JPH09310168A

JPH09310168A - 耐熱部材および耐熱部材の製造方法

Info

Publication number: JPH09310168A
Application number: JP8124607A
Authority: JP
Inventors: Kazuhiro Yasuda; 一浩安田; Seiichi Suenaga; 誠一末永; Kunihiko Wada; 国彦和田; Hirotaka Inagaki; 浩貴稲垣; Masako Nakabashi; 昌子中橋
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1996-05-20
Filing date: 1996-05-20
Publication date: 1997-12-02
Anticipated expiration: 2016-05-20
Also published as: JP3802132B2

Abstract

(57)【要約】【課題】高温雰囲気で長時間使用した場合において、
ＭＣｒＡｌＹ合金層の減耗や損傷等に伴う金属基材の酸
化や腐食等による劣化を抑制する。【解決手段】Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少な
くとも 1種を主成分とする合金からなる金属基材１上
に、ＭＣｒＡｌＹ合金層２（ＭはＮｉ、ＣｏおよびＦｅ
から選ばれる少なくとも 1種の元素）を被覆形成する。
このＭＣｒＡｌＹ合金層２上に平均厚さ 1〜50μm のセ
ラミックス層３を設ける。セラミックス層３は、ＭＣｒ
ＡｌＹ合金層２上に生成された主としてアルミナからな
る第１のセラミックス層４と、この第１のセラミックス
層４の生成時の酸素供給源となる、低酸素雰囲気下で酸
素解離能を有する酸化物系セラミックス（ただし、アル
ミナを除く）からなる第２のセラミックス層５とから構
成されている。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高温環境下で長時
間の高温強度、耐酸化性、耐食性等が要求される材料に
好適な耐熱部材およびその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】ガスタービン、航空機・自動車エンジン
等の熱機関を構成する金属部材には、高温強度、耐酸化
性、耐高温腐食性等を考慮して、ＮｉやＣｏを主成分と
した超合金が基材として用いられている。特に、使用環
境温度が 1273Kを超えるようなガスタービンや航空機エ
ンジン用の動・静翼においては、超合金からなる金属基
材の酸化による劣化、特に減肉や損耗による強度低下を
抑制するために、ＭＣｒＡｌＹ（Μ：Ｎｉ、Ｃｏ、Ｎｉ
Ｃｏ、ＣｏＮｉ、Ｆｅ等）合金層と呼ばれる金属被覆層
を金属基材上に形成したり、さらにその上にＡｌ富化層
を被覆形成することが行われている。

【０００３】上述したように、金属基材の減肉による強
度低下や損耗を抑制する目的で、従来から金属基材表面
をＭＣｒＡｌＹ合金層やさらにＡｌ富化層で被覆するこ
とが行われているが、従来のＭＣｒＡｌＹ合金層やＡｌ
富化層で被覆した耐熱部材では、高温環境下で長時間使
用すると以下に示すような問題が生じている。

【０００４】すなわち、高温雰囲気下で長時間使用する
とＭＣｒＡｌＹ合金層の表面が酸化して、アルミナ、遷
移金属酸化物（酸化ニッケル、酸化コバルト等）、Ａｌ
と遷移金属との複合酸化物（スピネル）等の酸化物が生
成する。このうち、酸化ニッケルや酸化コバルトを多く
含有する酸化層が生成すると、酸化層とＭＣｒＡｌＹ合
金層との界面にボイドが生成し、酸化層の剥離が生じや
すくなる。このため、高温環境下で長時間使用した場合
にＭＣｒＡｌＹ層表面でたえず酸化層が生成され、その
剥離、再生成が繰り返されることになる。これによっ
て、ＭＣｒＡｌＹ合金層の減耗や損傷が起こり、金属基
材の酸化等による劣化を抑制する機能が長時間維持でき
ないという問題がある。

【０００５】そこで、長寿命の耐酸化コーティングの開
発のためには、ＮｉやＣｏ等の遷移金属の酸化物の生成
を可能な限り抑制し、高温雰囲気下で安定でかつ緻密な
被膜は耐酸化保護膜として使用し得るアルミナから主と
してなる酸化層を生成させることが望まれる。しかし、
ＭＣｒＡｌＹ合金層を単に高温雰囲気下で酸化すると、
アルミナ以外にも遷移金属酸化物、複合酸化物等の複数
の酸化物が形成され、緻密で一様なアルミナ層を生成す
ることはできない。

【０００６】また、ガスタービンやエンジン等を構成す
る金属部材は、酸化性雰囲気であると共に、ＳやＶ等を
含む腐食性の大きい環境下で使用される場合がある。こ
のような場合には、アルミナ主体の酸化層よりもクロミ
アやＡｌとＣｒとの複合酸化物等を主体とする酸化層を
ＭＣｒＡｌＹ合金層上に作製することによって、ＳやＶ
等に対する耐食性が向上することが知られている。しか
し、現状ではクロミアと同時にＮｉやＣｏ等の遷移金属
の酸化物も同時に形成されるため、緻密なクロミアやＡ
ｌとＣｒとの複合酸化物等を主体とした酸化層を生成す
ることはできない。従って、長時間高温腐食環境下で使
用すると、ＳやＶ等の腐食性物質の侵入によりＭＣｒＡ
ｌＹ合金層の劣化が起こり、金属基材の劣化抑制機能を
長時間維持することができないという問題がある。

【０００７】さらに、Ａｌ富化層をＭＣｒＡｌＹ合金層
の直上に作製することで、酸化物の生成、剥離が起こっ
た場合でも基材の減耗を防ぐような耐酸化構造も提案さ
れているが、基本的に酸化、剥離が繰り返して起こるた
め、基材の酸化を抑制する効果は十分ではない。また一
方で、長時間使用するとＡｌ富化層とＭＣｒＡｌＹ合金
層との間の組成の違いによる元素拡散が起り、被覆層内
に脆化相やボイドが生成して被覆層が剥離しやすくなっ
たり、Ａｌの内方拡散によって外表面近傍でＡｌ元素が
減少して耐酸化性の維持が困難になる等、不備な点も多
く、必ずしも良好な結果は得られていない。

【０００８】ＮｉやＣｏの超合金からなる金属基材とＭ
ＣｒＡｌＹ合金層との界面に関しても、長時間高温雰囲
気下で使用した際にこれらの組成の違いによる成分元素
の拡散が起こり、金属基材の強化相を消滅させたり、ま
た脆化相の生成が起こる等の問題がある。そこで、金属
基材とＭＣｒＡｌＹ合金層との間に元素移動を抑制する
拡散バリヤー層を形成することが検討されている。

【０００９】従来、上記したような拡散バリヤー層とし
て、内部での元素の拡散係数が小さいＡｌ等を主成分と
する酸化物、窒化物、酸窒化物等をＣＶＤ法等の成膜方
法により形成することが試みられているが、ＣＶＤ法等
による拡散バリヤー層と金属基材またはＭＣｒＡｌＹ合
金層との界面における密着性が悪く、これら界面で剥離
が起きやすいという問題が生じている。この界面での剥
離は耐熱部材の寿命低下の要因となっている。

【００１０】一方、さらなる高温化の流れの中で、金属
基材上に耐酸化・耐食コーティングとしてＭＣｒＡｌＹ
合金層を被覆形成した上に、さらに遮熱コーティングと
してセラミックス層を 200〜 300μm 程度の厚さで被覆
することも検討されているが、長時間使用するとセラミ
ックス被覆層と金属被覆層との界面で酸化が起こり、Ｃ
ｏやＮｉ等の遷移金属の酸化物や複合酸化物等を含む酸
化層が生成する。このため、セラミックス被覆層や酸化
層内で剥離が起こり、金属被覆層による金属基材の耐酸
化抑制効果が損われてしまうという問題がある。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】上述したように、従来
のＭＣｒＡｌＹ合金層やさらにＡｌ富化層で被覆した耐
熱部材では、高温環境下で長時間使用した場合に、ＭＣ
ｒＡｌＹ合金層表面等でＮｉやＣｏ等の遷移金属の酸化
物を含む酸化層が生成され、これがＭＣｒＡｌＹ合金層
の剥離等の原因となることから、金属基材の酸化や強度
低下を十分に抑制することができないという問題があ
る。また、金属基材とＭＣｒＡｌＹ合金層との界面にお
いても、長時間高温環境下で使用した際に成分元素の拡
散が起こり、これによって金属基材の強度等が低下する
という問題がある。

【００１２】このようなことから、従来の金属被覆を適
用した耐熱部材においては、ＭＣｒＡｌＹ合金層のＮｉ
やＣｏ等の遷移金属の酸化物等の生成を伴う酸化や、金
属基材とＭＣｒＡｌＹ合金層との界面における元素拡散
を抑えることによって、金属基材の酸化や強度低下等を
長時間にわたって抑制することが課題とされている。本
発明は、このような課題に対処するためになされたもの
で、長時間にわたってＭＣｒＡｌＹ合金層上に生成する
酸化層の剥離を抑制することによって、あるいは金属基
材とＭＣｒＡｌＹ合金層との界面における元素拡散を抑
制することによって、金属基材の特性を長時間にわたっ
て維持して長寿命化を図った耐熱部材およびその製造方
法を提供することを目的としている。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明における第１の耐
熱部材は、請求項１に記載したように、Ｎｉ、Ｃｏおよ
びＦｅから選ばれる少なくとも 1種を含む合金からなる
金属基材と、前記金属基材上に被覆形成されたＭＣｒＡ
ｌＹ合金層（ただし、ＭはＮｉ、ＣｏおよびＦｅから選
ばれる少なくとも 1種の元素を示す）と、前記ＭＣｒＡ
ｌＹ合金層上に設けられた平均厚さ 1〜50μm のセラミ
ックス層とを具備し、前記セラミックス層は前記ＭＣｒ
ＡｌＹ合金層上に形成された主としてアルミナからなる
第１のセラミックス層と、前記第１のセラミックス層上
に存在する酸素解離能を有する酸化物系セラミックス
（ただし、アルミナを除く）からなる第２のセラミック
ス層とを有することを特徴としている。

