JP2002146460A

JP2002146460A - ニッケル基単結晶超合金、その製造方法およびガスタービン高温部品

Info

Publication number: JP2002146460A
Application number: JP2001256449A
Authority: JP
Inventors: Takehisa Hino; 武久日野; Yutaka Koizumi; 裕小泉; Toshiharu Kobayashi; 敏治小林; Shizuo Nakazawa; 静夫中澤; Koji Harada; 広史原田; Yutaka Ishiwatari; 裕石渡; Hiroaki Yoshioka; 洋明吉岡
Original assignee: Toshiba Corp; National Institute for Materials Science
Current assignee: Toshiba Corp; National Institute for Materials Science
Priority date: 2000-08-30
Filing date: 2001-08-27
Publication date: 2002-05-22
Anticipated expiration: 2021-08-27
Also published as: JP4222540B2

Abstract

(57)【要約】【課題】高温環境下でのクリープ強度および組織安定性
を向上させたニッケル基単結晶超合金、その製造方法お
よびガスタービン高温部品を得る。【解決手段】重量％で、４．０％以上１１．０％以下の
コバルト、３．５％以上５．０％未満のクロム、０．５
％以上３．０％以下のモリブデン、７．０％以上１０．
０％以下のタングステン、４．５％以上６．０％以下の
アルミニウム、０．１％以上２．０％以下のチタン、
５．０％以上８．０％以下のタンタル、１．０％以上
３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．５％以下
のハフニウム、０．０１％以上０．１％以下のシリコン
を含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物からな
り、レニウムおよびクロムの含有量の総和が４．０％以
上であり、かつ、レニウム，モリブデン，タングステン
およびクロムの含有量の総和が１８．０％以下であるこ
とを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、産業用ガスタービ
ンのタービンの動翼および静翼などの高温部品を構成す
るニッケル基単結晶超合金、その製造方法およびガスタ
ービン高温部品に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】ガスタービンの高効率化にともなう燃焼
温度の上昇によりタービン動静翼材料は、普通鋳造合金
から応力軸方向の結晶粒界を無くし、高温でのクリープ
強度を向上させた一方向凝固合金、さらには、結晶粒界
そのものをなくし熱処理特性低下の原因であった粒界強
化元素を除去して最適な熱処理によりガンマプライム相
の析出率を高めて、高温でのクリープ強度を更に向上さ
せた単結晶合金へと変化してきた。

【０００３】さらに、単結晶合金は、より一層のクリー
プ強度の向上を目指し、第１世代単結晶合金から第２世
代および第３世代の単結晶合金へと開発が進められてき
た。

【０００４】第１世代単結晶合金は、レニウム未添加の
合金であり、特開昭５９−１９０３２号公報に掲載され
ているＣＭＳＸ−２、米国特許第５，３９９，３１３号
に掲載されているＲｅｎｅ′Ｎ４および特開昭５３−１
４６２２３号公報に掲載されているＰＷＡ−１４８０な
どがある。

【０００５】また、第２世代単結晶合金は、レニウムを
３％程度添加することで、第１世代単結晶合金より約３
０℃クリープ耐用温度を向上させた合金であり、米国特
許第４，６４３，７８２号に掲載されているＣＭＳＸ−
４、米国特許第４，７１９，０８０号に掲載されている
ＰＷＡ−１４８４および特開平５−５９４７４公報に掲
載されているＲｅｎｅ′Ｎ５などがある。

【０００６】第３世代単結晶合金は、レニウムを５〜６
％添加することでクリープ耐用温度の向上を図った合金
であり、特開平７−１３８６８３号公報に掲載されてい
るＣＭＳＸ−１０などがある。

【０００７】上記単結晶合金は、主として航空機用ジェ
ットエンジン、小型ガスタービンの分野で目覚しく進歩
してきた技術であるが、産業用の大型ガスタービンにお
いても燃焼効率の向上を目的とした高温化により、技術
の転用が図られてきている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】産業用の大型ガスター
ビンでは、航空機用ジェットエンジンや小型ガスタービ
ンと比較して、設計寿命が長いため、翼材料には使用時
に劣化相であるＴＣＰ（Ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａｌｌｙ
Ｃｌｏｓｅ−Ｐａｃｋｅｄｐｈａｓｅ）相が生成しな
いこと、すなわち良好な組織安定性が求められる。

【０００９】第３世代の単結晶合金ではレニウムを５〜
６％添加することにより、第２世代の単結晶合金に対し
高強度化を図ることができたが、その反面、長時間の使
用により、クリープおよび低サイクル破壊の起点となる
ＴＣＰ相が生成しやすい。この点から第３世代の単結晶
合金を大型ガスタービンとして適用するのは困難であ
る。しかしながら燃焼温度の上昇に伴い、よりクリープ
強度の高い材料が求められている。

【００１０】本発明は、上記問題を解決するためになさ
れたものであり、高温環境下でのクリープ強度および組
織安定性を向上させたニッケル基単結晶超合金、その製
造方法およびガスタービン高温部品を得ることを目的と
する。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、含有する
元素の成分および含有量を種々研究した結果、９００℃
以下の温度かつ２００ＭＰａ以上の応力では、第２世代
の単結晶合金と同等以上のクリープ強度を有し、９００
℃以上の高温かつ２００ＭＰａ以下の応力では、第２世
代の単結晶合金を上回るクリープ強度を有し、かつ組織
安定性の優れた単結晶合金、その製造方法およびその超
合金を用いたガスタービン高温部品を得られることを見
出した。

【００１２】すなわち、第１の発明においては、ニッケ
ル基単結晶超合金は、重量％で、４．０％以上１１．０
％以下のコバルト、３．５％以上５．０％未満のクロ
ム、０．５％以上３．０％以下のモリブデン、７．０％
以上１０．０％以下のタングステン、４．５％以上６．
０％以下のアルミニウム、０．１％以上２．０％以下の
チタン、５．０％以上８．０％以下のタンタル、１．０
％以上３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．５
％以下のハフニウム、０．０１％以上０．１％以下のシ
リコンを含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物
からなり、レニウムおよびクロムの含有量の総和が４．
０％以上であり、かつ、レニウム，モリブデン，タング
ステンおよびクロムの含有量の総和が１８．０％以下で
ある。

【００１３】また、第２の発明においては、ニッケル基
単結晶超合金は、重量％で、５．０％以上１０．０％以
下のコバルト、４．０％以上５．０％未満のクロム、
１．０％以上２．５％以下のモリブデン、８．０％以上
９．０％以下のタングステン、５．０％以上５．５％以
下のアルミニウム、０．１％以上１．０％以下のチタ
ン、６．０％以上７．０％以下のタンタル、２．０％以
上３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．５％以
下のハフニウム、０．０１％以上０．１％以下のシリコ
ンを含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物から
なり、レニウムおよびクロムの含有量の総和が４．０％
以上であり、かつ、レニウム，モリブデン，タングステ
ンおよびクロムの含有量の総和が１８．０％以下であ
る。

