WO2010119709A1 - Ｎｉ基単結晶超合金及びこれを用いたタービン翼 - Google Patents

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WO2010119709A1
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mass
less
single crystal
based single
crystal superalloy
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PCT/JP2010/002795
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青木祥宏
関根伸仁
佐藤彰洋
宮田仁一
筑後一義
Original Assignee
株式会社Ihi
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    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/12—Blades
    • F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B11/00—Single-crystal growth by normal freezing or freezing under temperature gradient, e.g. Bridgman-Stockbarger method
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/52—Alloys
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
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    • F05D2300/00—Materials; Properties thereof
    • F05D2300/60—Properties or characteristics given to material by treatment or manufacturing
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    • Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
    • Y02T50/00—Aeronautics or air transport
    • Y02T50/60—Efficient propulsion technologies, e.g. for aircraft

Definitions

  • the present invention relates to a Ni-based single crystal superalloy and a turbine blade using the same.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2009-100903 filed in Japan on April 17, 2009, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Ni-based single crystal superalloys are used as materials with excellent heat resistance.
  • This Ni-based single crystal superalloy is strengthened by adding Al to the base Ni to precipitate Ni 3 Al type precipitates, and further adding a refractory metal such as Cr, W, or Ta to form an alloy. It is a single crystallized superalloy.
  • the Ni-based single crystal superalloy is subjected to a solution treatment at a predetermined temperature and then an aging treatment to obtain an appropriate metal structure for improving the strength.
  • This superalloy is called a so-called precipitation hardening type alloy and has a crystal structure in which a precipitation phase ( ⁇ ′ phase) is dispersed and precipitated in a matrix phase ( ⁇ phase).
  • the first generation that does not contain Re, the second generation that contains about 3% by mass of Re, and the third generation that contains 5 to 6% by mass of Re have already been developed.
  • the creep strength is improved as the time progresses.
  • CMSX-2 manufactured by Canon Muskegon, see Patent Document 1
  • CMSX-4 Canon As a third generation Ni-based single crystal superalloy, CMSX-10 (manufactured by Canon Muskegon, see Patent Document 3) is known.
  • CMSX-10 which is a third generation Ni-based single crystal superalloy
  • CMSX-10 which is a third generation Ni-based single crystal superalloy
  • this Ni-based single crystal superalloy has a high Re composition ratio of 5% by mass or more, and the amount of solid solution in the parent phase ( ⁇ phase) exceeds the limit.
  • Re is combined with other elements to precipitate a so-called TCP (Topo 1 og Closed Packed) phase.
  • TCP Topo 1 og Closed Packed
  • Ni-based single crystal superalloys have been developed that have an optimal value for the lattice constant of ( ⁇ ′ phase) and that can further improve the strength at high temperatures.
  • a fourth generation Ni-based single crystal superalloy containing up to about 3% by mass of Ru and a fifth generation Ni-based single crystal superalloy containing 4% by mass or more of Ru have been developed.
  • the creep strength is further improved as the time progresses.
  • the fourth generation Ni-based single crystal superalloy is TMS-138 (NIMS-IHI, see Patent Document 4)
  • the fifth generation Ni-based single crystal superalloy is TMS-162 (NIMS- IHI Corporation, see Patent Document 5).
  • the 4th and 5th generation Ni-based single crystal superalloys contain a large amount of heavy metals such as W and Re in order to obtain high creep strength at high temperatures. Specific gravity is greater than that of alloys.
  • the turbine blades using the 4th and 5th generation Ni-based single crystal superalloys have high creep strength at high temperatures, the increase in blade weight causes a decrease in peripheral speed. There is a problem of causing an increase in weight of an industrial gas turbine or the like.
  • Ni-based single crystal superalloys have been developed that have a higher Re composition ratio than the conventional Ni-based single crystal superalloy described above (specifically, the Re composition ratio is greater than 8% by mass).
  • This Ni-based single crystal superalloy is referred to as a high rhenium Ni-based single crystal superalloy in Non-Patent Document 1, and contains 9% by mass of Re as shown in Table 1 of the same document.
  • Ni-based single crystal superalloy In order to develop a Ni-based single crystal superalloy that can obtain higher creep strength than before at high temperatures, it will be necessary in the future to increase the composition ratio of Re as shown in Non-Patent Document 1 above. It is expected to become. Therefore, in order to improve the creep strength of the turbine blade at high temperature, it is desired to develop a Ni-based single crystal superalloy having a Re composition ratio larger than the conventional 8 mass%. In addition, this Ni-based single crystal superalloy has a higher amount of heavy metal Re than before, so the creep strength per specific gravity is high in order to reduce the weight of the turbine blade and improve the service temperature, so-called specific creep strength. Development of a Ni-based single crystal superalloy having a high C is also desired.
  • the present invention has been proposed in view of such conventional circumstances, and provides a Ni-based single crystal superalloy containing a large amount of Re and excellent in specific creep strength and a turbine blade using the same. Objective.
  • the present inventors have suppressed (1) Re from 8% by mass in composition ratio while suppressing the addition amount of W having a large specific gravity, and have improved tissue stability and TCP.
