(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分が重量比で、Ａｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上８．０重量％以下、Ｍｏ：２．９重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上８．０重量％以下、Ｒｅ：３．０重量％以上６．０重量％以下、Ｈｆ：０．０１重量％以上０．５０重量％以下、Ｃｒ：２．０重量％以上５．０重量％以下、Ｃｏ：５．９重量％、Ｒｕ：１．０重量％以上４．０重量％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ており、
母相の格子定数をａ1とし、析出相の格子定数をａ2としたとき、ａ2≦０．９９９ａ1である、ことを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。
【請求項２】
成分が重量比で、Ａｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上６．０重量％以下、Ｍｏ：１．０重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上８．０重量％以下、Ｒｅ：３．０重量％以上６．０重量％以下、Ｈｆ：０．０１重量％以上０．５０重量％以下、Ｃｒ：２．０重量％以上５．０重量％以下、Ｃｏ：５．９重量％、Ｒｕ：１．０重量％以上４．０重量％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ており、
母相の格子定数をａ1とし、析出相の格子定数をａ2としたとき、ａ2≦０．９９９ａ1である、ことを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。
【請求項３】
成分が重量比で、Ａｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上６．０重量％以下、Ｍｏ：２．９重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上８．０重量％以下、Ｒｅ：３．０重量％以上６．０重量％以下、Ｈｆ：０．０１重量％以上０．５０重量％以下、Ｃｒ：２．０重量％以上５．０重量％以下、Ｃｏ：５．９重量％、Ｒｕ：１．０重量％以上４．０重量％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ており、
母相の格子定数をａ1とし、析出相の格子定数をａ2としたとき、ａ2≦０．９９９ａ1である、ことを特徴とするＮｉ基単結晶超合金。
【請求項４】
成分が重量比で、Ａｌを５．９重量％、Ｔａを５．９重量％、Ｍｏを２．９重量％、Ｗを５．９重量％、Ｒｅを４．９重量％、Ｈｆを０．１０重量％、Ｃｒを２．９重量％、Ｃｏを５．９重量％、Ｒｕを２．０重量％を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１から請求項３のうちのいずれか一項に記載のＮｉ基単結晶超合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｎｉ基単結晶超合金に関するものであり、特に、クリープ特性の向上を目的としたＮｉ基単結晶超合金の技術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、航空機、ガスタービンなどの高温下の動・静翼用の材料として開発されているＮｉ基単結晶超合金の代表的な組成は、例えば表１に示したものが挙げられる。
【０００３】
【表１】
0003840555.tif 000002
【０００４】
上記Ｎｉ基単結晶超合金は、所定の温度で溶体化処理を行った後、時効処理を行ってＮｉ基単結晶超合金としている。この合金は、いわゆる析出硬化型合金と呼ばれており、母相であるγ相中に、析出相であるγ’相が析出した形態を有している。
【０００５】
表１に挙げた合金のうち、ＣＭＳＸ−２（キャノン・マスケゴン社製、米国特許第４，５８２，５４８号公報）は第１世代合金、ＣＭＳＸ−４（キャノン・マスケゴン社製、米国特許第４６４３７８２号公報）は第２世代合金、Ｒｅｎｅ’Ｎ６（ゼネラル・エレクトリック社製、米国特許第５，４５５，１２０号公報）、ＣＭＳＸ−１０Ｋ（キャノン・マスケゴン社製、米国特許第５，３６６，６９５号公報）は第３世代合金、３Ｂ（ゼネラル・エレクトリック社製、米国特許第５１５１２４９号公報）は第４世代合金とされている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上記の第１世代合金であるＣＭＳＸ−２や、第２世代合金であるＣＭＳＸ−４は、低温下でのクリープ強度は遜色ないものの、高温の溶体化処理後においても共晶γ’相が多量に残存し、第３世代合金と比較して高温下でのクリープ強度が劣る。
