(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量で、Cr:3.0〜7.0％、 Co:9.5〜15.0％、 W:4.5〜8.0％、 Re:3.3〜6.0％、 Ta:4.0〜8.0％、Ti:0.8〜2.0％、 Al:4.5〜6.5％、Hf:0.01〜0.2％、 Mo:0.20％以下、C:0.01％以下、 B:0.005％以下、 Zr:0.01％以下、 O:0.005％以下、 N:0.005％以下及び残部がNiと不可避的不純物からなることを特徴とする強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金。
【請求項２】
質量で、Cr:3.5〜7.0％、 Co:10.1〜13.5％、 W:4.5〜8.0％、 Re:3.3〜5.5％、 Ta:6.1〜8.0％、Ti:1.0〜2.0％、 Al:4.5〜6.5％、 Hf:0.03〜0.15％、 Mo: 0.20％以下、C:0.01％以下、 B:0.005％以下、 Zr:0.01％以下、 O:0.005％以下、 N:0.005％以下及び残部がNiと不可避的不純物からなることを特徴とする強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金。
【請求項３】
質量で、Cr3.8〜6.8％、 Co:10.1〜12.5％、 W:4.8〜7.0％、 Re:3.3〜4.9％、 Ta:6.1〜8.0％、Ti:1.2〜1.8％、 Al:4.5〜6.5％、 Hf:0.03〜0.15％、 Mo:0.20％以下、C:0.01％以下、 B:0.005％以下、 Zr:0.01％以下、 O:0.005％以下、 N:0.005％以下及び残部がNiと不可避的不純物からなることを特徴とする強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金。
【請求項４】
質量で、Cr3.8〜6.8％、 Co:10.1〜12.5％、 W:4.8〜7.0％、 Re:3.3〜4.9％、 Ta:6.1〜8.0％、Ti:1.2〜1.8％、 Al:4.5〜6.5％、 Hf:0.03〜0.15％、 Mo:0.1％未満、C:0.01％以下、 B:0.005％以下、 Zr:0.01％以下、 O:0.005％以下、 N:0.005％以下及び残部がNiと不可避的不純物からなることを特徴とする強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかにおいて、各元素について原子分率によって求められるMdt値が0.975〜0.995及びBo値が0.650〜0.675であることを特徴とする強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金。
Mdt=1.142×(Cr)＋0.777×(Co) ＋1.655×(W) ＋1.550×(Mo) ＋1.267×(Re) ＋2.224×(Ta)＋2.271×(Ti) ＋1.900×(Al) ＋0.717×(Ni)
Bo=1.278×(Cr) ＋0.697×(Co) ＋1.730×(W) ＋1.611×(Mo) ＋1.692×(Re) ＋1.670×(Ta)＋1.098×(Ti) ＋0.533×(Al) ＋0.514×(Ni)
【請求項６】
質量で、Cr:3.0〜7.0％、 Co:9.5〜15.0％、 W:4.5〜8.0％、 Re:3.3〜6.0％、 Ta:4.0〜8.0％、Ti:0.8〜2.0％、 Al:4.5〜6.5％、Hf:0.01〜0.2％、 Mo:0.20％以下、C:0.01％以下、 B:0.005％以下、 Zr:0.01％以下、O:0.005％以下、N:0.005％以下、希土類元素１〜500ppm及び残部がNiと不可避的不純物からなることを特徴とする強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金。
【請求項７】
請求項６において、前記希土類元素が10〜50ppmであることを特徴とする強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金。
【請求項８】
請求項６において、前記希土類元素が、Y又はCeであることを特徴とする強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金。
【請求項９】