  • Re is determined by improving the composition ratio in consideration of phase suppression, and (2) specifying the optimal composition range so that high creep strength can be maintained at high temperatures, including Ru that suppresses the TCP phase. It has been found that a Ni-based single crystal superalloy having a higher specific gravity than that of the fourth and fifth generation Ni-based single crystal superalloys can be obtained while increasing the creep strength at a high temperature while including a larger amount than before.
  • the present invention has been completed.
  • the present invention provides the following means.
  • Co 0.0 mass% to 15.0 mass%
  • Cr 4.1 mass% to 8.0 mass%
  • Mo 2.1 mass% to 4.5 mass%
  • W 0.0 mass% to 3.9 mass%
  • Ta 4.0 mass% to 10.0 mass%
  • Al 4.5 mass% to 6.5 mass%
  • Ti 0 0.0 mass% to 1.0 mass%
  • Hf 0.00 mass% to 0.5 mass%
  • Nb 0.0 mass% to 3.0 mass%
  • Re 8.1 mass% or more
  • Ru 0.5% by mass or more and 6.5% by mass or less, with the balance being Ni and inevitable impurities.
  • B 0.05 mass% or less
  • C 0.15 mass% or less
  • Si 0.1 mass% or less
  • Y 0.1 mass% or less
  • La Ni-based single crystal superalloy according to item (9), wherein 0.1 mass% or less, Ce: 0.1 mass% or less, V: 1 mass% or less, and Zr: 0.1 mass% or less are satisfied.
  • Ni-based single crystal superalloy containing Re in a composition ratio of more than 8% by mass it is possible to maintain a high creep strength at a high temperature while suppressing an increase in specific gravity. is there. Therefore, in the turbine blade using this Ni-based single crystal superalloy, it is possible to achieve both reduction in weight and improvement in the service temperature.
  • FIG. 1 is a perspective view showing an example of a turbine blade using the Ni-based single crystal superalloy of the present invention.
  • FIG. 2 is a characteristic diagram showing the relationship between the Re content and specific gravity of each Example and Reference Example shown in Table 1.
  • FIG. 3 is a diagram illustrating the creep rupture rupture time of each example shown in Table 1 and a comparative example of Non-Patent Document 1.
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the soot Mo content and the creep rate of a Ni-based single crystal superalloy having an average component according to an embodiment of the present invention obtained by simulation.
  • FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the Mo content of the Ni-based single crystal superalloy having the average component of the embodiment of the present invention and the TCP phase precipitation start time, obtained by simulation.
  • the Ni-based single crystal superalloy to which the present invention is applied has a mass ratio of Co: 0.0% by mass to 15.0% by mass, Cr: 4.1% by mass to 8.0% by mass, Mo: 2 0.1 mass% or more and 4.5 mass% or less, W: 0.0 mass% or more and 3.9 mass% or less, Ta: 4.0 mass% or more and 10.0 mass% or less, Al: 4.5 mass% or more 6.5 mass% or less, Ti: 0.0 mass% or more and 1.0 mass% or less, Hf: 0.00 mass% or more and 0.5 mass% or less, Nb: 0.0 mass% or more and 3.0 mass% or less
  • Re 8.1 mass% or more and 9.9 mass% or less
  • Ru 0.5 mass% or more and 6.5 mass% or less are contained, and the remainder has a composition which consists of Ni and an unavoidable impurity.
  • Ni-based single crystal composite gold to which the present invention is applied is, in mass ratio, Co: 0.0 mass% or more and 15.0 mass% or less, Cr: 5.1 mass% or more and 8.0 mass% or less, Mo: 2.1% to 4.5% by mass, W: 0.0% to 3.9% by mass, Ta: 4.0% to 10.0% by mass, Al: 4.5 2.
  • Mass% or more and 6.5 mass% or less Ti: 0.0 mass% or more and 1.0 mass% or less, Hf: 0.00 mass% or more and 0.5 mass% or less, Nb: 0.0 mass% or more 0% by mass or less, Re: 8.1% by mass or more and 9.9% by mass or less, Ru: 0.5% by mass or more and 6.5% by mass or less, with the balance being composed of Ni and inevitable impurities .
  • the Ni-based single crystal composite gold to which the present invention is applied has a mass ratio of Co: 4.0% by mass to 9.5% by mass, Cr: 4.1% by mass to 8.0% by mass, Mo: 2.1% to 4.5% by mass, W: 0.0% to 3.9% by mass, Ta: 4.0% to 10.0% by mass, Al: 4.5 2. Mass% or more and 6.5 mass% or less, Ti: 0.0 mass% or more and 1.0 mass% or less, Hf: 0.00 mass% or more and 0.5 mass% or less, Nb: 0.0 mass% or more 0% by mass or less, Re: 8.1% by mass or more and 9.9% by mass or less, Ru: 0.5% by mass or more and 6.5% by mass or less, with the balance being composed of Ni and inevitable impurities .
  • the Ni-based single crystal composite gold to which the present invention is applied has a mass ratio of Co: 4.0% by mass to 9.5% by mass, Cr: 5.1% by mass to 8.0% by mass, Mo: 2.1% to 4.5% by mass, W: 0.0% to 3.9% by mass, Ta: 4.0% to 10.0% by mass, Al: 4.5 2. Mass% or more and 6.5 mass% or less, Ti: 0.0 mass% or more and 1.0 mass% or less, Hf: 0.00 mass% or more and 0.5 mass% or less, Nb: 0.0 mass% or more 0% by mass or less, Re: 8.1% by mass or more and 9.9% by mass or less, Ru: 0.5% by mass or more and 6.5% by mass or less, with the balance being composed of Ni and inevitable impurities .