【０００７】
また、上記の第３世代であるＲｅｎｅ’Ｎ６やＣＭＳＸ−１０Ｋは、第２世代合金よりも高温下でのクリープ強度の向上を目指した合金であるが、Ｒｅの組成比（５重量％以上）が母相（γ相）へのＲｅ固溶量を越えるため、余剰のＲｅが他の元素と化合して高温下でいわゆるＴＣＰ相（Topologically Close Packed 相）を析出させ、高温下で長時間の使用によりこのＴＣＰ相の量が増加してクリープ強度が低下するという問題があった。
【０００８】
また、Ｎｉ基単結晶超合金のクリープ強度を向上させるには、析出相（γ’相）の格子定数を母相（γ相）の格子定数よりわずかに小さくすることが有効であるが、各相の格子定数は合金の構成元素の組成比により大きく変動するため、格子定数の微妙な調整が困難であるためにクリープ強度の向上を図ることが難しいという問題があった。
【０００９】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、高温下でのＴＣＰ相の析出を防止して強度の向上を図ることが可能なＮｉ基単結晶超合金を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために、本発明は以下の構成を採用した。
本発明のＮｉ基単結晶超合金は、成分が重量比で、Ａｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上８．０重量％以下、Ｍｏ：２．９重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上８．０重量％以下、Ｒｅ：３．０重量％以上６．０重量％以下、Ｈｆ：０．０１重量％以上０．５０重量％以下、Ｃｒ：２．０重量％以上５．０重量％以下、Ｃｏ：５．９重量％、Ｒｕ：１．０重量％以上４．０重量％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ており、母相の格子定数をａ1とし、析出相の格子定数をａ2としたとき、ａ2≦０．９９９ａ1である、ことを特徴とする。
【００１１】
また、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、成分が重量比で、Ａｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上６．０重量％以下、Ｍｏ：１．０重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上８．０重量％以下、Ｒｅ：３．０重量％以上６．０重量％以下、Ｈｆ：０．０１重量％以上０．５０重量％以下、Ｃｒ：２．０重量％以上５．０重量％以下、Ｃｏ：５．９重量％、Ｒｕ：１．０重量％以上４．０重量％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ており、母相の格子定数をａ1とし、析出相の格子定数をａ2としたとき、ａ2≦０．９９９ａ1である、ことを特徴とする。
【００１２】
また、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、成分が重量比で、Ａｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上６．０重量％以下、Ｍｏ：２．９重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上８．０重量％以下、Ｒｅ：３．０重量％以上６．０重量％以下、Ｈｆ：０．０１重量％以上０．５０重量％以下、Ｃｒ：２．０重量％以上５．０重量％以下、Ｃｏ：５．９重量％、Ｒｕ：１．０重量％以上４．０重量％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ており、母相の格子定数をａ1とし、析出相の格子定数をａ2としたとき、ａ2≦０．９９９ａ1である、ことを特徴とする。
【００１４】
上記のＮｉ基単結晶超合金によれば、Ｒｕを添加することにより、強度低下の原因となるＴＣＰ相が高温使用時に析出するのが抑制される。また、他の構成元素の組成比を最適な範囲に設定することにより母相（γ相）の格子定数と析出相（γ’相）の格子定数とを最適な値にすることが可能になる。これらにより、高温下での強度を向上させることが可能になる。
【００１５】
上記のＮｉ基単結晶超合金によれば、母相の格子定数をａ1とし、析出相の格子定数をａ2としたとき、ａ1とａ2の関係がａ2≦０．９９９ａ1であり、析出相の格子定数ａ2が母相の格子定数ａ1のマイナス０．１％以下であるので、母相中に析出する析出相が荷重方向の垂直方向に連続して延在するように析出するので、応力下で転位欠陥が合金組織中を移動することがなく、高温時の強度を高めることが可能になる。
【００１６】