質量で、Cr:3.0〜7.0％、 Co:9.5〜15.0％、 W:4.5〜8.0％、 Re:3.3〜6.0％、 Ta:4.0〜8.0％、Ti:0.8〜2.0％、 Al:4.5〜6.5％、Hf:0.01〜0.2％、 Mo:0.20％以下、C:0.01％以下、 B:0.005％以下、Zr:0.01％以下、 O:0.005％以下、 N:0.005％以下、希土類元素１〜500ppm及び残部がNiと不可避的不純物からなり、母相はγの実質的な単結晶組織であり、該単結晶母相中にγ’相が析出した組織を有することを特徴とする強度、耐食性及び耐酸化特性に優れたＮｉ基超合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、新規な高温における強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】
【特許文献１】
特開平7-138683号公報
近年、ジェットエンジンやガスタービンなどの動力機関においては、その高性能化及び高効率化などのために、タービン入口温度の高温化が必要不可欠となっており、このような高温化に耐え得るタービンブレード材料の開発が重要課題とされている。
このタービンブレード材料に要求される主な特性は、高温での遠心力に耐え得る優れたクリープ破断強度、靭性及び高温燃焼ガス雰囲気に対する優れた耐酸化性及び耐食性である。そして、この要求特性を満たすために、現在ではNi基超合金の単結晶材が有望視され、実用化の段階に入っている。
Ni基超合金の単結晶材は、従来の普通鋳造合金（等軸晶）や一方向凝固柱状晶合金と異なり、粒界がないために融点直下で溶体化処理することが可能であり、凝固偏析を完全に除去した均質組織を得ることができる。このため、従来の合金に比べてクリープ破断強度と靭性が著しく高いという特徴を有している。また、この高温での溶体化処理によって、固溶強化元素も従来合金に比べて多く添加することが可能であり、固溶強化度の高いＷやTaを多量に添加して、クリープ破断強度を高めることができるという特徴を有している。
従来の単結晶Ni基超合金として、特許文献１には、Cr:1.8〜4.0％、Co:1.5〜9.0％、W:3.5〜7.5％、Re:5.0〜7.0％、Ta:7.0〜10.0％、Ti:0.1〜1.2％、Al:5.0〜7.0％、Mo:0.25〜2.0％、Nb:0〜0.5％、Hf:0〜0.15％を有する合金が示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
近年、前述の特許文献１のように単結晶合金の開発が盛んに進められており、多くの合金が発明されている。しかしながら、これらの合金はいずれも高温でのクリープ破断強度の改善を主目的として開発されており、そのほかの要求特性である高温における耐食性及び耐酸化性についてはあまり検討されていないのが実情である。
【０００４】
一方、耐食性を向上させるためには、Cr又はRe含有量を多くすることが最も効果的である。しかし、Cr含有量を多くするとWやTaのような固溶強化度の高い元素の固溶限が低下し、クリ−プ破断強度を高めることが不可能になる。一方Reを多く含有すると高温強度及び耐食性は向上するが、高温での耐酸化特性が著しく低下し、高温での強度、耐食性、耐酸化特性のいずれも満足する合金が得られないのが実情である。
【０００５】
本発明の目的は、高温でのクリ−プ破断強度が高く、更に高温における耐食性及び耐酸化性に優れた単結晶Ni基超合金を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金は、質量で、Cr:3.0〜7.0％、 Co:9.5〜15.0％、 W:4.5〜8.0％、 Re:3.3〜6.0％、 Ta:4.0〜8.0％、 Ti:0.8〜2.0％、 Al:4.5〜6.5％、Hf:0.01〜0.2％、 Mo: 0.20％以下、C:0.01％以下、 B:0.005％以下、 Zr:0.01％以下、 O:0.005％以下、 N:0.005％以下及び残部がNiと不可避的不純物からなることを特徴とする。
【０００７】
又、本発明に係る強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金は、質量で、Cr:3.5〜7.0％、 Co:10.1〜13.5％、 W:4.5〜8.0％、 Re:3.3〜5.5％、 Ta:6.1〜8.0％、 Ti:1.0〜2.0％、Al:4.5〜6.5％、 Hf:0.03〜0.15％、 Mo: 0.20％以下、C:0.01％以下、 B:0.005％以下、 Zr:0.01％以下、 O:0.005％以下、 N:0.005％以下及び残部がNiと不可避的不純物からなることを特徴とする。