  • the Ni-based single crystal composite gold to which the present invention is applied has a mass ratio of Co: 0.0% by mass or more and 15.0% by mass or less, Cr: 4.1% by mass or more and 8.0% by mass or less, Mo: 2.1% to 4.5% by mass, W: 0.0% to 2.9% by mass, Ta: 4.0% to 10.0% by mass, Al: 4.5 2.
  • Mass% or more and 6.5 mass% or less Ti: 0.0 mass% or more and 1.0 mass% or less, Hf: 0.00 mass% or more and 0.5 mass% or less, Nb: 0.0 mass% or more 0% by mass or less, Re: 8.1% by mass or more and 9.9% by mass or less, Ru: 0.5% by mass or more and 6.5% by mass or less, with the balance being composed of Ni and inevitable impurities .
  • the Ni-based single crystal composite gold to which the present invention is applied has a mass ratio of Co: 0.0% by mass or more and 15.0% by mass or less, Cr: 4.1% by mass or more and 8.0% by mass or less, Mo: 2.1% to 4.5% by mass, W: 0.0% to 1.9% by mass, Ta: 4.0% to 10.0% by mass, Al: 4.5 2.
  • Mass% or more and 6.5 mass% or less Ti: 0.0 mass% or more and 1.0 mass% or less, Hf: 0.00 mass% or more and 0.5 mass% or less, Nb: 0.0 mass% or more 0% by mass or less, Re: 8.1% by mass or more and 9.9% by mass or less, Ru: 0.5% by mass or more and 6.5% by mass or less, with the balance being composed of Ni and inevitable impurities .
  • the Ni-based single crystal composite gold to which the present invention is applied has a mass ratio of Co: 4.0% by mass to 9.5% by mass, Cr: 5.1% by mass to 8.0% by mass, Mo: 2.1% to 4.5% by mass, W: 0.0% to 1.9% by mass, Ta: 4.0% to 6.5% by mass, Al: 4.5 1 mass% or more and 6.5 mass% or less, Ti: 0.0 mass% or more and 0.5 mass% or less, Hf: 0.00 mass% or more and 0.5 mass% or less, Nb: 0.0 mass% or more 0% by mass or less, Re: 8.1% by mass or more and 9.9% by mass or less, Ru: 4.0% by mass or more and 6.5% by mass or less, with the balance being composed of Ni and inevitable impurities .
  • the Ni-based single crystal composite gold to which the present invention is applied has a mass ratio of Co: 4.0% by mass to 9.5% by mass, Cr: 5.1% by mass to 6.5% by mass, Mo: 2.1 mass% or more and 4.0 mass% or less, W: 0.0 mass% or more and 1.9 mass% or less, Ta: 4.0 mass% or more and 6.0 mass% or less, Al: 5.0 1 mass% or more and 6.0 mass% or less, Ti: 0.0 mass% or more and 0.5 mass% or less, Hf: 0.00 mass% or more and 0.5 mass% or less, Nb: 0.0 mass% or more. 0% by mass or less, Re: 8.1% by mass or more and 9.0% by mass or less, Ru: 4.0% by mass or more and 6.5% by mass or less, with the balance being composed of Ni and inevitable impurities .
  • W in order to obtain a Ni-based single crystal superalloy having a small specific gravity, among the composition of the Ni-based single crystal superalloy, W can be 0.0 mass% or more and 2.9 mass% or less, Furthermore, W can be 0.0 mass% or more and 1.9 mass% or less.
  • Each of the metal structures of the Ni-based single crystal superalloy has a crystal structure in which a precipitation phase ( ⁇ ′ phase) is dispersed and precipitated in a matrix phase ( ⁇ phase).
  • the ⁇ phase is composed of an austenite phase
  • the ⁇ ′ phase is composed mainly of an intermetallic compound having a regular structure such as Ni 3 Al.
  • excellent strength characteristics can be obtained at high temperatures by optimizing the composition of the ⁇ phase and the ⁇ ′ phase dispersed in the ⁇ phase.
  • Co is an element that increases the solid solution limit at a high temperature with respect to a parent phase containing Al, Ta, etc., disperses and precipitates a fine ⁇ ′ ′ phase by heat treatment, and improves high-temperature strength.
  • Co exceeds 15.0% by mass, the balance with other additive elements such as Al, Ta, Mo, W, Hf, and Cr is lost, and a harmful phase is precipitated to lower the high-temperature strength. Therefore, Co is preferably 0.0% by mass or more and 15.0% by mass or less, and more preferably 4.0% by mass or more and 9.5% by mass or less.
  • Cr is an element excellent in oxidation resistance, and is an element improving the high-temperature corrosion resistance of the Ni-based single crystal superalloy together with Hf and Al.
  • Cr is less than 4.1% by mass, it becomes difficult to ensure desired high temperature corrosion resistance.
  • Cr exceeds 8.0% by mass, precipitation of the ⁇ ′ phase is suppressed, and harmful phases such as ⁇ phase and ⁇ phase are precipitated, and the high temperature strength is lowered.