また、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、先に記載のＮｉ基単結晶超合金であって、成分が重量比で、Ａｌを５．９重量％、Ｔａを５．９重量％、Ｍｏを２．９重量％、Ｗを５．９重量％、Ｒｅを４．９重量％、Ｈｆを０．１０重量％、Ｃｒを２．９重量％、Ｃｏを５．９重量％、Ｒｕを２．０重量％を含有し、残部がＮｉと不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする。
【００１７】
上記組成のＮｉ基単結晶超合金によれば、１３７ＭＰａ、１０００時間でのクリープ耐用温度を１３５６Ｋ（１０８３℃）とすることが可能になる。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を詳細に説明する。
本発明のＮｉ基単結晶超合金は、Ａｌ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｒｅ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｒｕ、及びＮｉ（残部）と不可避的不純物からなる合金である。
【００１９】
上記のＮｉ基単結晶超合金は、組成比がＡｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上８．０重量％以下、Ｍｏ：２．９重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上８．０重量％以下、Ｒｅ：３．０重量％以上６．０重量％以下、Ｈｆ：０．０１重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：２．０重量％以上５．０重量％以下、Ｃｏ：５．９重量％、Ｒｕ：１．０重量％以上４．０重量％以下であり、残部がＮｉと不可避的不純物からなる合金である。
【００２０】
また上記のＮｉ基単結晶超合金は、組成比がＡｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上６．０重量％以下、Ｍｏ：１．０重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上８．０重量％以下、Ｒｅ：３．０重量％以上６．０重量％以下、Ｈｆ：０．０１重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：２．０重量％以上５．０重量％以下、Ｃｏ：５．９重量％、Ｒｕ：１．０重量％以上４．０重量％以下であり、残部がＮｉと不可避的不純物からなる合金である。
【００２１】
また上記のＮｉ基単結晶超合金は、組成比がＡｌ：５．０重量％以上７．０重量％以下、Ｔａ：４．０重量％以上６．０重量％以下、Ｍｏ：２．９重量％以上４．５重量％以下、Ｗ：４．０重量％以上８．０重量％以下、Ｒｅ：３．０重量％以上６．０重量％以下、Ｈｆ：０．０１重量％以上０．５重量％以下、Ｃｒ：２．０重量％以上５．０重量％以下、Ｃｏ：５．９重量％、Ｒｕ：１．０重量％以上４．０重量％以下であり、残部がＮｉと不可避的不純物からなる合金である。
【００２２】
上記合金はいずれも、オーステナイト相たるγ相（母相）と、この母相中に分散析出した中間規則相たるγ’相（析出相）とを有している。γ’相は、主としてＮｉ3Ａｌで表される金属間化合物からなり、このγ’相によりＮｉ基単結晶超合金の高温強度が向上する。
【００２３】
Ｃｒは耐酸化性に優れた元素であり、Ｎｉ基単結晶超合金の高温耐食性を向上させる。
Ｃｒの組成比は、Ｃｒ：２．０重量％以上５．０重量％以下の範囲が好ましく、２．９重量％とすることが最も好ましい。
Ｃｒの組成比が２．０重量％未満であると、所望の高温耐食性を確保できないので好ましくなく、Ｃｒの組成比が５．０重量％を越えると、γ’相の析出が抑制されるとともにσ相やμ相などの有害相が生成し、高温強度が低下するので好ましくない。
【００２４】
Ｍｏは、Ｗ及びＴａとの共存下にて、母相であるγ相に固溶して高温強度を増加させるとともに析出硬化により高温強度に寄与する。
Ｍｏの組成比は、１．０重量％以上４．５重量％以下の範囲が好ましく、２．９重量％以上４．５重量％以下の範囲がより好ましく、２．９重量％とすることが最も好ましい。
Ｍｏの組成比が１．０重量％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、一方、Ｍｏの組成比が４．５重量％を越えても、高温強度が低下し、更には高温耐食性も低下するので好ましくない。
【００２５】
Ｗは、上記のようにＭｏ及びＴａとの共存下にて固溶強化と析出硬化の作用により、高温強度を向上させる。
Ｗの組成比は、４．０重量％以上８．０重量％以下の範囲が好ましく、５．９重量％とすることが最も好ましい。
Ｗの組成比が４．０重量％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｗの組成比が８．０重量％を越えると高温耐食性が低下するので好ましくない。