【０００８】
又、本発明に係る強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金は、質量で、Cr3.8〜6.8％、 Co:10.1〜12.5％、 W:4.8〜7.0％、 Re:3.3〜4.9％、 Ta:6.1〜8.0％、 Ti:1.2〜1.8％、Al:4.5〜6.5％、 Hf:0.03〜0.15％、 Mo:0.20％以下、C:0.01％以下、 B:0.005％以下、 Zr:0.01％以下、 O:0.005％以下、 N:0.005％以下及び残部がNiと不可避的不純物からなることを特徴とする。
【０００９】
更に、本発明に係る強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金は、質量で、Cr3.8〜6.8％、 Co:10.1〜12.5％、 W:4.8〜7.0％、 Re:3.3〜4.9％、 Ta:6.1〜8.0％、 Ti:1.2〜1.8％、Al:4.5〜6.5％、 Hf:0.03〜0.15％、 Mo:0.1％未満、C:0.01％以下、 B:0.005％以下、 Zr:0.01％以下、 O:0.005％以下、 N:0.005％以下及び残部がNiと不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１０】
前述の本発明に係る強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金は、次式の各元素について原子分率によって求められるMdt値を0.975〜0.995及びBo値を0.650〜0.675とすることを特徴とする。
Mdt=1.142×(Cr)＋0.777×(Co) ＋1.655×(W) ＋1.550×(Mo) ＋1.267×(Re) ＋2.224×(Ta) ＋2.271×(Ti) ＋1.900×(Al) ＋0.717×(Ni)
Bo=1.278×(Cr) ＋0.697×(Co) ＋1.730×(W) ＋1.611×(Mo) ＋1.692×(Re) ＋1.670×(Ta) ＋1.098×(Ti) ＋0.533×(Al) ＋0.514×(Ni)
又、本発明に係る強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金は、前述の組成に、希土類元素を１〜500ppm、好ましくは10〜50ppm含むことを特徴とし、更に希土類元素がＹ又はCeよりなるものが好ましい。
【００１１】
次に、本発明に係る強度、耐食性及び耐酸化特性に優れた単結晶Ni基超合金における成分の限定理由及び成分の好ましい範囲について説明する。
Cr:3.0〜7.0質量％
Crは、合金の高温における耐食性を改善するのに有効な元素であり、その効果がより顕著に現れるのは3.0質量％を超過する添加からである。そして、Cr含有量の増加に伴ってその効果は大きくなるが、多くなると固溶強化元素の固溶限度を下げるとともに、脆化相であるTCP相が析出して高温強度や高温耐食性を害するため、その上限を7.0質量％とする必要がある。この組成範囲に於いて、強度と耐食性のバランスを考慮した場合、3.5〜7.0質量％の範囲とし、好ましくは:3.8〜6.8質量％の範囲である。
【００１２】
Co:9.5〜15.0質量％
Coは、γ'相（NiとAlの金属間化合物Ni3Al）の固溶温度を低下させて溶体化処理を容易にするほか、γ相を固溶強化しクリープ強度を高めると共に高温耐食性を向上させる効果を有する。そのような効果が現れるのは、Coの含有量が9.5質量％以上である。一方、Coの含有量が15.0％を越えると、析出強化相であるγ'相の析出を抑制し、高温強度を低下させてしまうため、15.0質量％以下にする必要がある。この組成範囲に於いて、溶体化熱処理の容易性と強度とのバランスを考慮した場合、好ましくは10.1〜13.5質量％の範囲、より好ましくは10.1〜12.5質量％の範囲である。
【００１３】
W:4.5〜8.0質量％