【００１４】また、本発明の耐熱部材の製造方法は、Ｎ
ｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種を含む
合金からなる金属基材の表面に、ＭＣｒＡｌＹ合金層
（ただし、ＭはＮｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少な
くとも 1種の元素を示す）を形成する工程と、前記ＭＣ
ｒＡｌＹ合金層表面に溶射法を用いて、酸素解離能を有
する酸化物系セラミックス層（ただし、アルミナを除
く）を形成する工程と、前記酸化物系セラミックス層が
形成された金属基材を、低酸素雰囲気下で1373K 以上の
温度条件下で熱処理する工程とを有することを特徴とし
ている。

【００１５】本発明における第２の耐熱部材は、請求項
３に記載したように、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれ
る少なくとも 1種を含む合金からなる金属基材と、前記
金属基材上に直接もしくはＡｌ富化層を介して被覆形成
されたセラミックス層とを具備し、前記セラミックス層
は前記金属基材またはＡｌ富化層上に形成されたアルミ
ナおよびクロミアから選ばれる少なくとも 1種から主と
してなる第１のセラミックス層と、前記第１のセラミッ
クス層上に存在する酸素解離能を有する酸化物系セラミ
ックス（ただし、アルミナおよびクロミアを除く）から
なる第２のセラミックス層とを有することを特徴として
いる。

【００１６】本発明における他の耐熱部材は、請求項４
に記載したように、Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる
少なくとも 1種を含む合金からなる金属基材と、前記金
属基材の表面部に設けられた酸素拡散層または表面酸化
層、もしくは前記金属基材上に形成されたＡｌ富化層に
設けられた表面酸化層と、前記酸素拡散層または表面酸
化層を介して前記金属基材またはＡｌ富化層上に被覆形
成されたＭＣｒＡｌＹ合金層（ただし、ＭはＮｉ、Ｃｏ
およびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を示す）
とを具備することを特徴としている。

【００１７】本発明の第１の耐熱部材においては、酸素
解離能を有する酸化物系セラミックスからなる第２のセ
ラミックス層を成膜しながら、もしくは成膜した後に熱
処理することによって、ＭＣｒＡｌＹ合金層と第２のセ
ラミックス層との界面に主としてアルミナからなる第１
のセラミックス層を形成しているため、ＭＣｒＡｌＹ合
金層の酸化による剥離原因となるＮｉやＣｏ等の遷移金
属の酸化物、その複合酸化物等の生成が抑制される。従
って、ＭＣｒＡｌＹ合金層の減耗や損傷が抑えられ、こ
れによって金属基材の酸化や強度低下等を抑制すること
ができ、さらにセラミックス層の厚さを適正な範囲とし
ているために、上記した酸化抑制効果を長時間にわたっ
て安定して維持することが可能となる。

【００１８】第２の耐熱部材においては、金属基材上に
直接もしくはＡｌ富化層を介して第２のセラミックス層
を形成し、この第２のセラミックス層と金属基材または
Ａｌ富化層との界面に主としてアルミナやクロミアから
なる第１のセラミックス層を形成しているため、金属基
材の耐酸化性や耐食性を向上させることができ、さらに
セラミックス層の厚さを適正な範囲としているために、
上記した耐酸化性や耐食性を長時間にわたって安定して
維持することが可能となる。またさらに、金属被覆層を
形成した場合に生じるおそれがある金属基材の強化相消
滅や脆化相生成が解消でき、これらによる基材強度の低
下を防止することが可能となる。

【００１９】また、本発明の他の耐熱部材において、金
属基材の表面部に設けた酸素拡散層は、予備熱処理また
は実使用時に熱を受けることによって、アルミナもしく
はアルミナとΝｉ、Ｃｏ、Ｃｒ等との複合酸化物を生成
させる。この酸化物層は、金属基材とΜＣｒＡｌＹ合金
層間における物質移動を抑制する拡散バリヤー層として
機能すると共に、界面反応によって生成した物質である
ために、金属基材やＭＣｒＡｌＹ合金層に対して優れた
密着性を有する。従って、拡散バリヤー層が原因となる
剥離等を抑制することができる。また、金属基材または
Ａｌ富化層の表面酸化層も、同様に金属基材とΜＣｒＡ
ｌＹ合金層間における物質移動を抑制する拡散バリヤー
層として機能すると共に、金属基材またはＡｌ富化層に
対して優れた密着性を有する。

【００２０】

【発明の実施の形態】以下、本発明を実施するための形
態について説明する。

【００２１】図１は、本発明の耐熱部材の一実施形態の
構造を模式的に示す断面図である。同図において、１は
金属基材であり、この金属基材１としてはＮｉ、Ｃｏお
よびＦｅから選ばれる少なくとも 1種を主成分とする耐
熱合金が用いられ、使用用途等に応じて各種公知の耐熱
合金を適宜選択して使用することができる。実用上はＩ
Ｎ７３８、ＩＮ７３８ＬＣ、ＩＮ９３９、Μａｒ−Μ２
４７、ＲＥＮＥ８０、ＣＭ−２４７、ＣＭＳＸ−２、Ｃ
ＭＳＸ−４等のＮｉ基超耐熱合金や、ＦＳＸ−４１４、
Ｍａｒ−Ｍ５０９等のＣｏ基超合金を用いることが有効
である。

【００２２】上記した金属基材１上には、耐食・耐酸化
金属被覆としてΜＣｒＡｌＹ合金層（ＭはＮｉ、Ｃｏお
よびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を示す）２
が被覆形成されている。このΜＣｒＡｌＹ合金層２とし
ては、耐食・耐酸化性金属被覆としての機能を得る上
で、一般的には 0.1〜20重量% のＡｌ、10〜35重量% の
Ｃｒ、 0.1〜 5重量% のＹを含み、残部がＮｉ、Ｃｏお
よびＦｅから選ばれる少なくとも 1種のＭ元素から実質
的になる組成の合金が用いられ、具体的にはＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ合金、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金、ＮｉＣｒＡｌ
Ｙ合金、ＣｏＣｒＡｌＹ合金、ＦｅＣｒＡｌＹ合金等が
挙げられる。また、用途によってはＭＣｒＡｌＹ合金
に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、ＴａおよびＷから選ばれ
る少なくとも1種の添加元素を 5重量% 以下の範囲で微
量添加することも可能である。

【００２３】上記したΜＣｒＡｌＹ合金層２の厚さは50
〜 300μm 程度とすることが、酸化寿命や応力緩和効果
等の観点から好ましい。また、ΜＣｒＡｌＹ合金層２の
形成方法としては、溶射法、ＰＶＤ法、スパッタ法、Ｃ
ＶＤ法等が挙げられる。特に溶射法では、大気溶射法よ
りも緻密な被覆層が得られる減圧溶射法やＨＶＯＦ法を
適用することが好ましく、これらによればさらに被覆層
形成時の巻き込み酸素によるＭＣｒＡｌＹ合金層２の内
部酸化を抑えることができる。

【００２４】さらに、上述したＭＣｒＡｌＹ合金層２上
には、平均厚さが 1〜50μm の範囲のセラミックス層３
が被覆形成されている。セラミックス層３は、ＭＣｒＡ
ｌＹ合金層２上に形成された主としてアルミナからなる
第１のセラミックス層４と、この第１のセラミックス層
４上に存在するアルミナを除く酸化物系セラミックスか
らなる第２のセラミックス層５とを有しており、これら
によって実施形態の耐熱部材６が構成されている。主と
してアルミナからなる第１のセラミックス層４は、通常
ＭＣｒＡｌＹ合金層２中の成分元素と第２のセラミック
ス層５中の成分元素とからなり、その50重量% 以上がア
ルミナであるセラミックス層である。第１のセラミック
ス層４中のアルミナ量は75重量% 以上であることが好ま
しく、より好ましくは95重量% 以上である。

【００２５】ここで、上記したセラミックス層３のう
ち、第２のセラミックス層５は低酸素雰囲気（低酸素ポ
テンシャル）下で酸素解離能を有する酸化物系セラミッ
クス材料からなり、この第２のセラミックス層５の成膜
過程で、もしくは第２のセラミックス層５を成膜した後
に熱処理することで、主としてアルミナからなる第１の
セラミックス層４がＭＣｒＡｌＹ合金層２と第２のセラ
ミックス層５との界面に形成される。すなわち、第２の
セラミックス層５として低酸素雰囲気下で酸素解離能を
有する酸化物系セラミックス材料を用いると共に、後に
詳述する条件下での成膜もしくは熱処理を適用すること
によって、ＭＣｒＡｌＹ合金層２の構成成分のうちＡｌ
の酸化物からなる第１のセラミックス層４をＭＣｒＡｌ
Ｙ合金層２と第２のセラミックス層５との界面に選択的
に形成することができ、さらに得られる第１のセラミッ
クス層４を緻密化することができる。