【００１４】さらに、第３の発明においては、重量％
で、５．０％以上１０．０％以下のコバルト、４．０％
以上５．０％未満のクロム、１．０％以上２．５％以下
のモリブデン、８．０％以上９．０％以下のタングステ
ン、５．０％以上５．５％以下のアルミニウム、０．８
％以上１．５％以下のチタン、５．０％以上６．０％未
満のタンタル、２．０％以上３．０％以下のレニウム、
０．０１％以上０．５％以下のハフニウム、０．０１％
以上０．１％以下のシリコンを含有し、残部がニッケル
および不可避的不純物からなり、レニウムおよびクロム
の含有量の総和が４．０％以上であり、かつ、レニウ
ム，モリブデン，タングステンおよびクロムの含有量の
総和が１８．０％以下である。

【００１５】また、第４の発明においては、ニッケル基
単結晶超合金は、下記（Ａ）に示した元素の全てと、下
記（Ｂ）に示した元素の中から選ばれる少なくとも１の
元素とを含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物
からなる。

【００１６】（Ａ）重量％で、４．０％以上１１．０％
以下のコバルト、３．５％以上５．０％未満のクロム、
０．５％以上３．０％以下のモリブデン、７．０％以上
１０．０％以下のタングステン、４．５％以上６．０％
以下のアルミニウム、０．１％以上２．０％以下のチタ
ン、５．０％以上８．０％以下のタンタル、１．０％以
上３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．２％以
下のハフニウムおよび０．０１％以上０．１％以下のシ
リコン（Ｂ）重量％で、２．０％以下のニオブ、１％以下のバ
ナジウム、２％以下のルテニウム、０．１％以下の炭
素、０．０５％以下のホウ素、０．１％以下のジルコニ
ウム、０．１％以下のイットリウム、０．１％以下のラ
ンタンおよび０．１％以下のセリウム第５の発明におい
ては、ニッケル基単結晶超合金は、下記（Ｃ）に示した
元素の全てと、下記（Ｄ）に示した元素の中から選ばれ
る少なくとも１の元素とを含有し、残部がニッケルおよ
び不可避的不純物からなることを特徴とするニッケル基
単結晶超合金。

【００１７】（Ｃ）重量％で、５．０％以上１０．０％
以下のコバルト、４．０％以上５．０％未満のクロム、
１．０％以上２．５％以下のモリブデン、８．０％以上
９．０％以下のタングステン、５．０％以上５．５％以
下のアルミニウム、０．１％以上１．０％以下のチタ
ン、６．０％以上７．０％以下のタンタル、２．０％以
上３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．２％以
下のハフニウムおよび０．０１％以上０．１％以下のシ
リコン（Ｄ）重量％で、２．０％以下のニオブ、１％以下のバ
ナジウム、２％以下のルテニウム０．１％以下の炭素、
０．０５％以下のホウ素、０．１％以下のジルコニウ
ム、０．１％以下のイットリウム、０．１％以下のラン
タンおよび０．１％以下のセリウム本発明のニッケル基単結晶超合金おいて、合金組成にお
ける各元素の効果および組成限定理由を述べる。

【００１８】コバルト（Ｃｏ）は、ガンマ相のニッケル
（Ｎｉ）と置換してマトリックスを固溶強化する元素で
ある。本発明において、コバルトの含有量を４．０％以
上１１．０％以下と規定したのは、含有量が４％未満で
は十分な固溶強化の効果が得られず、また、１１．０％
を超えるとガンマプライム量を低減させ、逆にクリープ
強度を低下させるためである。さらに好ましいコバルト
の含有量は５．０％以上１０．０％以下である。

【００１９】クロム（Ｃｒ）は、高温耐食性を向上させ
る元素である。本発明において、クロムの含有量を３．
５％以上と規定したのは、含有量が３．５％未満では所
望の耐高温腐食性を確保できないためである。また、本
発明では高温強度を向上させるために、後述するように
モリブデンを０．５％以上、タングステンを７．０％以
上、レニウムを１．０％以上含有させている。クロム，
モリブデン，タングステンおよびレニウムは、主として
ガンマ相に固溶するが、固溶限度を超えるとレニウム−
クロム−タングステン，レニウム−タングステン等のＴ
ＣＰ相がニッケルマトリックスに析出する。これらＴＣ
Ｐ相は、クリープ特性や低サイクル疲労特性を低下させ
る。ＴＣＰ相を析出させないクロム含有量の限界は、ア
ルミ，チタン，タンタル，ニッケルの化合物であるガン
マプライム相の析出量、ニッケルマトリックスへの各固
溶強化元素の含有の度合いによって異なるが、本発明の
合金組成範囲では、レニウム，モリブデン，タングステ
ン，クロム含有量の総和が１８．０以下であればＴＣＰ
相の析出率（面積率）はクリープや低サイクル疲労特性
に影響を与えない５％以下となる。

【００２０】また、従来、産業用ガスタービン動翼材で
は、耐高温腐食性を維持するためにクロムの含有量が１
６．０％であるＩＮ７３８ＬＣ，クロムの含有量が１
２．４％であるＩＮ７９２などクロム含有量が１０．０
％以上のものが一般に使用されてきた。しかしながら、
本発明ではクロムの含有量を３．５％以上５％未満と低
い含有量としたにもかかわらず、クロムおよびレニウム
の含有量の総量を４％以上とすることで、従来と同等の
耐高温腐食性を持たせることに成功した。

【００２１】モリブデン（Ｍｏ）は、ガンマ相を固溶強
化させる元素であるとともに、ガンマ−ガンマプライム
格子定数（γ／γ´）ミスフィット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を促進させる元素
である。本発明において、モリブデンの含有量を０．５
％以上と規定したが、要求されるクリープ強度を得るた
めには最低０．５％含有させることが必要なためであ
る。また、含有量が３．０％を超えると、ニッケルマト
リックスの固溶限度を超え、α−モリブデンやレニウム
−モリブデンなどのＴＣＰ相を析出させるため上限値を
３．０％以下と規定した。さらに、モリブデンの含有量
を１．０％以上２．５％以下の範囲とするとより好まし
い。

【００２２】タングステン（Ｗ）は、ガンマ相を固溶強
化する元素である。本発明において、タングステンの含
有量を７．０％以上と規定したが、要求されるクリープ
強度を得るためには最低７．０％含有させることが必要
なためである。一方、含有量が１０．０％を超えると、
α−タングステンやクロム−レニウム−タングステンの
ＴＣＰ相を析出させクリープ強度を低下させるため、含
有量の上限値を１０．０％と規定した。さらに好ましい
タングステンの含有量は、８．０％以上９．０％以下で
ある。