Wは、マトリックスであるγ相と析出相であるγ'相に固溶し、固溶強化によりクリープ強度を高めるのに有効な元素である。そして、このような効果を十分に得るためには4.5質量％以上の含有量が必要である。しかし、Wは比重が大きく、合金の重量を増大するばかりでなく、合金の高温における耐食性を低下させる。また、8.0質量％を越えると針状のα−Wが析出し、クリープ強度、高温耐食性及び靭性を低下させるため、その上限を8.0質量％とする必要がある。この組成範囲に於いて、高温における強度、耐食性及び高温での組織安定性のバランスを考慮した場合、好ましくは4.8〜7.0質量％の範囲である。
【００１４】
Re:3.3〜6.0質量％
Reは、マトリックスであるγ相にほとんど固溶し、固溶強化によってクリープ強度を高めるとともに、合金の耐食性を改善するのに有効な元素である。このような効果を十分に得るためには3.3質量％以上の含有量が必要である。しかし、Reは高価であり、比重が大きく、合金の重量を増大する。また、6.0質量％を越えると針状のα−W又はα−Re（Mo）が析出し、クリープ強度及び靭性を低下させるため、その上限を6.0質量％とする必要がある。この組成範囲に於いて、高温における強度、耐食性及び高温での組織安定性のバランスを考慮した場合、好ましくは3.3〜5.5質量％の範囲、より好ましくは3.3〜4.9質量％の範囲である。
【００１５】
Ta:4.0〜8.0質量％
Taは、γ'相に[Ni3（Al、Ta）]の形で固溶し、固溶強化する。これによりクリープ強度が向上する。この効果を十分に得るためには、4.0質量％以上の含有量が必要であり、8.0質量％を超えると過飽和になって針状のδ相[Ni、Ta]が析出し、クリープ強度を低下させる。したがって、その上限を8.0質量％とする必要がある。この組成範囲に於いて、高温における強度と組織安定性のバランスを考慮した場合、好ましくは6.1〜8.0質量％の範囲である。
【００１６】
Ti:0.8〜2.0質量％
Tiは、Taと同様にγ'相に[Ni3（Al、Ta、Ti）]の形で固相し、固溶強化するが、Taよりその効果は小さい。むしろ、Tiは合金の高温における耐食性を改善する効果があるので、0.8質量％以上の含有量とする。しかし、2.0質量％を越えて添加すると、耐酸化特性が劣化するため、その上限を2.0質量％とする必要がある。この組成範囲に於いて、高温における強度と耐食性、耐酸化特性のバランスを考慮した場合、好ましくは1.0〜2.0質量％の範囲、より好ましくは1.2〜1.8質量％の範囲である。
【００１７】
Al:4.5〜6.5質量％
Alは、析出強化相であるγ'相[Ni3Al]の構成元素であり、これによりクリープ強度が向上する。また、耐酸化特性の向上にも大きく寄与する。それらの効果が十分発揮されるためには、4.5質量％以上の含有量が必要であるが、6.5質量％を超えると、γ'相[Ni3Al]が過大に析出し、かえって強度を低下させることから、4.5〜6.5質量％の範囲とすることが必要である。
【００１８】
Hf:0.01〜0.2質量％
Hfは、高温での耐食、耐酸化性を向上させるために、合金表面に形成される保護皮膜（例えば、Cr2O3、Al２O3）の密着性を向上させることが可能であり、0.01％以上とする。Hfの添加量が多くなると保護皮膜の密着性は著しく向上するが、0.2％を越えるとNi基耐熱超合金の融点を著しく下げてしまい、溶体化処理温度を狭くするため、0.2％以下にすることが必要である。この組成範囲に於いて、耐食性、耐酸化特性と合金の熱処理温度範囲のバランスを考慮した場合、好ましくは0.03〜0.15質量％の範囲である。
【００１９】
Mo:0.20質量％以下
Moは、Wと同様の効果を有するため、必要に応じてWの一部と代替することが可能である。また、γ'相の固溶温度を上げるため、少量の添加はクリープ強度を向上させる効果がある。MoはWに比べて比重が小さいため合金の軽量化が図れる。しかし、0.20質量％を超えると合金のクリープ強度、耐酸化特性及び耐食性を低下させるため、添加するとしてもその上限を0.20質量％以下とする必要があるが、高温における強度、耐食性及び耐酸化特性を考慮すると、好ましいのは0.1質量％未満であり、更により好ましくは実質的に含有しないことである。
【００２０】
希土類元素：1〜500ppm