【００２６】この第１のセラミックス層４は、厚すぎる
とＭＣｒＡｌＹ合金層２との熱膨張率の違いによる剥離
等が生じやすくなることから、ＭＣｒＡｌＹ合金層２の
表面を一様に覆い得る範囲で薄い方がよく、具体的には
平均厚さで 3.5μm 以下とすることが好ましい。また、
第１のセラミックス層４の平均厚さが0.01μm 未満とな
ると、ＭＣｒＡｌＹ合金層２表面の一様な被覆性が低下
し、実用的には 0.1μm 以上とすることが好ましい。

【００２７】第２のセラミックス層５としての酸化物系
セラミックス材料としては、低酸素ポテンシャル下で酸
素を解離しやすい材料が好ましく、特にアルミナより酸
素解離能が高いものがよい。具体的には、ジルコニア、
安定化ジルコニア、酸化チタン、酸化ハフニウム、酸化
トリウム、希土類金属酸化物、酸化モリブデン、酸化ニ
オブ、酸化タンタル、アルカリ土類金属酸化物、これら
の複合酸化物、また蛍石構造から酸素を 1/8だけ規則的
に除いたバイクロア構造のセラミックス等が用いられ
る。これらの中でも安定化ジルコニアは金属部材に近い
熱膨張率を有し、かつ高融点材料であり、さらに高温安
定性に優れていることから、特に好ましい材料というこ
とができる。

【００２８】上述したように、ＭＣｒＡｌＹ合金層２の
表面側に、主としてアルミナからなる緻密な第１のセラ
ミックス層４を形成することによって、ＭＣｒＡｌＹ合
金層２からのＣｏやＮｉ等の遷移金属の拡散が抑制され
る。すなわち、ＭＣｒＡｌＹ合金層２の剥離原因である
ＣｏやＮｉ等の遷移金属の酸化が抑制され、長時間使用
した場合でもＣｏやＮｉ等の遷移金属の酸化物もしくは
それらの複合酸化物の生成に伴うＭＣｒＡｌＹ合金層２
の減耗や損傷を抑えることができる。これによって、Ｍ
ＣｒＡｌＹ合金層２に期待される金属基材１の酸化等に
よる劣化抑制機能が長時間維持され、金属基材１の耐酸
化性を向上させることが可能となる。

【００２９】また、第１のセラミックス層４は、後に詳
述するように、成膜時の基板温度条件や熱処理条件を適
宜に設定することによって、ｘＡｌ₂Ｏ₃・ｙＹ₂Ｏ₃
で示されるＹＡＧ、ＹＡＭ等のＡｌとＹとの複合酸化物
を含有させることができる。このＡｌとＹとの複合酸化
物は拡散抑制効果がより大きいことから、ＣｏやＮｉ等
の遷移金属の酸化物もしくはそれらの複合酸化物の生成
に伴うＭＣｒＡｌＹ合金層２の減耗や損傷をより一層効
果的に抑制することが可能となる。

【００３０】ここで、第２のセラミックス層５は、高温
雰囲気下で長時間使用した際の第１のセラミックス層４
の成長を抑制する機能を有しているものの、基本的には
主としてアルミナからなる緻密な第１のセラミックス層
４の形成に利用されるものであり、従来の遮熱層として
のセラミックス層とは異なるものである。よって、第２
のセラミックス層５の厚さは、第１のセラミックス層４
の形成に必要な酸素を供給し得る厚さを有していればよ
く、加えて第２のセラミックス層５を厚くしすぎると、
第１のセラミックス層４の生成が過剰となり、上述した
ような不都合を招くことになる。従って、第２のセラミ
ックス層５の厚さは、第１のセラミックス層４を含むセ
ラミックス層３の平均厚さとして50μm 以下とする。

【００３１】すなわち、セラミックス層３の平均厚さが
50μm を超えると、第２のセラミックス層５を成膜した
後に熱処理により第１のセラミックス層４を生成する場
合、供給される酸素量が過剰となって、第１のセラミッ
クス層４が厚くなりすぎる。また、第２のセラミックス
層５の成膜と同時に第１のセラミックス層４を生成する
場合、後に詳述するように、基板加熱により第１のセラ
ミックス層４を生成するため、セラミックス層３の平均
厚さが50μm を超えると、言い換えると第２のセラミッ
クス層５の成膜時間が長くなりすぎると、それだけ成膜
時の熱処理効果が増大して第１のセラミックス層４が厚
くなりすぎて、上述したような不都合を招くことにな
る。ただし、セラミックス層３の厚さがあまり薄すぎる
と、酸化物層を緻密な被膜として形成することが困難と
なるため、セラミックス層３の平均厚さは 1μm 以上と
する。

【００３２】セラミックス層３の平均厚さは、第１のセ
ラミックス層４の生成量制御に寄与するだけでなく、そ
れ自体の剥離や層内部での破壊等を防止する上において
も重要であり、この点からもセラミックス層３の平均厚
さは50μm 以下とする必要がある。すなわち、セラミッ
クス層３の平均厚さが50μm を超えると、ＭＣｒＡｌＹ
合金層２との熱膨張率の差により発生する熱応力、さら
にはそれ自体の強度低下や破壊起点の増加等によって、
セラミックス層３すなわち第２のセラミックス層５の剥
離、割れ等が生じやすくなる。第２のセラミックス層５
に剥離や割れ等が起こると、当然ながら第１のセラミッ
クス層４にも剥離等が生じやすくなり、上述したＣｏや
Ｎｉ等の遷移金属の酸化を抑制することができなくな
る。このような点から、セラミックス層３の平均厚さは
より良好な剥離・割れ抑制効果が得られる30μm 以下と
することが望ましい。

【００３３】このように、本発明においてはセラミック
ス層３の平均厚さを50μm 以下とすることが重要であ
り、これによってはじめてＭＣｒＡｌＹ合金層２におけ
る良好で安定なＣｏやＮｉ等の遷移金属の酸化抑制効
果、ひいては金属基材１の安定した耐酸化性を得ること
が可能となる。

【００３４】また、特に酸化反応が激しく進行するよう
な、より厳しい高温環境下で使用する場合には、図２に
示すように、ＭＣｒＡｌＹ合金層２上にさらにアルミパ
ック法等でＡｌ富化層７を形成し、このＡｌ富化層７上
にセラミックス層３を形成することによって、主として
アルミナからなる第１のセラミックス層４を生成するよ
うにしてもよい。

【００３５】上記実施形態では、第１のセラミックス層
を主としてアルミナにより構成する場合について説明し
たが、後に詳述するように、成膜時の基板温度条件や熱
処理条件を適宜に設定することによって、図３に示すよ
うに、アルミナに加えてクロミアを含む第１のセラミッ
クス層８、例えば主としてクロミアとアルミナとの混合
酸化物、もしくはクロミアとアルミナとの複合酸化物か
らなる第１のセラミックス層８とすることもできる。こ
の第１のセラミックス層８は、上述した主としてアルミ
ナからなる第１のセラミックス層４と同様に、通常ＭＣ
ｒＡｌＹ合金層２中の成分元素と第２のセラミックス層
５中の成分元素とからなり、その50重量% 以上がアルミ
ナやクロミアであるセラミックス層である。第１のセラ
ミックス層８中のアルミナやクロミアの量は75重量% 以
上であることが好ましく、より好ましくは95重量% 以上
である。

【００３６】金属基材１の耐酸化性のみを考慮した場
合、第１のセラミックス層は主としてアルミナからなる
層４とすることが好ましいが、ＳやＶ等を含む腐食性の
大きい環境下で使用される場合には、主としてクロミア
とアルミナとの混合酸化物、クロミアとアルミナとの複
合酸化物からなる第１のセラミックス層８とすることが
好ましい。これによって、耐食・耐酸化性に優れた耐熱
部材９が得られる。

【００３７】この場合、主としてクロミアとアルミナと
の混合酸化物、クロミアとアルミナとの複合酸化物から
なる第１のセラミックス層７の厚さ、セラミックス層３
の厚さ等の条件は前述した実施形態と同様である。

【００３８】上述した各実施形態の耐熱部材６、９にお
けるセラミックス層３は、例えば以下のようにして形成
することができる。まず、第２のセラミックス層５を形
成後に熱処理を施して第１のセラミックス層４、８を形
成する手法について述べる。この手法では、図４（ａ）
に示すように、ＭＣｒＡｌＹ合金層２上に第２のセラミ
ックス層５をＰＶＤ法や溶射法等で形成する。溶射法や
ＰＶＤ法で第２のセラミックス層５を形成する場合、基
板加熱は973K以下とする。溶射法としてはプラズマ溶射
法が挙げられるが、酸素供給源となる第２のセラミック
ス層５の酸素量を低減する目的で、減圧雰囲気で溶射す
ることで酸素欠損を含むセラミックス層を形成してもよ
い。