【００２３】アルミニウム（Ａｌ）は、Ｎｉ基析出強化
型合金の主強化因子であるガンマプライム相の形成元素
であり、また、合金表面にアルミニウムの酸化物を生成
することにより耐酸化性の向上にも寄与する元素であ
る。本発明において要求されるクリープ特性ならびに耐
酸化性を得るためには、最低４．５％の含有量が必要で
あるが、含有量が６％を超えると溶体化熱処理温度幅を
狭め熱処理特性を悪化させるため、アルミニウムの含有
量を４．５％以上６．０％以下と規定した。さらに好ま
しいアルミニウムの含有量は５．０％以上５．５％以下
である。

【００２４】チタン（Ｔｉ）は、ガンマプライム相中の
アルミニウムと置換してＮｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ）となり、
ガンマプライム相の固溶強化に役立つ元素である。本発
明において、チタンの含有量を０．１以上２．０以下％
と規定したのは、チタンを過度に含有させると、ガンマ
−ガンマプライム共晶の生成またはＮｉ_３Ｔｉ相（η
相）、チタンの窒化物の析出を促しクリープ強度を低下
させるためである。さらに、チタンの含有量は０．１％
以上１％以下とすると好ましい。

【００２５】タンタル（Ｔａ）は、主としてガンマプラ
イム相に固溶してガンマプライム相を強化するとともに
耐酸化性に寄与する元素である。本発明において要求さ
れるクリープ強度を得るためには、最低５．０％含有さ
せることが必要であるが、含有量が８．０％を超える
と、ガンマ−ガンマプライム共晶の生成を促し、溶体化
熱処理における熱処理可能温度幅を狭めるため、タンタ
ルの含有量を５．０％以上８．０％以下と規定した。ま
た、本発明において、チタン、タンタル等のガンマプラ
イム形成元素と、クロム、モリブデン、タングステン、
レニウム等のガンマ相の固溶強化元素の含有量を制御し
クリープなどの応力印加時に析出粒子であるガンマプラ
イムが応力軸に垂直につながるラフト組織の成長を促進
させることで、従来合金に対しクリープ特性を向上させ
ている。ラフトの形成には析出粒子であるガンマプライ
ム相とガンマ相の大きさの差であるガンマ−ガンマプラ
イム格子定数ミスフィットが影響する。本発明では、格
子定数ミスフィットを主にガンマプライム形成元素であ
るアルミ，タンタル，チタンの量によって制御してい
る。チタンの含有量が０．１％以上１．０％以下の場
合、タンタルの含有量は６．０％以上７．０％以下であ
ることが好ましく、また、チタンの含有量が０．８％以
上１．５％以下の場合、タンタルの含有量は５．０％以
上６．０％未満であることが望ましい。

【００２６】レニウム（Ｒｅ）は、ガンマ相を固溶強化
して耐高温腐食性を向上させる元素である。本発明にお
いて、レニウムの含有量を１．０％以上３．０％以下と
規定したのは、要求されるクリープ強度を得るためには
最低１．０％含有させることが必要であり、また３．０
％を超えて含有させると、レニウム−モリブデン、レニ
ウム−タングステンおよびレニウム−クロム−タングス
テン等のＴＣＰ相の生成を促進させるためである。さら
に、好ましいＲｅの含有量は、２．０以上３．０％以下
である。

【００２７】ハフニウム（Ｈｆ）は、単結晶タービン動
静翼鋳造時に生成する異結晶や、その後の熱処理と加工
により生じる再結晶の粒界を強化し、タービン動翼およ
び静翼の製造歩留りを向上させる元素である。本発明に
おいて、Ｈｆの添加量を０．０１％以上０．５％以下と
規定したが、含有量が０．５％を超えると合金の融点を
下げて熱処理特性を悪化させてしまい、一方、含有量が
０．０１％未満であると、上記効果が得られないためで
ある。本発明において、特に望ましいＨｆの添加量は、
０．２％以下である。

【００２８】シリコン（Ｓｉ）は、合金表面にＳｉＯ_２
皮膜を生成させて保護皮膜として耐酸化性を向上させる
元素である。従来、ニッケル基単結晶超合金では、シリ
コンは不純物元素として取り扱われてきたが、本発明に
おいて、シリコンを意図的に含有させて、上述のように
耐酸化性向上に有効活用している。また、ＳｉＯ_２酸化
皮膜は他の保護酸化皮膜と比較して割れが発生しにく
く、クリープや疲労特性を向上させる効果もあると考え
られる。しかし、シリコンを大量に添加することは他の
元素の固溶限を低下させることにもなるため、含有量を
０．０１％以上０．１％以下と規定した。本発明におい
て、特に望ましいシリコンの添加量は、０．２％以下で
ある。

【００２９】ニオブ（Ｎｂ）は主としてガンマプライム
相に固溶し、ガンマプライム相を強化する元素である。
本発明においては、ガンマプライム相の固溶強化が主と
してタンタルによってなされているが、ニオブによって
も同様の機能が得られる。タンタルを単独で添加する場
合に比べて、ニオブを複合添加する場合には、固溶量を
増大することができる利点がある。

【００３０】バナジウム（Ｖ）はガンマプライム相に固
溶し、ガンマプライム相を強化する元素である。しかし
ながら、バナジウムを過度に添加するとガンマ−ガンマ
プライム共晶の生成を促し、溶体化熱処理における熱処
理の可能な温度幅を狭める。また、本発明の合金におい
ては、チタン、タンタル等のガンマプライム形成元素
と、クロム、モリブデン、タングステン、レニウム等の
ガンマ相を固溶強化する元素との添加量を制御し、クリ
ープ等の応力印加時に、析出粒子であるガンマプライム
が応力軸に垂直につながるラフト組織の成長を促進させ
るようにすることにより、従来の合金に比してクリープ
特性を向上させている。ラフト組織の形成には、析出粒
子であるガンマプライム相と、ガンマ相の大きさの差で
あるガンマ−ガンマプライム格子定数ミスフィトとが影
響する。そこで、これらの点に基づき、本発明ではアル
ミニウム、タンタル、チタンおよびニオブ添加総量のバ
ランスを考慮して、バナジウムの添加量は１．０ｗｔ％
以下と規定した。

【００３１】ルテニウム（Ｒｕ）はガンマ相に固溶し、
ガンマ相を強化する元素である。しかしながら、ルテニ
ウムは密度が高く、合金の比重を高め、１．５％を超え
る添加は合金の比強度を下げる。このため、ルテニウム
の添加量は１．５％以下と規定した。

【００３２】炭素（Ｃ）は、単結晶タービン動静翼鋳造
時に生成する高傾角粒界、フレッケルまたはスリバ等の
異結晶、その後の熱処理および加工によって生じる再結
晶の粒界を強化し、タービン動翼および静翼の製造歩留
りを向上させる元素である。炭素は、０．１％を超えて
添加すると、タングステンやタンタルなどの固溶強化に
寄与している元素との間で炭化物を形成し、クリープ強
度を下げると同時に合金の融点を下げ、熱処理特性を悪
化させる。そのため、炭素の添加量は０．１％以下と規
定した。