  • Cr is preferably 4.1% by mass or more and 8.0% by mass or less, more preferably 5.1% by mass or more and 8.0% by mass or less, and still more preferably 5.1% by mass or more. 6.5% by mass or less.
  • Mo is an element that contributes to the high-temperature strength by precipitation hardening, while increasing the high-temperature strength by dissolving in the ⁇ phase as a parent phase in the presence of W or Ta.
  • Mo is less than 2.1% by mass, it is difficult to ensure desired high-temperature strength.
  • Mo exceeds 4.5 mass%, high temperature strength will fall and also high temperature corrosion resistance will fall. Therefore, it is preferable that Mo is 2.1 mass% or more and 4.5 mass% or less, More preferably, it is 2.1 mass% or more and 3.4 mass% or less, More preferably, it is 2.1 mass% or more. 0% by mass or less.
  • W is an element that improves high-temperature strength by the action of solid solution strengthening and precipitation hardening in the presence of Mo or Ta.
  • W is preferably 0.0% by mass or more and 3.9% by mass or less.
  • W is preferably 0.0% by mass or more and 2.9% by mass or less, more preferably 0.0% by mass or more and 1.9% by mass in order to obtain a Ni-based single crystal superalloy having a small specific gravity. % Or less.
  • W is an element that improves high-temperature strength by the action of solid solution strengthening and precipitation hardening in the presence of Mo or Ta.
  • W is preferably 0.0% by mass or more and 3.9% by mass or less.
  • W is preferably 0.0% by mass or more and 2.9% by mass or less, more preferably 0.0% by mass or more and 1.9% by mass in order to obtain a Ni-based single crystal superalloy having a small specific gravity. % Or less.
  • Ta is an element that improves the high temperature strength by the action of solid solution strengthening and precipitation hardening in the presence of Mo or W, and also improves the high temperature strength by partly precipitation hardening to the ⁇ 'phase. .
  • Ta is preferably 4.0% by mass or more and 10.0% by mass or less, more preferably 4.0% by mass or more and 6.5% by mass or less, and still more preferably 4.0% by mass or more. It is 6.0 mass% or less.
  • Al forms an intermetallic compound represented by Ni 3 Al at a ratio of 60 to 70% (volume percentage) as a ⁇ ′ phase that is finely and uniformly dispersed and precipitated in the matrix phase while being combined with Ni. That is, Al is an element that improves high-temperature strength together with Ni. Al is an element excellent in oxidation resistance, and is an element that improves high-temperature corrosion resistance of Ni-based single crystal superalloy together with Cr and Hf. However, if the Al content is less than 4.5% by mass, the amount of precipitation of the ⁇ ′ phase becomes insufficient, and it becomes difficult to ensure desired high temperature strength and high temperature corrosion resistance.
  • Al is preferably 4.5% by mass or more and 6.5% by mass or less, and more preferably 5.0% by mass or more and 6.0% by mass or less.
  • Ti is an element for improving the high temperature strength by the action of solid solution strengthening and precipitation strengthening in the coexistence with Mo or W, and partly precipitation hardening for the ⁇ ′ phase, thereby improving the high temperature strength. is there.
  • Ti exceeds 1.0% by mass, a harmful phase precipitates and the high-temperature strength decreases. Therefore, Ti is preferably 0.0% by mass or more and 1.0% by mass or less, and more preferably 0.0% by mass or more and 0.5% by mass or less. In the present invention, even when the addition amount of Ti is suppressed or Ti is not added, high creep strength is maintained at a high temperature by setting the composition ratio of other constituent elements within the optimum range. Is possible.
  • Hf is a grain boundary segregation element, which is unevenly distributed in the grain boundary and strengthens the grain boundary, thereby improving the high temperature strength.
  • Hf is an element excellent in oxidation resistance, and is an element that improves the high-temperature corrosion resistance of the Ni-based single crystal superalloy together with Cr and A1.
  • Hf is preferably 0.00% by mass or more and 0.5% by mass or less.
  • Nb is an element that improves high-temperature strength. However, when Nb exceeds 3.0% by mass, a harmful phase precipitates and the high-temperature strength decreases. Therefore, Nb is preferably 0.0% by mass or more and 3.0% by mass or less, more preferably. It is 0.0 mass% or more and 1.0 mass% or less. In the present invention, even when the amount of Nb added is suppressed or Nb is not added, high creep strength is maintained at a high temperature by setting the composition ratio of other constituent elements within the optimum range. Is possible.
  • Re is an element that dissolves in the ⁇ phase, which is the parent phase, and improves high temperature strength by solid solution strengthening. It also has the effect of improving corrosion resistance.
  • Re is less than 3.0% by mass, the solid solution strengthening of the ⁇ phase is insufficient, and it becomes difficult to ensure a desired high temperature strength.
  • the lower limit of the Re composition ratio is specified as 8.1 mass%.
  • Re is preferably 8.1% by mass or more and 9.9% by mass or less, and more preferably 8.1% by mass or more and 9.0% by mass or less.
  • Ru is an element that suppresses the precipitation of the TCP phase and improves the high-temperature strength.
  • Ru is less than 0.5% by mass, a TCP phase is precipitated at a high temperature, and it becomes difficult to ensure a desired high temperature strength.