希土類元素は、高温での耐食、耐酸化性を向上させるために、合金表面に形成される保護皮膜（例えば、Cr2O3、Al２O3）の密着性を向上させることが可能である。保護皮膜の密着性を向上させるためには１ppm以上の添加が必要であるが、500ppmを越えるとNi基耐熱超合金の融点を著しく下げてしまい、溶体化処理温度を狭くするため、500ppm以下にすることが必要である。この組成範囲に於いて、耐食性、耐酸化特性、合金鋳型との反応性、及び合金の熱処理温度範囲のバランスを考慮した場合、好ましくは10〜50ppmの範囲である。尚、希土類元素はどの元素でも保護皮膜の密着性向上に効果があるが、特にCe、Yの効果が著しい。またCe、Yは他の希土類元素よりも安価であることから実用的な合金の添加剤としても適している。
【００２１】
C：0.01質量％以下、B：0.005質量％以下及びZr：0.01質量％以下
これらの元素は従来の普通鋳造合金及び一方向凝固柱状晶合金において粒界強化元素として用いられた元素である。しかし、単結晶合金では、これらの粒界強化元素は必要なく、むしろその製造の際には有害元素となるが、その後の表面への被覆処理には有効である。そして、これらの元素の含有を避けられないこともあり、極めて僅か含有される。
【００２２】
Cは、炭化物（TiC、TaC等）を形成し、塊状に析出する。この炭化物は、合金の融点に比べ溶融温度が低く、合金の融点直下で行う溶体化処理では局部溶融を起こすため、溶体化処理温度を上げることができず、単結晶の溶体化温度範囲を狭くする。さらに固溶強化元素であるTaと炭化物を形成することにより、固溶強化のためのTaのみかけの含有量が少なくなり、高温でのクリープ強度を低下させる。そこで、Ｃの上限を0.01質量％とした。特に、0.0005〜0.005％が好ましい。
【００２３】
Bは、ホウ化物[（Cr、Ni、Ti、Mo）3B2]を形成し、合金の粒界に析出する。このホウ化物も炭化物と同様に合金の融点に比べ低融点であり、単結晶の溶体化処理温度を低下させ、溶体化処理温度範囲を狭くする。そこで、Bの上限を0.005質量％とした。特に、0.0005〜0.001％が好ましい。
【００２４】
Zrは、Niと金属間化合物を形成する。この化合物は合金の融点を低下し、単結晶の溶体化処理温度を低下させ、溶体化処理温度範囲を狭くする。そこで、Zrの上限を0.01質量％とした。特に、0.0005〜0.005％が好ましい。
【００２５】
Si:0.005％質量以下、Mn:0.005％質量以下
これらの元素は、いずれも合金原料から持ち込まれることが多く、いずれも化合物を形成し、合金の融点に比べ低融点であり、単結晶の溶体化処理温度を低下させ、溶体化処理温度範囲を狭くする。そこで、Si及びMnの上限をいずれも0.005質量％とすることが好ましく、特に、0.0005〜0.00３％が好ましい。
【００２６】
酸素（O）：0.005質量％以下及び窒素（N）：0.005質量％以下
これらの元素は、いずれも合金原料から持ち込まれることが多く、Oはるつぼからも入り、合金中には酸化物（Al2O3）や窒化物（TiNあるいはAlN）として塊状に存在する。単結晶合金中にこれらが存在すると、クリープ変形中にこれらがクラックの起点となり、クリープ破断寿命が低下する。そこで両元素の上限はいずれも0.005質量％が好ましく、特にいずれも0.0001〜0.001％が好ましい。
【００２７】
Mdt値：0.975〜0.995
本発明合金のようにγ'相が60〜65体積％程度析出する合金においては、凝固偏析によりγ/γ'共晶が単結晶鋳造時にデンドライトアーム間に晶出する。単結晶合金では、このγ/γ'共晶を融点直下の溶体化処理によって完全固溶させることにより、高温クリープ特性を改善させている。しかし、成分バランスによってγ/γ'共晶が多く晶出すると融点直下で溶体化処理してもγ/γ'共晶が未固溶となって残留し、クリープ強度が低下する。本合金系において、晶出したγ/γ'共晶が溶体化処理によって完全に固溶されるようにするには、次式の各元素の原子分率によって求めたMdt値を0.995以下とするのが良い。一方、Mdt値が小さくなるとクリープ強度が低下するため、その下限を0.975とするのが良い。
Mdt＝1.142×（Cr）＋0.777×（Co）＋1.655×（W）＋1.550×（Mo）＋1.267×（Re）＋2.224×（Ta）＋2.271×（Ti）＋1.900×（Al）＋0.717×（Ni）
【００２８】
Bo値：0.650〜0.675
Boは、原子間の結合を表す指標で、大きいほど結合力が強くなるので合金の強化に有効である。しかし、あまり値が大きすぎるとα―Wやα―Reなどの有害相が析出し、強度や靭性、及び耐食性等を悪化させる。本合金系で強度が最大となり、かつ有害相が析出しないようにするには、次式の各元素の原子分率によって求められるBo値を、0.650〜0.675とするのが良い。