【００２６】
Ｔａは、上記のようにＭｏ及びＷとの共存下にて固溶強化と析出硬化の作用により高温強度を向上させ、また一部がγ’相に対して析出硬化し、高温強度を向上させる。
Ｔａの組成比は、４．０重量％以上８．０重量％以下の範囲が好ましく、４．０重量％以上６．０重量％以下の範囲がより好ましく、５．９重量％とすることが最も好ましい。
Ｔａの組成比が４．０重量％未満であると、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｔａの組成比が８．０重量％を越えると、σ相やμ相が生成するようになって高温強度が低下するので好ましくない。
【００２７】
Ａｌは、Ｎｉと化合し、母相中に微細均一に分散析出するγ’相を構成するＮｉ3Ａｌ）で表される金属間化合物を、体積分率で６０〜７０％の割合で形成し、高温強度を向上させる。
Ａｌの組成比は、５．０重量％以上７．０重量％以下の範囲が好ましく、５．９重量％とすることが最も好ましい。
Ａｌの組成比が５．０重量％未満であると、γ’相の析出量が不十分となり、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ａｌの組成比が７．０重量％を越えると、共晶γ’相と呼ばれる粗大なγ相が多く形成され、溶体化処理が不可能となり、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくない。
【００２８】
Ｈｆは粒界偏析元素であり、γ相とγ’相の粒界に偏在して粒界を強化し、これにより高温強度を向上させる。
Ｈｆの組成比は、０．０１重量％以上０．５０重量％以下の範囲が好ましく、０．１０重量％とすることが最も好ましい。
Ｈｆの組成比が０．０１重量％未満であると、γ’相の析出量が不十分となり、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｈｆの組成比が０．５０重量％を越えると、局部溶融を引き起こして高温強度を低下させるおそれがあるので好ましくない。
【００２９】
Ｃｏは、Ａｌ、Ｔａ等の母相に対する高温下での固溶限度を大きくし、熱処理によって微細なγ’相を分散析出させ、高温強度を向上させる。
Ｃｏの組成比は、０．１重量％以上１５．０重量％以下の範囲が好ましく、５．９重量％とすることが最も好ましい。
Ｃｏの組成比が０．１重量％未満であると、γ’相の析出量が不十分となり、所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｃｏの組成比が１５．０重量％を越えると、Ａｌ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｃｒ等の他の元素とのバランスがくずれ、有害相が析出して高温強度が低下するので好ましくない。
【００３０】
Ｒｅは母相であるγ相に固溶し、固溶強化により高温強度を向上させる。また耐蝕性を向上させる効果もある。一方でＲｅを多量に添加すると、高温時に有害相であるＴＣＰ相が析出し、高温強度が低下するおそれがある。
Ｒｅの組成比は、３．０重量％以上６．０重量％以下の範囲が好ましく、４．９重量％とすることが最も好ましい。
Ｒｅの組成比が３．０重量％未満であると、γ相の固溶強化が不十分となって所望の高温強度を確保できないので好ましくなく、Ｒｅの組成比が６．０重量％を越えると、高温時にＴＣＰ相が析出し、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくない。
【００３１】
Ｒｕは、ＴＣＰ相の析出を抑え、これにより高温強度を向上させる。
Ｒｕの組成比は、１．０重量％以上４．０重量％以下の範囲が好ましく、２．０重量％とすることが最も好ましい。
Ｒｕの組成比が１．０重量％未満であると、高温時にＴＣＰ相が析出し、高い高温強度を確保できなくなるので好ましくなく、Ｒｕの組成比が４．０重量％を越えると、コストが高くなるので好ましくない。
【００３２】
特に本発明では、Ａｌ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｃｏ及びＮｉの組成比を最適なものに調整することにより、γ相の格子定数とγ’相の格子定数を最適な範囲に設定して高温強度を向上させるとともに、Ｒｕを添加することにより、ＴＣＰ相の析出を抑制できる。
【００３３】
また、１２７３Ｋ（１０００℃）から１３７３Ｋ（１１００℃）のような高温での使用環境において、母相であるγ相を構成する結晶の格子定数をａ1とし、析出相であるγ’相を構成する結晶の格子定数をａ2としたとき、ａ1とａ2の関係がａ2≦０．９９９ａ1であることが好ましい。即ち、析出相の結晶の格子定数ａ2が母相の結晶の格子定数ａ1のマイナス０．１％以下であることが好ましい。また、析出相の結晶の格子定数ａ2が母相の結晶の格子定数ａ1のマイナス０．５％以上であるとよい。両者の格子定数が上記の関係を有する場合には、熱処理によって母相中に析出相が析出する際に、析出相が荷重方向の垂直方向に連続して延在するように析出するので、応力下で転位欠陥が合金組織中を移動することがなく、クリープ強度を高めることが可能になる。