【００３９】次いで、第２のセラミックス層５に対して
低酸素雰囲気中にて熱処理を施して、図４（ｂ）に示す
ように、ＭＣｒＡｌＹ合金層２と第２のセラミックス層
５との界面に、第１のセラミックス層４、８を形成す
る。このように、低酸素雰囲気中で第２のセラミックス
層５に熱処理を施し、酸素を第２のセラミックス層５か
ら供給して界面反応の生成物として第１のセラミックス
層４、８を形成することによって、選択的に緻密なアル
ミナやクロミアを得ることができる。

【００４０】第１のセラミックス層４、８を生成する際
の熱処理雰囲気は 1Pa以下の真空中とすることが好まし
い。熱処理時の真空度が 1Paを超えると、雰囲気からの
酸素によりＭＣｒＡｌＹ合金層２内で酸化が生じるおそ
れがある。これによって、ＭＣｒＡｌＹ合金層２の剥離
原因となるＮｉやＣｏ等の遷移金属の酸化物等が生成す
るおそれがある。熱処理はより有効にＭＣｒＡｌＹ合金
層２内の酸化を抑制し得る、 0.1〜10^-4Paの低圧雰囲気
中で行うことがより好ましい。

【００４１】また、熱処理温度は第１のセラミックス層
を構成する成分により選択され、主としてアルミナから
なる第１のセラミックス層４を形成する場合には、 107
3K以上とすることが好ましい。熱処理温度が 1073K未満
であると、アルミナ以外の酸化物の生成量が増大するお
それがある。この際、特に熱処理温度を 1373K以上とす
ることによって、前述したように第１のセラミックス層
４にＡｌとＹとの複合酸化物を含有させることができ、
ＣｏやＮｉ等の遷移金属の酸化物等の生成をより一層効
果的に抑制することが可能となる。熱処理時間は特に限
定されるものではないが、 1〜 100時間程度とすること
が好ましい。なお、この熱処理は金属基材１の特性維持
のために行われる多段階熱処理（溶体化処理＋時効処
理）の一工程として行ってもよい。

【００４２】一方、主としてクロミアとアルミナとの混
合酸化物、クロミアとアルミナとの複合酸化物からなる
第１のセラミックス層８を形成する場合には、熱処理温
度は973〜 1073Kの範囲とすることが好ましい。熱処理
温度が973K未満であると、酸化物の生成量が不足し、一
方 1073Kを超えるとアルミナの生成量が増大してクロミ
ア量が減少する。この際の熱処理温度の制御等によっ
て、第１のセラミックス層８は主としてクロミアからな
る層とすることもできる。なお、この熱処理温度は上述
した金属基材１の特性維持のために行われる多段階熱処
理温度より低いため、第１のセラミックス層８形成のた
めの熱処理を行う前に、上記した多段階熱処理を実施す
る。熱処理時間は特に限定されるものではないが、 1〜
100時間程度とすることが好ましい。

【００４３】次に、第１のセラミックス層４を第２のセ
ラミックス層５の成膜と同時に形成する手法について述
べる。

【００４４】この手法においては、ＭＣｒＡｌＹ合金層
２上にＰＶＤ法、スパッタ法、ＣＶＤ法等によって、前
述した低酸素雰囲気下で酸素を解離する第２のセラミッ
クス層５を低酸素雰囲気下で被覆形成する。この低酸素
雰囲気下での成膜と同時に、第２のセラミックス層５か
ら解離した酸素でＭＣｒＡｌＹ合金層２表面に緻密な主
としてアルミナからなる第１のセラミックス層４が形成
される。この場合、酸素ポテンシャルは低いほど望まし
く、例えば真空度は 1Pa以下とすることが好ましい。さ
らに 0.1Pa以下にするとより緻密な第１のセラミックス
層４がＭＣｒＡｌＹ合金層２との界面に形成されるので
より好ましい。

【００４５】またＰＶＤ法等では、ＭＣｒＡｌＹ合金層
２上に第２のセラミックス層５を被覆しただけでは、主
としてアルミナからなる第１のセラミックス層４を形成
することはできないため、金属基材１を加熱しながら第
２のセラミックス層５を成膜する。加熱温度は973K以上
とすることが好ましい。加熱温度が973K未満であると一
様な酸化物層の形成が困難となるおそれがある。さら
に、加熱温度が 1123K以上であると、緻密でＭＣｒＡｌ
Ｙ合金層２との密着性に優れた酸化物層を形成すること
ができるのでより好ましい。またさらに、 1173K以上に
加熱しながら被覆することが望ましく、これによりＭＣ
ｒＡｌＹ合金層２直上に粒子径 0.2〜 0.5μm 程度の粗
大なアルミナのみからなる第１のセラミックス層４が形
成され、酸素の拡散を抑制することができるため、より
一層良好な酸化反応の抑制効果が期待できる。

【００４６】上述した各実施形態においては、セラミッ
クス層３をＭＣｒＡｌＹ合金層２上に形成する場合につ
いて説明したが、本発明によるセラミックス層３、すな
わちアルミナやクロミアを主体する緻密な第１のセラミ
ックス層４、８と酸素供給源である第２のセラミックス
層５とからなるセラミックス層３は、図５に示すよう
に、金属基材１上に直接形成することもできる。

【００４７】例えば、金属基材１としてＣＭＳＸ−２、
ＣＭＳＸ−４等のような単結晶基材を用いる場合に、組
成が異なるＭＣｒＡｌＹ合金層を被覆形成して高温雰囲
気で長時間使用すると、元素の拡散によって金属基材１
の表面近傍組織が再結晶して基材強度が低下するおそれ
がある。このような場合には、主としてアルミナやクロ
ミアからなる緻密な第１のセラミックス層４、８と酸素
供給源である第２のセラミックス層５とからなるセラミ
ックス層３を、金属基材１上に直接形成するようにして
もよい。

【００４８】また、より厳しい高温環境下で使用する場
合には、図６に示すように、金属基材１上にさらにアル
ミパック法等でＡｌ富化層７を形成し、このＡｌ富化層
７上にセラミックス層３を形成することによって、主と
してアルミナからなる第１のセラミックス層４を生成す
るようにしてもよい。

【００４９】図５に示したように、金属基材１上に直接
セラミックス層３を形成する場合には、金属基材１の構
成元素により第１のセラミックス層４、８が生成され
る。また、図６に示したように、金属基材１上に設けた
Ａｌ富化層７を介してセラミックス層３を形成する場合
には、Ａｌ富化層７により主としてアルミナからなる第
１のセラミックス層４が生成される。各層の具体的な条
件や作製条件等はＭＣｒＡｌＹ合金層２上に形成する場
合と同様であるが、主としてアルミナやクロミアからな
る第１のセラミックス層４、８と金属基材１とが直接接
する場合には、特に各層の厚さ制御等によって熱応力の
緩和を十分に考慮する必要がある。

【００５０】次に、本発明の他の耐熱部材の実施形態に
ついて説明する。

【００５１】図７は本発明の他の耐熱部材の一実施形態
を示す断面図である。同図において１１は金属基材であ
り、この金属基材１１としては前述した各実施形態と同
様なＮｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種
を主成分とする耐熱合金が用いられる。

【００５２】上記金属基材１１の表面近傍部には、酸素
拡散層１２が形成されている。そして、この酸素拡散層
１２を介してＭＣｒＡｌＹ合金層１３が耐食・耐酸化金
属被覆として形成されており、これらによって耐熱部材
１４が構成されている。なおＭＣｒＡｌＹ合金層１３の
詳細は前述した実施形態と同様である。

【００５３】上述した酸素拡散層１２は、例えば酸素イ
オン注入や酸素イオンエッチング等により形成すること
ができる。酸素拡散層１２の厚さは特に規定されるもの
ではないが、 100nm〜10μm の範囲とすることが好まし
い。なぜなら、酸素拡散層１２の厚さが10μm を超える
と、金属基材１１が劣化するおそれが大きくなり、一方
100nm未満であると、以下に詳述する拡散バリヤー層
（１５）の形成が不均一もしくは不十分となるおそれが
あるためである。さらに、酸素拡散層１２中の酸素濃度
は特に限定されないが、酸素は金属基材１１中に固溶酸
素として存在することが好ましい。

【００５４】ここで、ΝｉＣｏＣｒＡｌＹ合金等に代表
されるΜＣｒＡｌＹ合金層２は、耐酸化性向上の点か
ら、一般に金属基材１と比較してＡｌ、Ｃｒの添加量が
多い。従って、耐熱部材１４に予備熱処理を施したり、
あるいは実使用時に熱を受けることによって、酸素拡散
層１２中の酸素とΜＣｒＡｌＹ合金層１３中のＡｌ等と
が反応して、図８に示すように、金属基材１１とＭＣｒ
ＡｌＹ合金層１３との界面にアルミナ、アルミナとＮ
ｉ、Ｃｒ等の酸化物との複合酸化物等からなる酸化物層
１５が生成する。これらの酸化物はその物質中の金属元
素の拡散係数が小さく、拡散バリヤー層として有効に利
用するものである。

【００５５】従って、酸化物層１５からなる拡散バリヤ
ー層が形成された耐熱部材は、長時間高温環境下に晒さ
れるような条件下で使用したとしても、金属基材１１と
ΜＣｒＡｌＹ合金層１３との間の元素移動を抑制するこ
とができる。その結果として、金属基材１１の高温強度
の低下等が防止でき、耐熱部材１４を長期間安定に使用
することが可能となる。