【００３３】ホウ素（Ｂ）も炭素（Ｃ）と同様に、単結
晶タービン動静翼鋳造時に生成する異結晶や、その後の
熱処理および加工によって生じる再結晶の粒界、あるい
は高傾角粒界を強化し、タービン動翼および静翼の製造
歩留りを向上させる元素である。ホウ素は、０．０５％
を越えて添加すると、タングステンやタンタルなど固溶
強化に寄与している元素とホウ化物を形成し、クリープ
強度を下げると同時に合金の融点を下げ、熱処理特性を
悪化させる。そのためホウ素の添加量は０．０５％以下
と規定した。

【００３４】ジルコニウム（Ｚｒ）もホウ素（Ｂ）や炭
素（Ｃ）と同様に、単結晶タービン動静翼鋳造時に生成
する異結晶、その後の熱処理および加工によって生じる
再結晶の粒界、あるいは高傾角粒界を強化し、タービン
動翼および静翼の製造歩留りを向上させる元素である。
しかしながら、過度の添加はクリープ強度を下げるた
め、ホウ素の添加量は０．０５％以下と規定した。

【００３５】イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）お
よびセリウム（Ｃｅ）は、アルミナ、クロミアなどのニ
ッケル基超合金に形成する保護酸化皮膜の密着性を向上
させる元素である。ニッケル基超合金を用いて製造した
ガスタービン翼を、未コーティング状態で使用する場合
には、このガスタービン翼が起動停止に伴う熱サイクル
を受ける。この時、翼基材および保護皮膜には、熱膨張
係数の違いにより保護皮膜の剥離が生じやすいが、イッ
トリウム、ランタン、セリウムを添加することによって
保護皮膜の密着性が向上する。しかしながら、イットリ
ウム、ランタン、セリウムの過度の添加は、他の元素の
固溶限を低下させることになるため、これら元素の添加
量の上限として、イットリウムについては０．１％、ラ
ンタンについては０．１％、セリウムについては０．１
％以下と規定した。

【００３６】また、ニッケル基単結晶超合金の製造方法
は、ニッケル，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，タンタル，レニウム，
ハフニウムおよびシリコンを含む原材料から請求項１な
いし３までのいずれかに記載の成分組成を有するニッケ
ル基単結晶超合金の素体を準備して、真空または不活性
ガス中１２８０℃から１３５０℃までの温度範囲で溶体
化熱処理を行った後、急冷し、１１００から１２００℃
までの温度範囲で１段時効熱処理を行った後、前記１段
時効熱処理よりも低温で２段時効熱処理を施してニッケ
ル基単結晶超合金を得る。

【００３７】また、溶体化熱処理前に、溶体化熱処理を
行う際の温度に対して２０℃から４０℃の低温で、多段
階のステップを有する熱処理および一段のステップを有
する熱処理を行っても良い。本発明の合金ではニッケル
合金中での拡散速度が遅いレニウム添加量を３％以下と
抑えており、１段の予備溶体化熱処理でも十分に高いク
リープ特性を得ることができる。

【００３８】なお、本発明においては、溶体化熱処理時
間を１０時間以内とすることが望ましい。

【００３９】次に、ニッケル基単結晶超合金の合金特性
に与える製造プロセスの影響について述べる。

【００４０】本発明では、主にニッケルマトリックス中
にガンマプライム相を析出させることで合金を強化して
いる。具体的には、ガンマプライム相が、ニッケルマト
リックス中に立方体形状で均一に分散しており、かつ、
この立方体の１辺が０．２〜０．６μｍである場合に、
高温でのクリープ強度が最も強くなる。高温でクリープ
強度を向上させるために、鋳造時に析出した不均一形状
のガンマプライム相を一旦ニッケルマトリックス中に固
溶させた後、希望の形状および寸法に再析出させる必要
がある。このため合金をガンマプライム相の溶解温度以
上に加熱し、ガンマプライム相をニッケルマトリックス
中に溶解させる溶体化熱処理を行う。実際、ガンマ相の
溶解温度直下での溶体化熱処理によれば、ガンマプライ
ム相がニッケルマトリックスに固溶し、かつ組成の均一
化にかかる時間が少ないため工業的に有利となる。一
方、ニッケル基単結晶超合金をタービン動静翼に加工す
る際、翼植込部の機械加工、コーティング施工の際に翼
表面部をクリーニングするブラスト加工時に機械歪みが
生じる。ブラスト加工時に生じた機械歪みは、高温の熱
処理にて再結晶を生成させてクリープ強度を低下させ
る。以上より溶体化熱処理は再結晶を生じない最も高い
温度にて行うことが好ましい。しかしながら、導入され
る機械歪みの大きさには幅があり再結晶が生じる温度も
変化すること、また、本発明合金は、１３５０℃以上で
局部溶解が生じることから溶体化熱処理の温度範囲を１
２８０℃〜１３５０℃と規定した。

【００４１】ガスタービン翼の１段時効熱処理温度は、
一般にコーティングの拡散熱処理を兼ねる場合が多い。
そのため、本発明ではコーティング施工性を考慮し１段
時効熱処理の温度を１１００℃〜１２００℃と規定し
た。さらに、好ましい１段時効処理温度は１１５０℃で
ある。

【００４２】また、溶体化熱処理の際、温度を変化させ
て多段階の熱処理を施すことで、局部溶融を生じること
なく、より高温まで溶体化熱処理を行うことができる。
これにより合金組成を均一化し、矩形で寸法の揃ったガ
ンマプライム相を析出させることができるため、優れた
クリープ強度を有するニッケル基単結晶超合金を得るこ
とができる。

【００４３】なお、本発明では、ニッケル合金中での拡
散速度が遅いレニウム含有量を３％以下と抑えているた
め、１段の予備溶体化熱処理でも十分に高いクリープ特
性を得ることができる。

【００４４】ニッケル基単結晶超合金の合金組成を均一
化するためには、添加元素の拡散をするため溶体化熱処
理を長時間施すことが望ましいが、一方で、熱処理時間
を長くするとコスト向上につながっていた。本発明で
は、Ｎｉ基合金中での拡散速度が遅いレニウムの含有量
を３％以下に抑えているため、１２８０℃から１３５０
℃の温度域での溶体化処理では１０時間以内の熱処理で
均一な組織を得ることができる。

【００４５】さらに、本発明の成分組成を有するニッケ
ル基単結晶超合金によりガスタービン高温部品を構成す
ると良い。

【００４６】また、本発明のニッケル基単結晶超合金の
製造方法により作製されたニッケル基単結晶超合金によ
りガスタービン高温部品を構成すると良い。

【００４７】

【発明の実施形態】以下、本発明の実施形態について、
図１〜図４および表１〜表８を用いて、具体的に説明す
る。

【００４８】第１実施形態（図１〜図３，表１〜表５）本実施形態では、表１に示す試料Ｎｏ．１から試料Ｎ
ｏ．３２までの実施例、比較例および従来例の合金を用
いて、本発明の合金組成範囲にある実施例のニッケル基
単結晶超合金が優れたクリープ強度および組織安定性を
有し、かつ、従来合金と同等の耐高温腐食性を有するこ
とを確認した。