格子定数ａ1と格子定数ａ2の関係をａ2≦０．９９９ａ1とするには、Ｎｉ基単結晶超合金を構成する構成元素の組成を適宜調整することによって行われる。
【００３４】
上記のＮｉ基単結晶超合金によれば、Ｒｕを添加することにより、クリープ強度低下の原因となるＴＣＰ相が高温使用時に析出するのが抑制される。また、他の構成元素の組成比を最適な範囲に設定することにより、母相（γ相）の格子定数と析出相（γ’相）の格子定数とを最適な値にすることが可能になる。これらにより、高温下でのクリープ強度を向上できる。
【００３５】
【実施例】
次に、真空溶解炉を用いて各種のＮｉ基単結晶超合金の溶湯を調整し、この合金溶湯を用いて合金インゴットを鋳造した。本実施例の合金インゴット（ＴＭ１３８）の組成比を表２に示す。
【００３６】
【表２】
0003840555.tif 000003
【００３７】
次に、合金インゴットに対して溶体化処理及び時効処理を行い、合金組織の状態を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した。溶体化処理は、１５７３Ｋ（１３００℃）で１時間保持した後、１６１３Ｋ（１３４０℃）まで昇温し、５時間保持した。また、時効処理は、１１５０℃で４時間保持する１次時効処理と、８７０℃で２０時間保持する２次時効処理を連続して行った。
その結果、組織中にＴＣＰ相は確認されなかった。
【００３８】
次に、溶体化処理及び時効処理を施した本実施例の試料（ＴＭＳ−１３８）に対して、クリープ試験を行った。クリープ試験は、表３に示す温度及び応力の各条件下で試料がクリープ破断するまでの時間を寿命として測定した。
【００３９】
【表３】
0003840555.tif 000004
【００４０】
表３から明らかなように、本実施例の試料は、１２７３Ｋ（１０００℃）以上の高温の条件下であっても高い強度を有していることがわかる。
【００４１】
また、表１に示した従来の合金（比較例１〜比較例５）、及び表２に示した本実施例の試料（ＴＭＳ−１３８）に対して、クリープランチャー特性（耐用温度）を比較した。クリープランチャー特性は、１３７ＭＰａの応力を１０００時間印加した条件で試料が破断するまでの温度を測定した結果、または試料の破断温度をその条件下に換算したものを用いている。
【００４２】
【表４】
0003840555.tif 000005
【００４３】
表４から明らかなように、本実施例の試料は、比較例１〜比較例５に比べて同等以上の高い耐用温度（１３５６Ｋ（１０８３℃））を有していることがわかる。
【００４４】
従って、この合金（ＴＭＳ１３８）は、従来のＮｉ基単結晶超合金と比較して高い耐熱温度を有しており、優れた高温強度を有していることがわかる。
【００４５】
また、表１に示した比較例２（ＣＭＳＸ−４）、及び表２に示した本実施例の試料（ＴＭＳ−１３８）に対して、疲労強度を比較した。疲労強度は、高サイクル疲労（ＨＣＦ）及び低サイクル疲労（ＬＣＦ）のそれぞれについて計測した。高サイクル疲労強度は、１３７３Ｋ（１１００℃）の高温下において、疲労破壊サイクル数Ｎｆを１０6及び１０7とし、荷重制御方式により最大荷重（Max stress）を計測した。低サイクル疲労強度は、１０７３Ｋ（８００℃）の高温下において、疲労破壊サイクル数Ｎｆを１０3及び１０4とし、歪み制御方式により疑弾性荷重（Alt. pseudostress）を計測した。
【００４６】
【表５】
0003840555.tif 000006
【００４７】
表５から明らかなように、本実施例の試料は、比較例２に比べて、疲労強度が優れていることがわかる。
【００４８】
従って、この合金（ＴＭＳ１３８）は、従来のＮｉ基単結晶超合金と比較して高温下でのクリープ強度に加え、疲労強度にも向上が見られることがわかる。
【００４９】
【発明の効果】
以上、詳細に説明したように、本発明のＮｉ基単結晶超合金によれば、構成元素の組成比を最適な範囲に設定することにより母相（γ相）の格子定数と析出相（γ’相）の格子定数とを最適な値にすることが可能になり、高温下での強度を向上できる。また、Ｒｕの組成比が１．０重量％以上４．０重量％以下であるので、クリープ強度低下の原因となるＴＣＰ相が高温使用時に析出するのが抑制される。
【００５０】
また、本発明のＮｉ基単結晶超合金によれば、母相の格子定数をａ1とし、析出相の格子定数をａ2としたとき、ａ1とａ2の関係がａ2≦０．９９９ａ1であり、即ち析出相の格子定数ａ2が母相の格子定数ａ1のマイナス０．１％以下であるので、母相中に析出する析出相が荷重方向の垂直方向に連続して延在するように析出し、応力下で転位欠陥が合金組織中を移動することがなく、従来のＮｉ基単結晶超合金よりも強度を大幅に高めることができる。