【００５６】ここで、拡散バリヤー層としての酸化物層
１５の従来のＣＶＤ法等による拡散バリヤー層との大き
な違いは、酸化物層１５は金属基材１１とΜＣｒＡｌＹ
合金層１３との界面反応によって生成した物質であるた
め、金属基材１１およびΜＣｒＡｌＹ合金層１３に対す
る密着性が良好な点であり、これによって酸化物層１５
を拡散バリヤー層として介在させたことによる界面剥離
を大幅に抑制することができる。このことは耐熱部材１
４の長寿命化に大きく貢献する。

【００５７】また、図９に示す耐熱部材においては、金
属基材１１表面に予め表面酸化層１６が形成されてお
り、この表面酸化層１６を介して金属基材１１上にΜＣ
ｒΑｌＹ合金層１３が形成されている。これらにより耐
熱部材１７が構成されている。上記した表面酸化層１６
は、金属基材１１を大気中または減圧雰囲気中で予備酸
化して形成したものであって、Νｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ａｌ
等の酸化物またはこれらの複合酸化物より構成されるも
のであり、金属基材１１に対して優れた密着性を示すも
のである。表面酸化層１６は、図８の酸化物層１５と同
様に、拡散バリヤー層として機能する。

【００５８】表面酸化層１６を拡散バリヤー層として利
用する場合、例えば図１０に示すように、金属基材１１
の表面にまずアルミパック法等のＡｌ拡散処理を施して
Ａｌ富化層１８を形成し、このＡｌ富化層１８の表面に
予め表面酸化層１９を形成し、この表面酸化層１９を介
してΜＣｒΑｌＹ合金層１３を形成するようにしてもよ
い。表面酸化層１９は、Ａｌ富化層１８が形成された金
属基材１１を大気中または減圧雰囲気中で予備酸化処理
することにより形成されたものであり、主にＡｌの酸化
物と、Νｉ、Ｃｏ、Ｃｒ等の酸化物とＡｌ酸化物との複
合酸化物とから構成されるものである。

【００５９】このような耐熱部材１７は、図７および図
８に示した耐熱部材１４と同様に、表面酸化層１６、１
９が拡散バリヤー層として有効に機能するため、長時間
高温環境下に晒されるような条件下で使用したとして
も、金属基材１１とΜＣｒＡｌＹ合金層１３との間の元
素移動を抑制することができる。その結果として、金属
基材１１の高温強度の低下等が防止でき、耐熱部材１７
を長期間安定に使用することが可能となる。

【００６０】なお、上述した各実施形態の耐熱部材１
４、１７は、前述した実施形態によるセラミックス層３
と組合せてもよく、またこれとは別にＭＣｒＡｌＹ合金
層１３上に、窒化ケイ素、炭化ケイ素、アルミナ、ジル
コニア、窒化チタン、窒化アルミニウム、ＳｉＡｌＯＮ
等のセラミックス材料からなる遮熱層を設けて使用して
もよい。

【００６１】

【実施例】次に、本発明の具体的な実施例について述べ
る。

【００６２】実施例１Ｎｉ基超合金ＩＮ７３８ＬＣ上に、低真空溶射法で厚さ
150μm のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層を形成した後、0.
01Paの真空中でＥＢ−ＰＶＤ法（基板加熱温度:1173K）
によりＹ安定化ジルコニア層を各種厚さで被覆形成し
た。Ｙ安定化ジルコニア層の平均厚さは、それぞれ約30
μm(試料Ａ）、約40μm(試料Ｂ）、約100μm(試料
Ｃ）、約 150μm(試料Ｄ）、約 200μm(試料Ｅ）とし
た。これらのうち、試料Ａ、Ｂは本発明の実施例であ
り、試料Ｃ〜Ｅは比較例に相当する。

【００６３】この際、上記した各試料の断面をＳＥΜ−
ＥＤＸで観察したところ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層とジル
コニア層との界面に、試料Ａ、Ｂでは平均厚さ約 1μm
のアルミナを主体とした酸化物層が形成されており、試
料Ｃ、Ｄ、Ｅでは平均厚さ約4.0〜 5.5μm のアルミナ
を主体とした酸化物層が形成されていた。

【００６４】上述した各試料に対して 1373K× 8時間＋
373K× 1時間を 1サイクルとした繰返し熱処理を1000サ
イクル行った後、セラミックス層の状態を観察した。そ
の結果、試料Ｅ、Ｄ、Ｃはそれぞれ 100サイクル、 300
サイクル、 500サイクルでセラミックス層に一部割れが
生じた。また、1000サイクルの繰返し熱処理試験後に
は、いずれもセラミックス層の剥離が著しく、ＮｉＣｏ
ＣｒＡｌＹ層の酸化が表面から10μm 以上内部まで進行
して、アルミナ以外にも酸化ニッケル、酸化コバルトや
その他複合酸化物の生成が確認された。

【００６５】これに対して、実施例にあたる試料Ａ、Ｂ
では外観上の変化は全く見られず、セラミックス層の損
傷は起っていなかった。また、断面組織を観察しても、
酸化物層は主としてアルミナで構成されており、試料
Ｃ、Ｄ、Ｅの剥離部等で見られた遷移金属酸化物やその
複合酸化物の存在は見られなかった。

【００６６】実施例２Ｎｉ基超合金ＩＮ７３８ＬＣ上に、低真空溶射法で厚さ
150μm のＣｏＣｒＡｌＹ合金層を形成し、さらにアル
ミパック処理を施して平均厚さ20μm のＡｌ富化層を形
成した後、大気溶射法で平均厚さ30μm の 8重量% Ｙ₂
Ｏ₃−ＺｒＯ₂溶射層を形成した。この後、 5×10^-3Pa
の真空炉中で 1503Kで 2時間、引き続いて 1143Kで16時
間の予備熱処理を施し、Ａｌ富化層と 8重量% Ｙ₂Ｏ₃
−ＺｒＯ₂溶射層との界面に平均厚さ約 2μm のアルミ
ナを主体とする酸化物層を形成して試料Ａとした。

【００６７】一方、 5×10^-3Paの真空炉中で 1503Kで 2
時間、引き続いて 1143Kで16時間の熱処理を施したＮｉ
基超合金ＩＮ７３８ＬＣ上に、低真空溶射法で厚さ 150
μmのＣｏＣｒＡｌＹ合金層を形成し、さらにアルミパ
ック処理を施して平均厚さ20μm のＡｌ富化層を形成し
た後、大気溶射法で平均厚さ30μm の 8重量% Ｙ₂Ｏ₃
−ＺｒＯ₂溶射層を形成して試料Ｂとした。この試料Ｂ
では、Ａｌ富化層とＺｒＯ₂溶射層との界面に試料Ａの
ような酸化物層は形成されておらず、本発明との比較例
に相当する。

【００６８】上述した各試料に対して 1273K× 0.5時間
＋373K× 0.5時間を 1サイクルとした繰返し熱処理試験
を行って、各被膜の耐久性を調べた。その結果、試料Ｂ
では2000サイクルで端部のＺｒＯ₂溶射層が剥離し、被
膜全体に亀裂が発生した。さらに断面の組織観察を行っ
たところ、ＺｒＯ₂溶射層ジルコニアとの界面に生成す
る酸化物層は厚さ10μm 以上に達し、剥離はＡｌ富化層
表面のアルミナ層内部でも起っていた。また、大部分の
未剥離部分でも、ＮｉやＣｏ等の遷移金属の酸化物やそ
の複合酸化物が認められ、一部酸化物とＣｏＣｒＡｌＹ
合金層との界面で剥離が進行している部分もあった。

【００６９】一方、実施例にあたる試料Ａでは、2000サ
イクル以上の繰返し熱処理試験後においても外観上の変
化はなく、セラミックス層の剥離も認められなかった。
また詳細に内部を調べても、アルミナを主体とした酸化
物層の厚さは 3μm で、剥離している部分や、ＮｉやＣ
ｏ等の遷移金属や遷移金属酸化物は認められず、ＣｏＣ
ｒＡｌＹ合金層の耐酸化被覆機能は維持されていた。

【００７０】実施例３Ｎｉ基超耐熱合金ＣΜ−２４７からなる丸棒（直径10mm
×20mm）の表面に、減圧プラズマ溶射法により厚さ約 1
50μm のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層を形成した後、大気
プラズマ溶射法により平均厚さ50μm の 8重量% Ｙ₂Ｏ
₃安定化ＺｒＯ₂層を形成した。この後、 5×10^-3Paの
真空炉中で 1503Kで 2時間、引き続いて1143Kで16時間
の予備熱処理を施して試料Ａとした。熱処理後のＮｉＣ
ｏＣｒＡｌＹ合金層と 8重量% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂
層との界面には、平均厚さ約1.3μm のアルミナおよび
ＡｌとＹとの複合酸化物からなる層が生成していた。一
方、本発明との比較例として、予め 1503Kで 2時間、引
き続いて 1143Kで16時間の熱処理を施したＮｉ基超耐熱
合金ＣΜ−２４７からなる丸棒の表面に、減圧プラズマ
溶射法により厚さ約 150μm のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金
層を形成した後、大気プラズマ溶射法により平均厚さ50
μm の 8重量% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層を形成して試
料Ｂとした。