【００４９】

【表１】

【００５０】実施例（試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１７）本実施例では、表１に示すＮｏ．１ないしＮｏ．１７の
試料を用いた。

【００５１】試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１４は、重量％
で、４．０％以上１１．０％以下のコバルト、３．５％
以上５．０％未満のクロム、０．５％以上３．０％以下
のモリブデン、７．０％以上１０．０％以下のタングス
テン、４．５％以上６．０％以下のアルミニウム、０．
１％以上２．０％以下のチタン、５．０％以上８．０％
以下のタンタル、１．０％以上３．０％以下のレニウ
ム、０．０１％以上０．５％以下のハフニウムおよび
０．０１％以上０．１％以下のシリコンを含有してお
り、残部がＮｉおよび不可避的不純物から成る。また、
レニウムおよびクロムの含有量の総和は４．０％以上で
あり、クロム，モリブデン，タングステンおよびレニウ
ムの含有量の総和が１８．０％以下となっている。

【００５２】試料Ｎｏ．１５、１６および１７は、試料
Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１４のものに、それぞれ１％以下
のバナジウムを加えたもの、２．０％以下のニオブを加
えたもの、および２％以下のルテニウムを加えたもので
ある。

【００５３】比較例（試料Ｎｏ．１８〜試料Ｎｏ．３
２）本比較例では、Ｎｏ．１８ないしＮｏ．３２の試料を用
いたものであり、表１に示すように、本発明の合金成分
範囲から外れている。

【００５４】従来例（試料Ｎｏ．３３）本従来例では、第２世代単結晶合金であるＣＭＳＸ−４
を用い、これを試料Ｎｏ．２７とした。具体的には、重
量％で、コバルト：９．０％、クロム：６．５％、モリ
ブデン：０．６％、タングステン：６．０％、アルミニ
ウム：５．６％、チタン：１．０％、タンタル：６．５
％、レニウム：３．０％、ハフニウム：０．１％を含有
し、残部がニッケルおよび不可避的不純物から成る。

【００５５】上記実施例、比較例の成分組成を有する合
金について、あらかじめ表１に示す成分組成になるよう
に、原材料を適切な割合に調整したメルティングストッ
クを作製した。つづいてこのメルティングストックを原
料として引き抜き法により丸棒形状の単結晶試験片を作
製した。また、従来例については表１に示した合金組成
を有するマスターメタルを購入し、実施例、比較例と同
様に引き抜き法により丸棒形状の単結晶試験片を作製し
た。

【００５６】次に、試料Ｎｏ．１ないし試料Ｎｏ．３３
の各単結晶試験片に対して、塩酸および過酸化水素水の
混合液にてエッチングを行い、試験片全体が単結晶化し
ていること、ならびに成長方向が引き抜き方向に対して
１０°以内になっていることを目視により確認した後、
図１に示すシーケンスに従い熱処理を行った。

【００５７】図１は、実施例および比較例の熱処理シー
ケンスを示す図である。

【００５８】図１に示すように、まず、実施例および比
較例の試料Ｎｏ．１ないし試料Ｎｏ．３２の各試験片に
ついて、局部溶解を防止するため１３００℃で予備溶体
化熱処理を１時間行った後、各合金のガンマプライム相
の溶解温度以上かつガンマ相の融点以下である１３２０
℃で５時間、溶体化熱処理を行った。

【００５９】溶体化熱処理後、室温まで各試験片を空冷
し、ガンマプライム相の析出を目的とした１段時効熱処
理を１１５０℃で４時間行い、つづいてガンマプライム
相の安定化を目的とした２段時効熱処理を８７０℃で２
０時間行った。

【００６０】上記熱処理後、試験片に加工し、クリープ
破断試験、高温腐食試験および高温酸化試験を兼ねて時
効試験を行った。

【００６１】なお、クリープ破断試験は、大気雰囲気
中、温度１１００℃、応力１３７ＭＰａの条件下で試験
を行い、クリープ破断寿命（ｈ）、伸び（％）および絞
り（％）を測定した。高温腐食試験は、７５％硫酸ナト
リウム＋２５％塩化ナトリウムの組成を有する温度９０
０℃に加熱した溶融塩中に試験片を２０時間浸漬した
後、脱スケールを行い、腐食による質量減少量を測定し
て質量減少量を腐食浸食量（ｍｍ）に換算して示した。
また、高温酸化試験結果は、９５０℃、１０００時間後
に断面組織の観察を行い、酸化皮膜が脱落していない箇
所の酸化皮膜厚さを計測したものであり、高温時効試験
は、９５０℃、１０００時間後における断面組織を観察
して、５％以上のＴＣＰ相析出の有無を確認したもので
ある。これらの結果を表２〜表５および図２および図３
に示す。

【００６２】表２は、実施例、比較例および従来例につ
いてのクリープ破断試験結果を示す表である。

【００６３】

【表２】

【００６４】表２に示すように、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．
１７の実施例は、１１００℃、１３７ＭＰａでのクリー
プ破断寿命が７１．８〜３７４．２時間と長時間となっ
ており、従来例であるＣＭＳＸ−４に対し良好なクリー
プ特性を示した。すなわち、本発明の成分組成範囲を有
する実施例は、ラフト化による強化と同時にシリコンを
含有したことでクリープ破壊の起点となる酸化皮膜のク
ラック形成が抑制されたためであると考えられる。

【００６５】一方、比較例の試料Ｎｏ．１８では、クロ
ムおよびレニウムを過剰に含有させており、試料Ｎｏ．
２０では、クロム，モリブデン，タングステン，レニウ
ムの総含有量を過剰に含有させたため、レニウム，モリ
ブデン，タングステンを主成分とするＴＣＰ相が析出し
クリープ破断寿命が低下していた。さらに、比較例の試
料Ｎｏ．２６では、各元素単独の組成は本発明の組成範
囲内にあるが、レニウム，モリブデン，タングステン、
クロムの含有量の総和が重量％で１８．９％と本発明の
範囲内を超えており、ニッケルマトリックスの固溶限を
超えたためＴＣＰ相が析出しクリープ破断寿命が低下し
ていた。

【００６６】一方、比較例の試料Ｎｏ．１９，試料Ｎ
ｏ．２２および試料Ｎｏ．２３に示すように、本発明の
合金組成範囲よりも元素含有量が少ない場合には、レニ
ウム、モリブデンおよびタングステンなどの固溶強化が
有効に作用せず、また、試料Ｎｏ．２５のようにアルミ
およびタンタルの含有量が少ない場合は、ガンマプライ
ム相による析出強化が有効に作用せず、従来合金以下の
強度となった。