  • Ru exceeds 6.5% by mass, a harmful phase is precipitated and the high temperature strength is lowered. Therefore, Ru is preferably 0.5% by mass or more and 6.5% by mass or less, and more preferably 4.0% by mass or more and 6.5% by mass or less.
  • the Ni-based single crystal superalloy to which the present invention is applied further contains at least one element selected from B, C, Si, Y, La, Ce, V, and Zr. Also good. Specifically, when these additive elements are included, B: 0.05 mass% or less, C: 0 for each composition range so that no harmful phase is precipitated and the high temperature strength is not lowered. .15 mass% or less, Si: 0.1 mass% or less, Y: 0.1 mass% or less, La: 0.1 mass% or less, Ce: 0.1 mass% or less, V: 1 mass% or less, Zr : It is preferable to set it as 0.1 mass% or less.
  • Si has an action of lowering the melting point of the alloy, and may have an adverse effect of locally melting the material during heat treatment at a high temperature such as solution treatment. Therefore, it is not preferable to contain an element such as Si in the Ni-based single crystal superalloy to which the present invention is applied, and it is desirable to reduce it as much as possible.
  • the Ni-based single crystal superalloy to which the present invention is applied can suppress an increase in specific gravity and maintain high creep strength at high temperatures while containing a large amount of Re.
  • high creep strength can be maintained at high temperatures.
  • high creep strength can be maintained at a high temperature. Therefore, according to the present invention, it is possible to obtain a Ni-based single crystal superalloy having a high creep strength per specific gravity (high specific creep strength).
  • the Ni-based single crystal superalloy of the present invention can be suitably used for a turbine blade 1 as shown in FIG. That is, the turbine blade 1 using the Ni-based single crystal superalloy of the present invention has high creep strength at high temperatures, can withstand long-time use at high temperatures, and is capable of withstanding fourth and fifth generation Ni. Since the specific gravity is smaller than that of the base single crystal superalloy, it is possible to achieve both reduction in weight and improvement in the service temperature.
  • the Ni-based single crystal superalloy of the present invention can be widely applied to the turbine blades (static and moving blades) used in the above-described aircraft engines and industrial gas turbines. Furthermore, the Ni-based single crystal superalloy of the present invention is not limited to the turbine blades used in the aircraft engines and industrial gas turbines described above, but is widely used for parts or products that are used for a long time at high temperatures. It is possible.
  • the composition of the ⁇ phase and the ⁇ ′ phase dispersed in the ⁇ phase can be optimized, not only the Ni-based single crystal superalloy described above but also the unidirectional solidification.
  • the present invention can be similarly applied to materials, ordinary cast materials, and the like. In that case, it is possible to obtain the same effect as the present invention.
  • Ni-based single crystal superalloy melts were prepared using a vacuum melting furnace, and alloy ingots of Examples 1 to 3 having different compositions were cast using this alloy melt.
  • Table 1 shows the composition ratios of the alloy ingots of Examples 1 to 3.
  • Table 1 shows composition ratios of known Ni-based single crystal superalloys as Reference Examples 1 to 28.
  • each alloy ingot shown in Table 1 was subjected to solution treatment and aging treatment to obtain Ni-based single crystal superalloys of Examples 1 to 3.
  • the temperature was increased from 1503 to 1563 K (1230 to 1290 ° C.) to 1573 to 1613 K (1300 to 1340 ° C.) by a multi-step process and then held for 1 to 10 hours or more.
  • the aging treatment primary aging treatment was carried out at 1273 to 1423K (1000 ° C. to 1150 ° C.) for 3 to 5 hours.
  • the specific gravity is inevitably increased in a Ni-based single crystal superalloy containing a heavy metal, Re, in a composition ratio of more than 8 mass%.
  • the present technology has identified an optimal composition range that can maintain high creep strength at high temperatures including Ru that suppresses the TCP phase while suppressing the addition amount of W having a large specific gravity.
  • the Ni-based single crystal superalloys of Examples 1 to 3 have creep rupture fractures higher than the high rhenium Ni-based single crystal superalloy described in Non-Patent Document 1 shown as Comparative Example 1 in FIG. It can be seen that the time shows a high value. Specifically, when compared under the above creep test conditions, the high rhenium Ni-based single crystal superalloy has a creep rupture rupture time of 593 (Hr), whereas in Examples 1 to 3, the creep rupture rupture time is 2007. 7 (Hr), 888.4 (Hr), and 828.6 (Hr). In particular, in Example 1, the creep rupture rupture time shows a value higher than about three times that of Comparative Example 1, indicating that the creep strength is remarkably excellent. From the above, according to the present invention, it is possible to obtain a Ni-based single crystal superalloy excellent in specific creep strength while containing more than 8% by mass of Re.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the Mo content and the steady creep rate in a Ni-based single crystal superalloy obtained by simulation, the horizontal axis is the Mo content (mass%), and the vertical axis is Steady creep rate.
  • the alloy components used in the analysis were the average components of Examples 1 to 3, and only the Mo content was changed from 0.0 to 4.5 mass%.
  • the content of Ni was adjusted for the amount of change in the Mo content.
  • the analysis conditions were set to 950 ° C. and 245 MPa assuming a general turbine blade state during operation. From FIG. 4, it can be seen that the creep rate decreases as the Mo content increases.
  • FIG. 5 shows the relationship between the Mo content and the TCP phase precipitation start time obtained by simulation.