【００７１】上記した各試料に、ガスタービン運転時に
部材が晒される雰囲気を模擬した1123Kでの大気中で250
MPaの応力を加え、12時間サイクルで室温との繰返し熱
処理試験を行った。その結果、試料Ａでは 100回を超え
ても剥離は起こらなかった。試験後、試料の断面を観察
したところ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層と 8重量%Ｙ₂
Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層との界面には厚さ約 1.5μm の主
にアルミナからなる層が存在しており、ＮｉやＣｏを含
有する酸化物層は検出されなかった。

【００７２】これに対して、被膜形成後に予備熱処理を
施していない試料Ｂでは60回を超えたところから、部分
的にＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層表面の酸化物層と 8重量
% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層とが一体となって剥がれ落
ち出した。この試料を 100サイクルまで試験し続け、剥
離していない部分の断面を観察したところ、厚さ約 5μ
m の酸化物層が生成しており、この酸化物層内にはＮ
ｉ、Ｃｏ、Ａｌの複合酸化物が層状に生成していること
が観察された。

【００７３】実施例４Ｎｉ基超耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面に、
減圧プラズマ溶射法により厚さ約 140μm のＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ合金層を形成した後、大気プラズマ溶射法によ
り平均厚さ20μm の 8重量% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層
を形成した。この後、 8×10^-3Paの真空炉中で 1588Kで
3時間、引き続いて 1323Kで16時間、1123Kで48時間の
予備熱処理を施して試料Ａとした。熱処理後のＮｉＣｏ
ＣｒＡｌＹ合金層と 8重量% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層
との界面には、厚さ約 3μmのアルミナおよびＡｌとＹ
との複合酸化物からなる層が生成していた。

【００７４】一方、本発明との比較例として、予め 158
8Kで 3時間、引き続いて 1323Kで16時間、 1123Kで48時
間の熱処理を施したＮｉ基超耐熱合金ＣＭＳＸ−２から
なる丸棒の表面に、減圧プラズマ溶射法により厚さ約 1
40μm のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層を形成した後、大気
プラズマ溶射法により平均厚さ20μm の 8重量% Ｙ₂Ｏ
₃安定化ＺｒＯ₂層を形成して試料Ｂとした。

【００７５】上記した各試料に、ガスタービン運転時に
部材が晒される雰囲気を模擬した1123Kでの大気中で250
MPaの応力を加え、12時間サイクルで室温との繰返し熱
処理試験を行った。その結果、試料Ａでは 100サイクル
を超えても剥離は起こらなかった。試験後、試料の断面
を観察したところ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層と8重量%
Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層との界面には厚さ約 4μm
の主にアルミナからなる酸化物層が存在しており、Ｎｉ
やＣｏを含有する酸化物層は検出されなかった。

【００７６】これに対して、被膜形成後に予備熱処理を
施していない試料Ｂでは、50回を超えたところから部分
的にＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層表面の酸化物層と 8重量
% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層とが一体となって剥がれ落
ち出した。この試料を 100サイクルまで試験し続け、剥
離していない部分の断面を観察したところ、厚さ約7μm
の酸化物層が生成しており、この酸化物層内にはＮ
ｉ、Ｃｏ、Ａｌの複合酸化物が層状に生成していること
が観察された。

【００７７】実施例５Ｎｉ基超耐熱合金ＩＮ−７３８からなる丸棒の表面に、
減圧プラズマ溶射法により厚さ約 150μm のＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ合金層を形成した後、大気プラズマ溶射法によ
り平均厚さ10μm の 8重量% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層
を形成した。この後、 2×10^-2Paの真空炉中で 1393Kで
2時間、引き続いて 1123Kで24時間の予備熱処理を施し
て試料Ａとした。熱処理後のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層
と 8重量% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層との界面には、平
均厚さ約 1μm の酸化物層が生成しており、この酸化物
層は主としてアルミナからなると共に、一部ＡｌとＹと
の複合酸化物の生成も認められた。

【００７８】一方本発明との比較例として、予め 1393K
で 2時間、引き続いて 1123Kで24時間の予備熱処理を施
したＮｉ基超耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面
に、減圧プラズマ溶射法により厚さ約 150μm のＮｉＣ
ｏＣｒＡｌＹ合金層を形成した後、大気プラズマ溶射法
により平均厚さ10μm の 8重量% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ
₂層を形成して試料Ｂとした。

【００７９】上記した各試料に、ガスタービン運転時に
部材が晒される雰囲気を模擬した1123Kでの大気中で250
MPaの応力を加え、12時間サイクルで室温との繰返し熱
処理試験を行った。その結果、試料Ａでは 100サイクル
を超えても剥離は起こらなかった。試験後、試料の断面
を観察したところ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層と8重量%
Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層との界面には厚さ約 2μm
の主にアルミナからなる酸化物層が存在しており、Ｎｉ
やＣｏを含有する酸化物層は検出されなかった。

【００８０】これに対して、被膜形成後に予備熱処理を
施していない試料Ｂでは、40回を超えたところから部分
的にＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層表面の酸化物層と 8重量
% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層とが一体となって剥がれ落
ち出した。この試料を 100サイクルまで試験し続け、剥
離していない部分の断面を観察したところ、厚さ約4.5
μm の酸化物層が生成しており、この酸化物層内にはＮ
ｉ、Ｃｏ、Ａｌの複合酸化物が層状に生成していること
が観察された。

【００８１】実施例６Ｎｉ基超耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面に、
減圧プラズマ溶射法により厚さ約 140μm のＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ合金層を形成した後、大気プラズマ溶射法によ
り平均厚さ20μm の 8重量% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層
を形成した。この後、 8×10^-3Paの真空炉中で 1588Kで
3時間、引き続いて 1323Kで16時間、1123Kで48時間の
予備熱処理を施して試料Ａとした。熱処理後のＮｉＣｏ
ＣｒＡｌＹ合金層と 8重量% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層
との界面には、厚さ約 3μmアルミナおよびＡｌとＹと
の複合酸化物からなる層が生成していた。

【００８２】一方、本発明との比較例として、Ｎｉ基超
耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面に、減圧プラ
ズマ溶射法により厚さ約 140μm のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ
合金層を形成し、これに 1588Kで 3時間、引き続いて 1
323Kで16時間、 1123Kで48時間の熱処理を施した後、大
気プラズマ溶射法により平均厚さ20μm の 8重量% Ｙ₂
Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層を形成して試料Ｂとした。

【００８３】上記した各試料に、ガスタービン運転時に
部材が晒される雰囲気を模擬した1123Kでの大気中で250
MPaの応力を加え、12時間サイクルで室温との繰返し熱
処理試験を行った。その結果、試料Ａでは 100サイクル
を超えても剥離は起こらなかった。試験後、試料の断面
を観察したところ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層と 8重量
% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層との界面には、厚さ約 3.5
μm のアルミナを主体とする酸化物層が存在しており、
ＮｉやＣｏを含有する酸化物層は検出されなかった。

【００８４】一方、被膜形成後に予備熱処理を施してい
ない試料Ｂでは、50回を超えたところから部分的にＮｉ
ＣｏＣｒＡｌＹ合金層表面の酸化物層と 8重量% Ｙ₂Ｏ
₃安定化ＺｒＯ₂層とが一体となって剥がれ落ち出し
た。この試料を 100サイクルまで試験し続け、剥離して
いない部分の断面を観察したところ、厚さ約 7μm の酸
化物層が生成しており、この酸化物層内にはＮｉ、Ｃ
ｏ、Ａｌの複合酸化物が層状に生成していることが観察
された。

【００８５】実施例７Ｎｉ基超耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面に、
減圧プラズマ溶射法により厚さ約 100μm のＮｉＣｏＣ
ｒＡｌＹ合金層を形成した後、大気プラズマ溶射法によ
り平均厚さ30μm の 8重量% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層
を形成し、さらに平均厚さ20μm の窒化ケイ素層を形成
した。この後、 8×10^-3Paの真空炉中で1588Kで 3時
間、引き続いて 1323Kで16時間、 1123Kで48時間の予備
熱処理を施して試料Ａとした。熱処理後のＮｉＣｏＣｒ
ＡｌＹ合金層と 8重量% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層との
界面には厚さ約 2.7μm のアルミナを主体とする層が生
成していた。

【００８６】一方、本発明との比較例として、Ｎｉ基超
耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面に、減圧プラ
ズマ溶射法により厚さ約 100μm のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ
合金層を形成し、これに 1588Kで 3時間、引き続いて 1
323Kで16時間、 1123Kで48時間の熱処理を施した後、大
気プラズマ溶射法により平均厚さ20μm の 8重量% Ｙ₂
Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層、平均厚さ20μm の窒化ケイ素層
を順に形成して試料Ｂとした。

【００８７】上記した各試料に、ガスタービン運転時に
部材が晒される雰囲気を模擬した1123Kでの大気中で250
MPaの応力を加え、12時間サイクルで室温との繰返し熱
処理試験を行った。その結果、試料Ａでは 100サイクル
を超えても剥離は起こらなかった。試験後、試料の断面
を観察したところ、ＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層と 8重量
% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層との界面には、厚さ約 2.8
μm のアルミナを主体する酸化物層が存在しており、Ｎ
ｉやＣｏを含有する酸化物層は検出されなかった。