【００６７】表３は、実施例、比較例および従来例につ
いての高温腐食試験結果を示す表である。

【００６８】

【表３】

【００６９】表３に示すように、実施例はいずれも腐食
浸食量が０．４ｍｍ以下と良好な耐食性を示すのに対し
て、クロムの含有量が３．５％以下の試料Ｎｏ．２２お
よび試料Ｎｏ．２３の合金は、腐食浸食量が４ｍｍ以上
となっており、３．５％以上のクロムを含有させた試料
と比較して腐食浸食量が大きく耐高温腐食性の劣る結果
となった。

【００７０】表４は、実施例、比較例および従来例につ
いての高温酸化試験結果を示す表である。

【００７１】

【表４】

【００７２】表４に示すように、アルミの含有量を５％
以上とし、かつシリコンを含有させた実施例の試料は、
酸化皮膜厚さが５〜８μｍとなっており、シリコンを添
加していない比較例の試料Ｎｏ．２７および試料Ｎｏ．
２８と比較して良好な耐酸化性を示した。

【００７３】表５は、実施例、比較例および従来例につ
いての高温時効試験後の組織安定性評価結果を示す表で
ある。なお、図２は、実施例の試料の断面組織を示す写
真であり、図３は、比較例の試料の断面組織を示す写真
である。

【００７４】

【表５】

【００７５】表５に示すように、実施例は、１０００時
間保持後においても５％以上のＴＣＰ相の析出がみられ
ず、図２に代表的に示されるように、ニッケルマトリッ
クス中に矩形のガンマプライム相のみが析出した良好な
組織となっていた。一方、比較例は、ＴＣＰ相の析出が
みられ、また、図３に代表的に示されるように、板状ま
たは針状のＴＣＰ相が生成しており、組織安定性を悪化
させていることが判明した。

【００７６】従って、本実施形態によれば、本発明の組
成範囲内とすることで、高温環境下でのクリープ強度お
よび組織安定性を向上させたニッケル基単結晶超合金を
得ることができる。

【００７７】第２実施形態（図４，表６〜表８）本実施形態では、本発明のニッケル基単結晶超合金の製
造方法により作製したニッケル基単結晶超合金が優れた
クリープ強度を有することを確認した。

【００７８】原料となるメルティングストックは、表１
に示す試料Ｎｏ．１の合金組成を目標とし、４０ｋｇ作
製した。表６に合金組成の分析結果を示す。

【００７９】

【表６】

【００８０】表６に示すように、メルティングストック
は、重量％で、コバルト：７．８％、クロム：４．９
％、モリブデン：１．９％、タングステン：８．７％、
アルミニウム：５．３％、チタン：０．５％、タンタ
ル：６．４％、レニウム：２．４％、ハフニウム：０．
１％、シリコン：０．０１％を含有し、残部がニッケル
および不可避的不純物から成る。

【００８１】上記メルティングストックを用いて、引抜
き法により丸棒形状の単結晶試験片を作製した。各試験
片に、塩酸および過酸化水素水の混合液にてエッチング
を行い、試験片全体が単結晶化していること、ならびに
成長方向が引き抜き方向に対して１０°以内になってい
ることを目視により確認した。

【００８２】その後、各試験片に図４に示す手順により
熱処理を施した。実施例および比較例の各熱処理条件
は、表７に示す条件を用いた。

【００８３】

【表７】

【００８４】表７に示すように、実施例の試料Ｎｏ．３
４ないし試料Ｎｏ．４０は、溶体化熱処理を１２８０℃
ないし１３５０℃の温度、１段時効熱処理を１１００℃
ないし１２００℃の温度として本発明の範囲内としたも
のであり、上記試料の中でも試料Ｎｏ．２８ないし試料
Ｎｏ．４１は、溶体化熱処理に先立ち予備溶体化熱処理
を溶体化温度に対し２０℃〜６０℃低い温度により行っ
たものである。一方、比較例の試料Ｎｏ．４３ないし試
料Ｎｏ．４６は、熱処理条件を本発明の温度範囲外とし
たものである。

【００８５】上記試料Ｎｏ．３４ないし試料Ｎｏ．４６
の各試験片に熱処理を施した後、大気雰囲気中、温度１
１００℃、応力１３７ＭＰａの条件下でクリープ破断試
験を行いクリープ破断寿命（ｈ）を測定した。なお、試
験条件は第１実施形態と同様とした。その結果を表８に
示す。

【００８６】

【表８】

【００８７】表８に示すように、１２８０℃〜１３４０
℃の温度域にて溶体化熱処理を行った実施例の試料Ｎ
ｏ．３４ないしＮｏ．４２は、クリープ破断寿命が長
く、良好なクリープ破断特性を示した。一方、１２８０
℃以下の溶体化熱処理を施した比較例の試料Ｎｏ．４３
は、合金中の元素の偏析ならびにガンマプライム相のニ
ッケルマトリックスへの溶解が十分でなく、ガンマプラ
イム相が強度向上に有効な形状となり得なかったため、
クリープ破断寿命が低下した。また、溶体化熱処理の温
度を１３５０℃以上とした比較例の試料Ｎｏ．４４は、
ニッケルマトリックスに対し融点の低いガンマ−ガンマ
プライム共晶が局部溶解して生じたポロシティが破壊の
起点となることから、クリープ破断寿命が低下した。さ
らに、溶体化熱処理温度は本発明の範囲内としたが、１
段時効熱処理温度を９００℃とした試料Ｎｏ．４５は、
ガンマプライム析出量が少なく、１２５０℃とした試料
Ｎｏ．４６はガンマプライム相が粗大化することにより
クリープ破断寿命が低下した。

【００８８】従って、本実施形態によれば、熱処理条件
を本発明の範囲内とすることで、優れたクリープ破断寿
命を得ることができる。

【００８９】第３実施形態（図５，表９）本実施形態では、本発明の組成範囲内の合金組成および
熱処理条件とした製造方法により作製したＮｉ基単結晶
超合金が、９００℃から１１００℃の温度域、９８ＭＰ
ａから３９２ＭＰａの応力域においても優れたクリープ
強度を有することを確認した。

【００９０】本実施形態では、第２実施形態の実施例の
メルティングストックを使用して、引抜き法により直径
９ｍｍ×１００ｍｍの単結晶丸棒試験片を作製した。試
験片は塩酸および過酸化水素水の混合液にてエッチング
を行い、試験片全体が単結晶化していること、ならびに
成長方向が引き抜き方向に対して１０°以内になってい
ることを目視により確認した。

【００９１】その後、試験片に１３００℃の温度で１時
間予備溶体化熱処理を施した後、続けて１３２０℃の温
度で５時間の溶体化熱処理を施した。その後、１１５０
℃の温度で４時間の１段時効熱処理を施し、８７０℃の
温度で２０時間の２段時効熱処理を施した。

【００９２】上記熱処理後、クリープ試験を行った。な
おクリープ試験条件は、表９に示す条件を用いて試験条
件を種々変えて、試料Ｎｏ．４７ないし試料Ｎｏ．５２
としたものである。これらの結果を表９および図５に示
す。