Bo＝1.278×（Cr）＋0.697×（Co）＋1.730×（W）＋1.611×（Mo）＋1.692×（Re）＋1.670×（Ta）＋1.098×（Ti）＋0.533×（Al）＋0.514×（Ni）
【００２９】
【発明の実施の形態】
表１は、本発明合金（No.A１〜A6、A8〜A12）、参考例（No.A7）、比較例合金（No.B1〜B10）及び既存合金（No.C1〜C6）の主要な成分の化学組成（質量％）を示すものである。又、表１に示すように、本発明合金(No.A1〜A6、A8〜A12)は、いずれもMdt値が0.975〜0.995及びBo値が0.650〜0.675を有するものである。
【００３０】
【表１】
0004157440.tif 000002
【００３１】
表２は、溶製したインゴットのC、Si、Mn、P、S、B、Zr、O及びNの含有量を示すものである。
本発明合金、参考例及び比較合金はいずれも単結晶合金である。既存合金は既に実用に供されている合金であり、No.C1〜C4が単結晶合金及びNo.C5、C6が一方向凝固合金である。
各合金は、その素材を配合後、容量15kgの耐火るつぼを用い、真空誘導炉で溶解し、直径70mm、長さ200mmのインゴットを製造した。単結晶試験片及び一方向凝固試験片の鋳造は、上記インゴットを用いて、鋳型引き出し式一方向凝固法で行った。
鋳型にはアルミナ質のセラミック鋳型を用い、鋳型加熱温度：1540℃、鋳型引き出し速度：20cm/ｈで、直径15mm、長さ100mmの単結晶試験片及び一方向凝固試験片を、全て真空中で鋳造した。なお、単結晶試験片はセレクタ法にて鋳造した。鋳造した単結晶試験片の成長方位は、＜001＞に対して全て10°以内のものである。
【００３２】
【表２】
0004157440.tif 000003
【００３３】
表３は、鋳造した単結晶試験片と一方向凝固試験片に対して行った溶体化熱処理及び時効熱処理条件を示すものである。これらの条件は別途予備試験を行ない、マクロ組織及びミクロ組織より決定したものである。
熱処理した単結晶合金及び一方向凝固合金から機械加工により、平行部直径6.0mm、平行部長さ30mmのクリープ試験片と、長さ25mm、幅10mm、厚さ1.5mmの高温酸化試験片及び直径8mm、長さ40mmの高温腐食試験片を切り出し、各試験片を得た。
【００３４】
【表３】
0004157440.tif 000004
【００３５】
表４は、クリープ破断試験、高温酸化試験及び高温腐食試験における試験条件を示すものである。クリープ破断試験は、1313Ｋ―137MPa、1255Ｋ―206MPaの２条件で行った。高温酸化試験は、1313Ｋ及び1193Ｋ―600時間繰返し酸化試験とし、3000時間酸化後の重量変化を測定することにより行った。また、高温腐食試験は、燃焼ガス中にNaClを80ppm添加し、900℃の条件で7時間保持する試験の繰り返しにより、35時間の腐食試験後の重量変化を測定することにより行った。
【００３６】
【表４】
0004157440.tif 000005
【００３７】
表５は、これらの試験結果を示すものである。表５に示す結果より明らかなように、本発明合金No.A1〜A6、A8〜A12は、比較例合金（No.B1〜B10）及び既存合金（No.C1〜C6）のいずれよりも、クリープ破断寿命が大幅に改善されていると共に、酸化量と腐食重量が著しく少ないことが明らかである。又、比較合金のNo.B6においてはクリープ破断寿命と腐食重量が本発明合金と同程度であるが、Moが0.5％と、本発明合金に比較して多く、そのため酸化が著しい。更に、既存合金のNo.C2は、酸化減量、腐食減量が本発明合金とほぼ同じであるが、Moが0.6％と本発明合金に比較して多く、そのため1255Kでのクリープ破断寿命が本発明合金より著しく低下している。
又、本発明合金は、既存合金のNo.C1に対しては耐食性が、合金No.C3に対してはクリープ破断強度が改善されており、更に既存合金No.C4に対してはクリープ破断強度が若干劣るが、耐酸化特性、耐食性とも大幅に改善されており、バランスの取れた合金であることが明らかである。
【００３８】
更に、本発明合金では、希土類元素であるセリウム(Ce)が20〜200ppmとわずかに添加されることにより、合金No.A9〜A12にみられるように、クリープ判断強度や耐食性を犠牲にすることなく、耐酸化性が大幅に改善されることが認められた。すなわち、本発明合金では、高温での耐酸化特性の改善のためMo量を少なくしていることから、Ce添加の効果がより明瞭になっている。