【００８８】一方、被膜形成後に予備熱処理を施してい
ない試料Ｂでは、55回を超えたところから部分的にＮｉ
ＣｏＣｒＡｌＹ合金層表面の酸化物層と 8重量% Ｙ₂Ｏ
₃安定化ＺｒＯ₂層とが一体となって剥がれ落ち出し
た。この試料を 100サイクルまで試験し続け、剥離して
いない部分の断面を観察したところ、厚さ約 6.5μm の
酸化物層が生成しており、この酸化物層内にはＮｉ、Ｃ
ｏ、Ａｌの複合酸化物が層状に生成していることが観察
された。

【００８９】実施例８予め調質化処理を施したＮｉ基超耐熱合金ＩＮ−９３９
からなる丸棒の表面に、減圧プラズマ溶射法により厚さ
約 150μm のＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層を形成し、続い
て大気プラズマ溶射法により平均厚さ50μm の 8重量%
Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層を形成した。この後、 5×10
^-1Paの真空炉中で 1023Kで 5時間の予備熱処理を施して
試料Ａとした。熱処理後のＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層と
8重量%Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層との界面には、厚さ
約 2μm の主にアルミナとクロミアとからなる層が生成
していた。

【００９０】一方、本発明との比較例として、予め調質
化処理を施したＮｉ基超耐熱合金ＩＮ−９３９からなる
丸棒の表面に、減圧プラズマ溶射法により厚さ約 150μ
m のＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層を形成して試料Ｂとし
た。

【００９１】上記した各試料に、ガスタービン運転時に
部材が晒される雰囲気を模擬した1023Kでの大気中で250
MPaの応力を加え、12時間サイクルで室温との繰返し熱
処理試験を行った。その結果、試料Ａでは 100サイクル
を超えても剥離は起こらなかった。試験後、試料の断面
を観察したところ、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層と 8重量
% Ｙ₂Ｏ₃安定化ＺｒＯ₂層との界面には、厚さ約 3.5
μm の主にアルミナとクロミアとからなる酸化物層が存
在していた。

【００９２】一方、試料Ｂでは50回を超えたところから
部分的にＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層表面の酸化物層が剥
がれ落ち出した。この試料を 100サイクルまで試験し続
け、剥離していない部分の断面を観察したところ、厚さ
約10μm のＮｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ａｌからなる粗い酸化物
層が生成しており、ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層の消耗は
試料Ａと比べて激しかった。

【００９３】実施例９Ｎｉ基超合金ＣＭＳＸ−２上に、アルミパック処理を施
して平均厚さ 5μm のＡｌ富化層を形成した後、その上
にＥＢ−ＰＶＤ法（基板加熱温度:1173K、真空度：0.00
1Pa)で平均厚さ50μm の 8重量% Ｙ₂Ｏ₃−ＺｒＯ₂溶
射層を形成して試料Ａとした。一方、同様に形成したＡ
ｌ富化層上に、同一条件で平均厚さ 100μm の 8重量%
Ｙ₂Ｏ₃−ＺｒＯ₂溶射層を形成して試料Ｂ（比較例）
とした。これら各試料を 1.0×10^-3Paの真空中で 1373K
で 2時間熱処理し、Ａｌ富化層とＺｒＯ₂溶射層との界
面に平均厚さ約 2μm(試料Ａ）、約 4.5μm(試料Ｂ）の
アルミナを主とする酸化物層を形成した。

【００９４】上述した各試料に対して 1273K× 0.5時間
＋373K× 0.5時間を 1サイクルとした繰返し熱処理試験
を行って、各被膜の耐久性を調べた。その結果、試料Ｂ
では100サイクルでＺｒＯ₂溶射層の端部に剥離が発生
した。さらに 800サイクルまで試験を継続したところ、
ＺｒＯ₂溶射層がほとんど剥離して、Ａｌ富化層の酸化
が深さ 8μm 以上の内部まで進行しており、Ａｌ富化層
の損傷が著しかった。また、酸化物はアルミナ以外のも
遷移金属の酸化物（ニッケル酸化物）やその複合酸化物
（ＮｉＡｌの複合酸化物）が認めらた。

【００９５】これに対して、試料Ａでは 800サイクル以
上の繰返し熱処理試験後においても外観上の変化はな
く、セラミックス層の剥離も認められなかった。また、
詳細に内部を調べても、アルミナ層は厚さ 3.3μm 程度
には成長していたが、剥離している部分は認められず、
ＣｏＣｒＡｌＹ層の耐酸化被覆機能は維持されていた。実施例１０Ｎｉ基超耐熱合金ＣΜ−２４７からなる丸棒の表面に、
イオン注入装置により酸素イオンを注入して厚さ約 100
nmの酸素拡散層を形成した。この後、Ｎｉ基超耐熱合金
上に酸素拡散層を介して、ＥＢ−ＰＶＤ法により厚さ約
150μm のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層を形成した。

【００９６】このようにして得た耐熱部材に、Ａｒ雰囲
気炉中で 1373Kで 2時間、引き続いて 1123Kで16時間の
熱処理を施した。熱処理後のＮｉ基超耐熱合金とＮｉＣ
ｏＣｒＡｌＹ合金層との界面には、厚さ約 100nmのアル
ミナ層が生成していた。この試料に、大気中にて 1173K
で250MPaの応力下でクリープ試験を行ったところ、100
時間保持しても破断は見られなかった。

【００９７】また、本発明との比較例として、Ｎｉ基超
耐熱合金ＣΜ−２４７からなる丸棒の表面に、直接厚さ
約 150μm のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層をＥＢ−ＰＶＤ法に
より形成した。この試料に上記実施例と同一条件で熱処
理を施した後、クリープ試験を同一条件下で行ったとこ
ろ、80時間経過した時点で破断した。

【００９８】この試料を切断して断面観察を行ったとこ
ろ、界面近傍の基材内では強化相（γ′相）の析出が乱
されている領域が約20μm 観察され、さらにＣｒ、Ｗか
らなる脆弱な生成相が観察された。一方、上記実施例に
よる試料においては、このような領域や生成相は観察さ
れなかった。

【００９９】実施例１１Ｎｉ基超耐熱合金ＣＭＳΧ−２からなる丸棒の表面を、
マグネトロンスパッタ装置を用いて 0.5Paの減圧酸素雰
囲気中で酸素イオンエッチングし、表面近傍に厚さ約 1
00nmの酸素拡散層を形成した。この後、酸素拡散層を形
成した表面に連続して厚さ約 150μm のＮｉＣｏＣｒＡ
ｌＹ合金層を形成した。

【０１００】このようにして得た耐熱部材に、Ａｒ雰囲
気炉中で 1323Kで16時間、引き続いて 1123Kで48時間の
熱処理を施した。熱処理後のＮｉ基超耐熱合金とＮｉＣ
ｏＣｒＡｌＹ合金層との界面には、厚さ約 100nmのアル
ミナ層が生成していた。この試料を、大気中にて 1173K
で250MPaの応力下でクリープ試験を行ったところ、100
時間保持しても破断は見られなかった。

【０１０１】また、本発明との比較例として、Ｎｉ基超
耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面に、直接厚さ
約 150μm のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ層をＥＢ−ＰＶＤ装置
で形成した。この試料に上記実施例と同一条件で熱処理
を施した後、クリープ試験を同一条件下で行ったとこ
ろ、90時間経過した時点で破断した。

【０１０２】この試料を切断して断面観察を行ったとこ
ろ、界面近傍の基材内では強化相（γ′相）の析出が乱
されている領域が約20μm 観察され、さらにＣｒ、Ｗか
らなる脆弱な生成相が観察された。−方、上記実施例に
よる試料においては、このような領域や生成相は観察さ
れなかった。

【０１０３】実施例１２Ｎｉ基超耐熱合金ＣＭＳΧ−２からなる丸棒の表面を、
大気を 0.5Paまで減圧したチャンバ内で 1273Kの温度で
5時間酸化処理し、ＡｌとＮｉの複合酸化物層を形成し
た。この後、複合酸化物層を形成した表面に減圧プラズ
マ溶射法により厚さ約 100μm のＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合
金層を作成した。

【０１０４】このようにして得た耐熱部材に、大気中で
1123Kで1000時間の熱処理を施した。この熱処理後の試
料を、大気中、 1173Kで250MPaの応力下でクリープ試験
を行ったところ、 100時間保持しても破断は見られなか
った。

【０１０５】また、本発明との比較例として、Ｎｉ基超
耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面に、直接厚さ
約 150μm のＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層をＥＢ−ＰＶＤ
装置で形成した。この試料に上記実施例と同一条件で熱
処理を施した後、クリープ試験を同一条件下で行ったと
ころ、70時間経過した時点で破断した。

【０１０６】この試料を切断して断面観察を行ったとこ
ろ、界面近傍の基材内では強化相（γ′相）の析出が乱
されている領域が約30μm 観察され、さらにＣｒ、Ｗか
らなる脆弱な生成相が観察された。一方、上記実施例に
よる試料においては、このような領域や生成相は観察さ
れなかった。