  • the alloy components used in the analysis are the same as those used in the analysis of FIG. 4, and the evaluated temperature is 950 ° C. From FIG. 5, it can be seen that as the Mo content increases, the TCP phase precipitation start time is shortened. However, when the Mo content exceeds 3.0 mass%, it becomes less than 100 hours, and further 3 When exceeding 5 mass%, it will be less than 70 hours. Therefore, in order to reduce the adverse effects due to the precipitation of the TCP phase while having excellent creep strength, the Mo content is 2.1% by mass or more and 3.4% by mass or less (preferably 3.0% by mass or less). ) Is desirable.
  • Ni-based single crystal superalloy containing Re in a composition ratio of more than 8% by mass and excellent in specific creep strength. Therefore, in a turbine blade using such a Ni-based single crystal superalloy containing a large amount of Re and excellent in specific creep strength, it is possible to achieve both reduction in weight and improvement in the service temperature.

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Abstract

質量比で、Ｃｏ:０.０質量％以上１５.０質量％以下、Ｃｒ:４.１質量％以上８.０質量％以下、Ｍｏ:２.１質量％以上４.５質量％以下、Ｗ:０.０質量％以上３.９質量％以下、Ｔａ:４.０質量％以上１０.０質量％以下、Ａｌ:４.５質量％以上６.５質量％以下、Ｔｉ:０.０質量％以上１.０質量％以下、Ｈｆ:０.００質量％以上０.５質量％以下、Ｎｂ:０.０質量％以上３.０質量％以下、Ｒｅ:８.１質量％以上９.９質量％以下、Ｒｕ:０.５質量％以上６.５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金を採用する。その結果、Ｒｅを組成比率で８質量％より多く含み、且つ比クリープ強度に優れたＮｉ基単結晶超合金及びこれを用いたタービン翼を提供することが可能となる。

Description

Ｎｉ基単結晶超合金及びこれを用いたタービン翼
　本発明は、Ｎｉ基単結晶超合金及びこれを用いたタービン翼に関する。
　本願は、２００９年４月１７日に日本に出願された特願２００９－１００９０３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　航空機エンジンや産業用ガスタービンなどに使用されるタービン翼（静・動翼）は、高温下に長時間晒されることから、耐熱性に優れた材料としてＮｉ基単結晶超合金が用いられている。このＮｉ基単結晶超合金は、ベースであるＮｉにＡｌを添加してＮｉ３Ａｌ型の析出物を析出させて強化し、更にＣｒ、Ｗ、Ｔａなどの高融点金属を添加して合金化し、単結晶化させた超合金である。また、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、時効処理を行って強度向上のために適切な金属組織を得ている。この超合金は、いわゆる析出硬化型合金と呼ばれており、母相（γ相）中に析出相（γ´相）が分散析出した結晶構造を有している。
　このようなＮｉ基単結晶超合金には、Ｒｅを含まない第１世代、Ｒｅを３質量％程度含む第２世代、Ｒｅを５～６質量％含む第３世代が既に開発されており、世代が進むに従ってクリープ強度が向上している。例えば、第１世代のＮｉ基単結晶超合金としてはＣＭＳＸ－２（キャノン・マスケゴン社製、特許文献１を参照。）、第２世代のＮｉ基単結晶超合金としてはＣＭＳＸ－４（キャノン・マスケゴン社製、特許文献２を参照。）、第３世代のＮｉ基単結晶超合金としてはＣＭＳＸ－１０（キャノン・マスケゴン社製、特許文献３を参照。）などが知られている。
　第３世代のＮｉ基単結晶超合金であるＣＭＳＸ－１０は、第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりも高温下でのクリープ強度の向上を目的としている。しかしながら、このＮｉ基単結晶超合金は、Ｒｅの組成比が５質量％以上と高く、Ｒｅの母相（γ相）への固溶量が限界を越えてしまうために、高温下で余剰となったＲｅが他の元素と化合して、いわゆるＴＣＰ(Topo1ogically Close Packed)相を析出させることがある。このため、第３世代のＮｉ基単結晶超合金を用いたタービン翼では、高温下で長時間の使用により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る。
　このような問題を解決するために、ＴＣＰ相を抑制するＲｕを添加し、且つ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）の格子定数と析出物（γ´相）の格子定数とを最適な値とし、高温下での更なる強度向上を可能としたＮｉ基単結晶超合金が開発されている。
　具体的には、Ｒｕを３質量％程度まで含む第４世代のＮｉ基単結晶超合金と、Ｒｕを４質量％以上含む第５世代のＮｉ基単結晶超合金とが開発されており、世代が進むに従って更にクリープ強度が向上している。例えば、第４世代のＮｉ基単結晶超合金としてはＴＭＳ－１３８（ＮＩＭＳ－ＩＨＩ社製、特許文献４を参照。）、第５世代のＮｉ基単結晶超合金としてはＴＭＳ－１６２（ＮＩＭＳ－ＩＨＩ社製、特許文献５を参照。）等が知られている。
　ところで、第４，５世代のＮｉ基単結晶超合金は、高温下で高いクリープ強度を得るために、ＷやＲｅなどの重金属を多く添加しており、第２世代以前のＮｉ基単結晶超合金に比べて比重が大きい。その結果、第４，５世代のＮｉ基単結晶超合金を用いたタービン翼は、高温下で高いクリープ強度を有するものの、翼重量の増加により周速の低下を招いたり、上述した航空機エンジンや産業用ガスタービンなどの重量増加を招いたりする問題がある。
　このような問題を解決するために、比重の大きいＷの添加量を抑えつつ、高温下で高いクリープ強度を維持することができる最適な組成範囲を特定し、組織安定性を示す最適な組成範囲を特定することによって、高温下でのクリープ強度の向上を図りながら、第４，５世代のＮｉ基単結晶超合金に対して比重の小さいＮｉ基単結晶超合金が開発されている（特許文献６を参照。）。