【００９３】

【表９】

【００９４】なお、“ＤＳＡＮＤＳＸＳＵＰＥＲ
ＡＬＬＯＹＳＦＯＲＩＮＤＵＳＴＲＩＡＬＧＡＳ
ＴＵＲＢＩＮＥＳ；Ｇ．Ｌ．Ｅｒｉｃｋｓｏｎａｎ
ｄＫ．Ｈａｒｒｉｓ：ＭａｔｅｒｉａｌｓｆｏｒＡ
ｄｖａｎｃｅｄＰｏｗｅｒＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ
１９９４”に記載されているＣＭＳＸ−４のクリープデ
ータを従来例とした。そのデータを図５に併記した。な
お、図５の横軸には、温度と時間のパラメータであるラ
ーソンミラパラメータ（ＬＭＰ）を示し、縦軸には応力
を示す。

【００９５】図５に示すように、クリープ試験条件が９
００℃以上の温度かつ２００ＭＰａ以下の応力域におい
ては、実施例は従来例のＣＭＳＸ−４よりもクリープ破
断寿命が向上していた。

【００９６】従って、本実施形態によれば、９００℃以
下の温度、２００ＭＰａ以上の応力においてはＣＭＳＸ
−４とほぼ同等のクリープ強度を示すが、９００℃以上
の温度かつ２００ＭＰａ以下の応力域においては、第２
世代の単結晶合金よりもクリープ破断寿命が向上してお
り、従来合金よりも一層優れた特性を有するＮｉ基単結
晶超合金を得られることが判明した。

【００９７】第４実施形態（表１０，表１１）本実施形態は、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、タンタル、レニウム、
ハフニウムおよびシリコンに加え、イットリウム，ラン
タンおよびセリウムのいずれかを含有し、かつ残部がニ
ッケルおよび不可避的不純物からなるＮｉ基単結晶超合
金についてのものである。原料としては、表６に示した
メルティングストックに、イットリウム、ランタンおよ
びセリウムのいずれかを添加したものを適用した。

【００９８】

【表１０】

【００９９】表１０に、実施例および比較例の合金組成
を示している。実施例の試料Ｎｏ．５３は０．１％以下
のイットリウムを含有し、試料Ｎｏ．５４は０．１％以
下のランタンを含有し、試料Ｎｏ．５５は０．１％以下
のセリウムを含有する合金である。これに対し、比較例
のＮｏ．５６はイットリウム、ランタンおよびセリウム
のいずれも含まない合金である。比較例のＮｏ．５７〜
Ｎｏ．５９は、それぞれイットリウム、ランタンおよび
セリウムを過度に添加した合金である。

【０１００】実施例、比較例とも引抜き法により丸棒形
状の単結晶試験片を作製した。つづいて塩酸および過酸
化水素水の混合液にてエッチングを行い、試験片全体が
単結晶化していること、ならびに成長方向が引き抜き方
向に対して１０°以内になっていることを目視により確
認し、図１に示すシーケンスに従って熱処理を行った。

【０１０１】高温酸化試験については、試験片をるつぼ
に入れて９５０℃で８時間加熱後、室温まで冷却するサ
イクルを３０回繰り返し、３０サイクルでの単位面積あ
たりの試験片および剥離スケールの質量を併せた酸化に
よる総質量変化量を測定した。

【０１０２】

【表１１】

【０１０３】表１１に実施例、比較例および従来例につ
いての合金の高温酸化試験結果を示す。これより、イッ
トリウム、ランタンまたはセリウムを本発明の範囲内で
添加したＮｏ．５３，５４，５５の酸化質量増加量は
０．７６１〜０．８９８ｍｇ／ｃｍ^２と少ない結果とな
り、イットリウム、ランタン、セリウムを添加していな
い比較例Ｎｏ．５６や過剰に添加した比較例Ｎｏ．５
７，Ｎｏ．５８，Ｎｏ．５９に対して良好な耐酸化特性
を示した。

【０１０４】第５実施形態（図６，表１２，表１３）本実施形態は、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、タンタル、レニウム、
ハフニウムおよびシリコンに加え、炭素、ホウ素および
ジルコニウムのいずれかを含有し、かつ残部がニッケル
および不可避的不純物からなるＮｉ基単結晶超合金につ
いてのものである。原料としては、表６に示したメルテ
ィングストックに、炭素、ホウ素およびジルコニウムの
いずれかを添加したものを適用した。

【０１０５】

【表１２】

【０１０６】表１２に、実施例および比較例の合金組成
を示している。実施例の試料Ｎｏ．６０は０．１％以下
の炭素を含有し、試料Ｎｏ．６１は０．０５％以下のホ
ウ素を含有し、試料Ｎｏ．６２は０．１％以下のジルコ
ニウムを含有する合金である。これに対し、比較例のＮ
ｏ．６３は炭素、ホウ素およびジルコニウムのいずれも
含まない合金である。

【０１０７】実施例、比較例とも引抜き法により丸棒形
状の単結晶試験片を作製した。つづいて塩酸および過酸
化水素水の混合液にてエッチングを行い、試験片にバイ
グレインが生成している試験材を選び、図６に示すシー
ケンスに従い熱処理を行った。その後、バイグレインの
部位がクリープ試験片のゲージ間に入るように試験片を
加工し、温度１１００℃、応力１３７ＭＰａの大気雰囲
気下でクリープ破断試験を行い、破断寿命および伸び，
絞りを測定した。

【０１０８】

【表１３】

【０１０９】表１３に試験結果を示している。この表１
３に示したように、炭素、ボロンまたはジルコニウムを
添加した実施例の試料Ｎｏ．６０，Ｎｏ．６１，Ｎｏ．
６２は、これらを添加していない比較例の試料Ｎｏ．６
３に対し、高いクリープ強度を有し、結晶粒界が強化さ
れていることが認められた。

【０１１０】以上の結果から、本実施形態によれば、炭
素、ホウ素またはジルコニウムを添加することにより、
単結晶超合金に欠陥として生成する双晶、高傾角粒界の
粒界強度の向上に有効であることが確認できた。

【０１１１】

【発明の効果】以上説明したように、本発明に係るＮｉ
基単結晶超合金およびその製造方法によれば、優れた高
温強度および組織安定性が得られる。また、Ｎｉ基単結
晶超合金をガスタービン動翼および静翼などに適用する
ことにより、ガスタービンの効率向上に大きく寄与でき
るガスタービン部品を得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の第１実施形態における、実施例および
比較例の熱処理シーケンスを示す図。

