相の析出が抑制され、優れた高温強度特性を得ることが可能となる。
【００６８】
本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれるとともに、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。
【図１】
2014005528.tif 000004
【図２】
2014005528.tif 000005
【図３】
2014005528.tif 000006