　また、近年では、上述した従来のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの組成比の値が大きい（具体的にはＲｅの組成比が８質量％より大きい）Ｎｉ基単結晶超合金が開発されている（非特許文献１を参照。）。このＮｉ基単結晶超合金は、非特許文献１において高レニウムＮｉ基単結晶超合金と称されており、同文献の表１に示されるようにＲｅを組成比で９質量％含んでいる。
米国特許第４５８２５４８号明細書 米国特許第４６４３７８２号明細書 米国特許第５３６６６９５号明細書 米国特許第６９６６９５６号明細書 米国特許出願公開第２００６／００１１２７１号明細書 国際公開第２００８／１１１５８５号パンフレット
E.N.Kablov, N.V.Petrushin, "DESIGNING OF HIGH-RHENIUM SINGLE CRYSTAL NI-BASE SUPERALLOY FOR GAS TURBINE BLADES", in Superalloys 2008 (Russia), Publ. of TMS(The Minerals, Metals & Materials Society), 2008, pp.901-908
　高温下で従来よりも高いクリープ強度が得られるＮｉ基単結晶超合金を開発するためには、上記非特許文献１に示されるようにＲｅの組成比を大きくしていくことが、今後必要となっていくと予想される。このため、タービン翼の高温下におけるクリープ強度の向上を図るために、Ｒｅの組成比が従来の８質量％より大きいＮｉ基単結晶超合金の開発が望まれている。
　加えて、このＮｉ基単結晶超合金は、重金属のＲｅを従来よりも多く添加するため、タービン翼の軽量化と耐用温度の向上を図るべく、比重当たりのクリープ強度が高い、いわゆる比クリープ強度が高いＮｉ基単結晶超合金の開発も併せて望まれている。
　本発明は、このような従来の事情に鑑みて提案されたものであり、Ｒｅを多く含み、且つ比クリープ強度に優れたＮｉ基単結晶超合金及びこれを用いたタービン翼を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記の課題を解決すべく研究を重ねた結果、比重の大きいＷの添加量を抑えつつ、（１）Ｒｅを組成比率で８質量％より増大させるとともに組織安定性やＴＣＰ相の抑制を考慮して組成比率の改良し、（２）ＴＣＰ相を抑制するＲｕを含め、高温下で高いクリープ強度を維持することができるよう最適な組成範囲を特定することによって、Ｒｅを従来よりも多く含みつつも、高温下でのクリープ強度の向上を図り、且つ第４，５世代のＮｉ基単結晶超合金に対して比重が小さいＮｉ基単結晶超合金が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
　すなわち、本発明は、以下の手段を提供する。
（１）　質量比で、Ｃｏ：０．０質量％以上１５．０質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
（２）　質量比で、Ｃｏ：０．０質量％以上１５．０質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
（３）　質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
（４）　質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
（５）　質量比で、Ｃｏ：０．０質量％以上１５．０質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上２．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
（６）　質量比で、Ｃｏ：０．０質量％以上１５．０質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上１．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
（７）　質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上１．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上６．５質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上０．５質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：４．０質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
（８）　質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上６．５質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．０質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上１．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上６．０質量％以下、Ａｌ：５．０質量％以上６．０質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上０．５質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．０質量％以下、Ｒｕ：４．０質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
（９）　更に、Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｖ、Ｚｒの群から選ばれる少なくとも１種又は２種以上の元素を含有する前項（１）～（８）の何れかのＮｉ基単結晶超合金。
（１０）　前記群から選ばれた組成のうち、Ｂ：０．０５質量％以下、Ｃ：０．１５質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以下、Ｙ：０．１質量％以下、Ｌａ：０．１質量％以下、Ｃｅ：０．１質量％以下、Ｖ：１質量％以下、Ｚｒ：０．１質量％以下を各々満足する前項（９）のＮｉ基単結晶超合金。
（１１）　前項（１）～（１０）の何れかのＮｉ基単結晶超合金を用いたタービン翼。
　以上のように、本発明によれば、Ｒｅを組成比率で８質量％より多く含むＮｉ基単結晶超合金として、比重の増加を抑えつつ、高温下で高いクリープ強度を維持することが可能である。したがって、このＮｉ基単結晶超合金を用いたタービン翼では、軽量化と耐用温度の向上との両立を図ることが可能である。
図１は、本発明のＮｉ基単結晶超合金を用いたタービン翼の一例を示す斜視図である。 図２は、表１に示す各実施例及び参考例のＲｅ含有量と比重との関係を示す特性図である。 図３は、表１に示す各実施例及び非特許文献１の比較例のクリープラプチャー破断時間を示す図である。 図４は、シミュレーションによって得られた、本発明の実施形態の平均成分を有するＮｉ基単結晶超合金の Ｍｏ含有量とクリープ速度との関係を示す図である。 図５は、シミュレーションによって得られた、本発明の実施形態の平均成分を有するＮｉ基単結晶超合金のＭｏ含有量とＴＣＰ相の析出開始時間との関係を示す図である。
　以下、本発明を適用したＮｉ基単結晶超合金及びこれを用いたタービン翼について、図面を参照して詳細に説明する。
　本発明を適用したＮｉ基単結晶超合金は、質量比で、Ｃｏ：０．０質量％以上１５．０質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