【００３９】
【表５】
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【００４０】
図１は、1313Kにおけるクリープ破断時間と腐食量との関係を示す線図である。図１に示すように、本発明合金No.A1〜A6、A8〜A12は、比較例合金（No.B1〜B10）及び既存合金（No.C1〜C6）のいずれよりも、クリープ破断寿命が大幅に改善されていると共に、腐食量が著しく少ないことが明らかである。比較合金のNo.B6については前述の通りである。
【００４１】
図２は、1313Kにおけるクリープ破断時間と合金中のCo量との関係を示す線図である。図中、No.A1〜A6、A8〜A12は本発明合金であり、他は比較合金、既存合金と参考例である。図２に示すように、Cr量6.5％付近について点線で示した本発明合金は、Co量が多いほどクリープ破断強度が高められるが、特にCo量を9.5％以上とすることにより極めて高い強度が得られることが明らかである。又、Ti量が0.8％未満のものは高Co量でも低い強度である。本発明合金と同等のクリープ破断強度を有する比較合金のNo.B6、B7、既存合金のNo.C4については、酸化量や腐食重量が多く、劣るものである。
【００４２】
図３は、1313Kにおけるクリープ破断時間とCeを含まない合金中のMo量との関係を示す線図である。図中、No.A1〜A6、A8〜A12は本発明合金であり、他は比較合金、既存合金と参考例である。図３に示すように、Cr量6.5％付近について点線で示した本発明合金は、Mo量が0.5％未満の少量において多いほどクリープ破断強度がやや高められるが、逆にMo量がNo.C2、B2及びB8と多くなるにしたがってその強度が著しく低下することが明らかである。本発明合金と同等のクリープ破断強度を有する比較合金のNo.B6、B7、既存合金のNo.C4については前述の通り、酸化量と腐食重量が多く、劣るものである。
【００４３】
図４は、1313Kにおける酸化減量とCeを含まない合金中のMo量との関係を示す線図である。図中、No.A1〜A6、A8〜A12は本発明合金であり、他は比較合金、既存合金と参考例である。図４に示すように、Cr量5.0％及び6.5％付近の本発明合金では、Mo量が0.4％の参考例のNo.A7、Mo量が0.5％の比較合金のNo. B6で最も酸化減量が多くなり、5.0％CrのNo. B6は著しく耐酸化性が低下することが明らかである。Cr量4％付近の低Cr量においては、0.2％以下のMo含有量を有する本発明合金のNo. A1、A6において高い耐酸化性を有するが、それを超えるMo量の増加は著しく耐酸化性を低下することが明らかである。比較合金のNo. B7、既存合金のNo. C4については、前述の通り、酸化量と腐食重量が多く、劣るものである。
【００４４】
以上のように、本発明合金は、高い高温クリープ破断寿命を有すると共に、高温での耐食性、耐酸化特性を著しく向上させることができるものである。しかし、本発明合金の主要成分範囲を満足しない比較合金No.B1〜B10及び既存合金C1〜C6では、クリープ破断寿命が短かかったり、また高温での耐酸化特性や耐食性が劣っており、これらのすべての特性に優れたバランスの取れた合金は得られないものである。従って、本発明合金はクリープ破断強度、耐酸化特性及び耐食性の全てに優れていることが明らかである。
【００４５】
【発明の効果】
以上、本発明に係る単結晶Ni基超合金によれば、高温でのクリープ破断強度が高く、更に高温における耐食性及び耐酸化特性が優れ、従って例えばジェットエンジンやガスタービンなどの動力機関における高性能化及び高効率化のためにタービン入口温度を高める場合に十分対応し得る優れた効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  クリープ破断時間と腐食量との関係を示す線図である。
【図２】  クリープ破断時間とCo量との関係を示す線図である。
【図３】  クリープ破断時間とMo量との関係を示す線図である。
【図４】  酸化減量とMo量との関係を示す線図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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