【図２】高温時効試験後における、実施例の合金の断面
組織を示す写真。

【図３】高温時効試験後における、比較例の合金の断面
組織を示す写真。

【図４】本発明の第２実施形態における、熱処理シーケ
ンスを示す図。

【図５】本発明の第３実施形態における、実施例および
従来例のクリープ特性を比較する図。

【図６】本発明の第５実施形態における、実施例および
比較例の熱処理シーケンスを示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５０Ｃ２２Ｆ 1/00 ６５０Ｄ６９１６９１Ｂ６９１Ｃ６９３６９３Ａ (72)発明者小泉裕茨城県つくば市千現１丁目２番１号独立行政法人物質・材料研究機構内 (72)発明者小林敏治茨城県つくば市千現１丁目２番１号独立行政法人物質・材料研究機構内 (72)発明者中澤静夫茨城県つくば市千現１丁目２番１号独立行政法人物質・材料研究機構内 (72)発明者原田広史茨城県つくば市千現１丁目２番１号独立行政法人物質・材料研究機構内 (72)発明者石渡裕神奈川県横浜市鶴見区末広町二丁目４番地株式会社東芝京浜事業所内 (72)発明者吉岡洋明神奈川県横浜市鶴見区末広町二丁目４番地株式会社東芝京浜事業所内Ｆターム(参考） 3G002 EA06

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、４．０％以上１１．０％以下
のコバルト、３．５％以上５．０％未満のクロム、０．
５％以上３．０％以下のモリブデン、７．０％以上１
０．０％以下のタングステン、４．５％以上６．０％以
下のアルミニウム、０．１％以上２．０％以下のチタ
ン、５．０％以上８．０％以下のタンタル、１．０％以
上３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．５％以
下のハフニウム、０．０１％以上０．１％以下のシリコ
ンを含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物から
なり、レニウムおよびクロムの含有量の総和が４．０％
以上であり、かつ、レニウム，モリブデン，タングステ
ンおよびクロムの含有量の総和が１８．０％以下である
ことを特徴とするニッケル基単結晶超合金。
【請求項２】重量％で、５．０％以上１０．０％以下
のコバルト、４．０％以上５．０％未満のクロム、１．
０％以上２．５％以下のモリブデン、８．０％以上９．
０％以下のタングステン、５．０％以上５．５％以下の
アルミニウム、０．１％以上１．０％以下のチタン、
６．０％以上７．０％以下のタンタル、２．０％以上
３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．５％以下
のハフニウム、０．０１％以上０．１％以下のシリコン
を含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物からな
り、レニウムおよびクロムの含有量の総和が４．０％以
上であり、かつ、レニウム，モリブデン，タングステン
およびクロムの含有量の総和が１８．０％以下であるこ
とを特徴とするニッケル基単結晶超合金。
【請求項３】重量％で、５．０％以上１０．０％以下
のコバルト、４．０％以上５．０％未満のクロム、１．
０％以上２．５％以下のモリブデン、８．０％以上９．
０％以下のタングステン、５．０％以上５．５％以下の
アルミニウム、０．８％以上１．５％以下のチタン、
５．０％以上６．０％未満のタンタル、２．０％以上
３．０％以下のレニウム、０．０１％以上０．５％以下
のハフニウム、０．０１％以上０．１％以下のシリコン
を含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物からな
り、レニウムおよびクロムの含有量の総和が４．０％以
上であり、かつ、レニウム，モリブデン，タングステン
およびクロムの含有量の総和が１８．０％以下であるこ
とを特徴とするニッケル基単結晶超合金。
【請求項４】下記（Ａ）に示した元素の全てと、下記
（Ｂ）に示した元素の中から選ばれる少なくとも１の元
素とを含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物か
らなることを特徴とするニッケル基単結晶超合金。（Ａ）重量％で、４．０％以上１１．０％以下のコバル
ト、３．５％以上５．０％未満のクロム、０．５％以上
３．０％以下のモリブデン、７．０％以上１０．０％以
下のタングステン、４．５％以上６．０％以下のアルミ
ニウム、０．１％以上２．０％以下のチタン、５．０％
以上８．０％以下のタンタル、１．０％以上３．０％以
下のレニウム、０．０１％以上０．２％以下のハフニウ
ムおよび０．０１％以上０．１％以下のシリコン（Ｂ）重量％で、２．０％以下のニオブ、１％以下のバ
ナジウム、２％以下のルテニウム、０．１％以下の炭
素、０．０５％以下のホウ素、０．１％以下のジルコニ
ウム、０．１％以下のイットリウム、０．１％以下のラ
ンタンおよび０．１％以下のセリウム
【請求項５】下記（Ｃ）に示した元素の全てと、下記
（Ｄ）に示した元素の中から選ばれる少なくとも１の元
素とを含有し、残部がニッケルおよび不可避的不純物か
らなることを特徴とするニッケル基単結晶超合金。（Ｃ）重量％で、５．０％以上１０．０％以下のコバル
ト、４．０％以上５．０％未満のクロム、１．０％以上
２．５％以下のモリブデン、８．０％以上９．０％以下
のタングステン、５．０％以上５．５％以下のアルミニ
ウム、０．１％以上１．０％以下のチタン、６．０％以
上７．０％以下のタンタル、２．０％以上３．０％以下
のレニウム、０．０１％以上０．２％以下のハフニウム
および０．０１％以上０．１％以下のシリコン（Ｄ）重量％で、２．０％以下のニオブ、１％以下のバ
ナジウム、２％以下のルテニウム０．１％以下の炭素、
０．０５％以下のホウ素、０．１％以下のジルコニウ
ム、０．１％以下のイットリウム、０．１％以下のラン
タンおよび０．１％以下のセリウム
【請求項６】ニッケル，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，タンタル，
レニウム，ハフニウムおよびシリコンを含む原材料から
請求項１ないし３までのいずれかに記載の成分組成を有
するニッケル基単結晶超合金の素体を準備して、真空ま
たは不活性ガス中１２８０℃から１３５０℃までの温度
範囲で溶体化熱処理を行った後、急冷し、１１００から
１２００℃までの温度範囲で１段時効熱処理を行った
後、前記１段時効熱処理よりも低温で２段時効熱処理を
施すことを特徴とするニッケル基単結晶超合金の製造方
法。
【請求項７】請求項６に記載のニッケル基単結晶超合
金の製造方法において、溶体化熱処理前に、溶体化熱処
理を行う際の温度に対して２０℃から４０℃の低温で、
多段階のステップを有する熱処理を行うことを特徴とす
るニッケル基単結晶超合金の製造方法。
【請求項８】請求項６に記載のニッケル基単結晶超合
金の製造方法において、溶体化熱処理前に、溶体化熱処
理を行う際の温度に対して２０℃から４０℃の低温で、
一段のステップを有する熱処理を行うことを特徴とする
ニッケル基単結晶超合金の製造方法。
【請求項９】請求項６ないし請求項８までのいずれか
に記載のニッケル基単結晶超合金の製造方法において、
溶体化熱処理時間を１０時間以内とすることを特徴とす
るニッケル基単結晶超合金の製造方法。
【請求項１０】請求項１ないし請求項５のいずれかに
記載のニッケル基単結晶超合金により構成されたガスタ
ービン高温部品。
【請求項１１】請求項６ないし９のいずれかに記載の
製造方法で作成されたニッケル基単結晶超合金により構
成されたガスタービン高温部品。