【０１０７】実施例１３Ｎｉ基超耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面を、
大気を 0.5Paまで減圧したチャンバ内で 1273Kの温度で
5時間酸化処理し、ＡｌとＮｉの複合酸化物層を形成し
た。この後、複合酸化物層を形成した表面に減圧プラズ
マ溶射法により厚さ約 100μm のＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合
金層を形成した。

【０１０８】このようにして得た耐熱部材に、大気中で
1123Kで1000時間の熱処理を施した。この熱処理の試料
を、大気中、 1173Kで250MPaの応力下でクリープ試験を
行ったところ、 100時間保持しても破断は見られなかっ
た。

【０１０９】また、本発明との比較例として、Ｎｉ基超
耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面に、直接厚さ
約 150μm のＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層をＥＢ−ＰＶＤ
装置により形成した。この試料に上記実施例と同一条件
で熱処理を施した後、クリープ試験を同一条件下で行っ
たところ、70時間経過した時点で破断した。

【０１１０】この試料を切断して断面観察を行ったとこ
ろ、界面近傍の基材内では強化相（γ′相）の析出が乱
されている領域が約30μm 観察され、さらにＣｒ、Ｗか
らなる脆弱な生成相が観察された。一方、上記実施例に
よる試料においては、このような領域や生成相は観察さ
れなかった。

【０１１１】実施例１４Ｎｉ基超耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面に、
アルミパック法でＡｌ富化層を形成した後、大気中にて
1273Kで30分間酸化処理し、Ａｌの酸化物層を形成し
た。この酸化処理後、酸化物層を形成した表面に減圧プ
ラズマ溶射法により厚さ約 100μm のＣｏＮｉＣｒＡｌ
Ｙ層を形成した。

【０１１２】このようにして得た耐熱部材に、 1123Kの
大気中で1000時間の熱処理を施した。この熱処理の試料
を、大気中、 1173Kで250MPaの応力下でクリープ試験を
行ったところ、 100時間保持しても破断は見られなかっ
た。

【０１１３】また、本発明との比較例として、Ｎｉ基超
耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面に、直接厚さ
約 150μm のＣｏＮｉＣｒＡｌＹ合金層をＥＢ−ＰＶＤ
装置により形成した。この試料に上記実施例と同一条件
で熱処理を施した後、クリープ試験を同一条件下で行っ
たところ、70時間経過した時点で破断した。

【０１１４】この試料を切断して断面観察を行ったとこ
ろ、界面近傍の基材内では強化相（γ′相）の析出が乱
されている領域が約30μm 観察され、さらにＣｒ、Ｗか
らなる脆弱な生成相が観察された。一方、上記実施例に
よる試料においては、このような領域や生成相は観察さ
れなかった。

【０１１５】実施例１５Ｎｉ基超耐熱合金ＣＭＳΧ−２からなる丸棒の表面に、
イオン注入装置により酸素イオンを注入して厚さ約50nm
の酸素拡散層を形成した。この後、酸素拡散層表面に減
圧プラズマ溶射法により厚さ約 100μm のＮｉＣｏＣｒ
ＡｌＹ層を形成した。

【０１１６】このようにして得た耐熱部材に、Ａｒ雰囲
気炉中で 1323Kで16時間、引き続いて 1123Kで48時間の
熱処理を施した。熱処理後のＮｉ基超耐熱合金とＮｉＣ
ｏＣｒＡｌＹ合金層との界面には、厚さ約50nmのアルミ
ナ層が生成していた。次に熱処理後のＮｉＣｏＣｒＡｌ
Ｙ合金層上に、さらに大気プラズマ溶射法により8重量%
Ｙ₂Ｏ₃部分安定化ＺｒＯ₂層を 200μm 形成した。
この試料を、大気中、 1173Kで250MPaの応力下でクリー
プ試験を行ったところ、 100時間保持しても破断は見ら
れなかった。

【０１１７】また、本発明との比較例として、Ｎｉ基超
耐熱合金ＣＭＳＸ−２からなる丸棒の表面に、直接厚さ
約 100μm のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層を減圧プラズマ
溶射法により形成し、Ａｒ雰囲気炉中で 1323Kで16時
間、引き続いて 1123Kで48時間の熱処理を施した。熱処
理後のＮｉＣｏＣｒＡｌＹ合金層上に、さらに大気プラ
ズマ溶射法により 8重量% Ｙ₂Ｏ₃部分安定化ＺｒＯ₂
層を 200μm 形成した。この試料のクリープ試験を実施
例と同一条件下で行ったところ、70時間経過した時点で
破断した。

【０１１８】この試料を切断して断面観察を行ったとこ
ろ、界面近傍の基材内では強化相（γ′相）の析出が乱
されている領域が約30μm 観察され、さらにＣｒ、Ｗか
らなる脆弱な生成相が観察された。一方、上記実施例に
よる試料においては、このような領域や生成相は観察さ
れなかった。

【０１１９】

【発明の効果】以上説明したように、本発明の耐熱部材
によれば、高温雰囲気下で長時間使用しても金属基材の
酸化や腐食等に劣化を有効に抑制することができるた
め、耐熱部材の信頼性と寿命を格段に向上させることが
可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の第１の耐熱部材の一実施形態の構造
を模式的に示す断面図である。

【図２】図１に示す耐熱部材の変形例を示す断面図で
ある。

【図３】本発明の第１の耐熱部材の他の実施形態の構
造を模式的に示す断面図である。

【図４】図１および図３に示す耐熱部材の製造工程の
一例を示す断面図である。

【図５】本発明の第２の耐熱部材の一実施形態の構造
を模式的に示す断面図である。

【図６】本発明の第２の耐熱部材の他の実施形態の構
造を模式的に示す断面図である。

【図７】本発明の他の耐熱部材の一実施形態の構造を
模式的に示す断面図である。

【図８】図７に示す耐熱部材に予備熱処理等を施した
後の状態を模式的に示す断面図である。

【図９】本発明の耐熱部材の他の実施形態の構造を模
式的に示す断面図である。

【図１０】本発明の耐熱部材のさらに他の実施形態の
構造を模式的に示す断面図である。

【符号の説明】

１、１１……金属基材２、１３……ＭＣｒＡｌＹ合金層３……セラミックス層４、８……第１のセラミックス層５……第２のセラミックス層６、９、１０、１４、１７……耐熱部材７……Ａｌ富化層１２……酸素拡散層１５……拡散バリヤー層１６、１９……表面酸化層

フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｃ２３Ｃ 14/58 Ｃ２３Ｃ 14/58 Ａ 28/00 28/00 Ａ (72)発明者稲垣浩貴神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地株式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者中橋昌子神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地株式会社東芝研究開発センター内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少な
くとも 1種を含む合金からなる金属基材と、前記金属基
材上に被覆形成されたＭＣｒＡｌＹ合金層（ただし、Ｍ
はＮｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少なくとも 1種の
元素を示す）と、前記ＭＣｒＡｌＹ合金層上に設けられ
た平均厚さ 1〜50μm のセラミックス層とを具備し、前
記セラミックス層は前記ＭＣｒＡｌＹ合金層上に形成さ
れた主としてアルミナからなる第１のセラミックス層
と、前記第１のセラミックス層上に存在する酸素解離能
を有する酸化物系セラミックス（ただし、アルミナを除
く）からなる第２のセラミックス層とを有することを特
徴とする耐熱部材。
【請求項２】請求項１記載の耐熱部材において、前記第１のセラミックス層は、ＡｌとＹとの複合酸化物
を含有することを特徴とする耐熱部材。
【請求項３】Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少な
くとも 1種を含む合金からなる金属基材と、前記金属基
材上に直接もしくはＡｌ富化層を介して被覆形成された
セラミックス層とを具備し、前記セラミックス層は前記
金属基材またはＡｌ富化層上に形成されたアルミナおよ
びクロミアから選ばれる少なくとも1種から主としてな
る第１のセラミックス層と、前記第１のセラミックス層
上に存在する酸素解離能を有する酸化物系セラミックス
（ただし、アルミナおよびクロミアを除く）からなる第
２のセラミックス層とを有することを特徴とする耐熱部
材。
【請求項４】Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少な
くとも 1種を含む合金からなる金属基材と、前記金属基
材の表面部に設けられた酸素拡散層または表面酸化層、
もしくは前記金属基材上に形成されたＡｌ富化層に設け
られた表面酸化層と、前記酸素拡散層または表面酸化層
を介して前記金属基材またはＡｌ富化層上に被覆形成さ
れたＭＣｒＡｌＹ合金層（ただし、ＭはＮｉ、Ｃｏおよ
びＦｅから選ばれる少なくとも 1種の元素を示す）とを
具備することを特徴とする耐熱部材。
【請求項５】Ｎｉ、ＣｏおよびＦｅから選ばれる少な
くとも 1種を含む合金からなる金属基材の表面に、ＭＣ
ｒＡｌＹ合金層（ただし、ＭはＮｉ、ＣｏおよびＦｅか
ら選ばれる少なくとも 1種の元素を示す）を形成する工
程と、前記ＭＣｒＡｌＹ合金層表面に溶射法を用いて、酸素解
離能を有する酸化物系セラミックス層（ただし、アルミ
ナを除く）を形成する工程と、前記酸化物系セラミックス層が形成された金属基材を、
低酸素雰囲気下で1373K 以上の温度条件下で熱処理する
工程とを有することを特徴とする耐熱部材の製造方法。