　また、本発明を適用したＮｉ基単結晶合超金は、質量比で、Ｃｏ：０．０質量％以上１５．０質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
　また、本発明を適用したＮｉ基単結晶合超金は、質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
　また、本発明を適用したＮｉ基単結晶合超金は、質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
　また、本発明を適用したＮｉ基単結晶合超金は、質量比で、Ｃｏ：０．０質量％以上１５．０質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上２．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
　また、本発明を適用したＮｉ基単結晶合超金は、質量比で、Ｃｏ：０．０質量％以上１５．０質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上１．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
　また、本発明を適用したＮｉ基単結晶合超金は、質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上１．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上６．５質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上０．５質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：４．０質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
　また、本発明を適用したＮｉ基単結晶合超金は、質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上６．５質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．０質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上１．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上６．０質量％以下、Ａｌ：５．０質量％以上６．０質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上０．５質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．０質量％以下、Ｒｕ：４．０質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
　本発明では、比重の小さいＮｉ基単結晶超合金を得るために、上記Ｎｉ基単結晶超合金の組成のうち、Ｗを０．０質量％以上２．９質量％以下とすることができ、更にＷを０．０質量％以上１．９質量％以下とすることができる。
　上記Ｎｉ基単結晶超合金の金属組織は、何れも母相（γ相）中に析出相（γ´相）が分散析出した結晶構造を有している。このうち、γ相はオーステナイト相からなり、γ´相は主としてＮｉ３Ａｌといった規則構造を持つ金属間化合物からなる。本発明のＮｉ基単結晶超合金では、γ相と、このγ相中に分散されたγ´相との組成を最適化することによって、高温下で優れた強度特性を得ることができる。
　以下、上記Ｎｉ基単結晶超合金を構成する各成分の組成範囲を限定した理由について説明する。
　Ｃｏは、Ａｌ、Ｔａ等を含む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元素である。しかしながら、Ｃｏが１５．０質量％を超えると、Ａｌ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｈｆ、Ｃｒなどの他の添加元素とのバランスが崩れ、有害相が析出して高温強度が低下する。したがって、Ｃｏは、０．０質量％以上１５．０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは４．０質量％以上９．５質量％以下である。
　Ｃｒは、耐酸化性に優れた元素であり、Ｈｆ及びＡｌと共にＮｉ基単結晶超合金の高温耐食性を向上させる元素である。しかしながら、Ｃｒが４．１質量％未満になると、所望の高温耐食性を確保することが困難となる。一方、Ｃｒが８．０質量％を超えると、γ´相の析出が抑制されると共に、σ相やμ相などの有害相が析出し、高温強度が低下する。したがって、Ｃｒは、４．１質量％以上８．０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは５．１質量％以上８．０質量％以下であり、更に好ましくは５．１質量％以上６．５質量％以下である。
　Ｍｏは、Ｗ又はＴａとの共存下において母相となるγ相に固溶して高温強度を増加させると共に、析出硬化により高温強度に寄与する元素である。しかしながら、Ｍｏが２．１質量％未満になると、所望の高温強度を確保することが困難となる。一方、Ｍｏが４．５質量％を超えると、高温強度が低下し、更には高温耐食性も低下する。したがって、Ｍｏは、２．１質量％以上４．５質量％以下であることが好ましく、より好ましくは２．１質量％以上３．４質量％以下、更に好ましくは２．１質量％以上３．０質量％以下である。
　Ｗは、Ｍｏ又はＴａとの共存下におい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元素である。しかしながら、Ｗが３．９質量％を超えると、高温耐食性が低下する。したがって、Ｗは、０．０質量％以上３．９質量％以下であることが好ましい。また、Ｗは、比重の小さいＮｉ基単結晶超合金を得るために、０．０質量％以上２．９質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０質量％以上１．９質量％以下である。本発明では、このようにＷの添加量を抑制する又はＷを添加しない場合であっても、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って、高温下で高いクリープ強度を維持することが可能である。
　Ｔａは、Ｍｏ又はＷとの共存下におい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することで、高温強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｔａが４．０質量％未満になると、所望の高温強度を確保することが困難となる。一方、Ｔａが１０．０質量％を超えると、σ相やμ相などの有害相が析出し、高温強度が低下する。したがって、Ｔａは、４．０質量％以上１０．０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは４．０質量％以上６．５質量％以下であり、更に好ましくは４．０質量％以上６．０質量％以下である。
　Ａｌは、Ｎｉと化合しながら、母相中に微細均一に分散析出するγ´相として、Ｎｉ３Ａｌで表される金属間化合物を６０～７０％（体積百分率）の割合で形成する。すなわち、Ａｌは、Ｎｉと共に高温強度を向上させる元素である。また、Ａｌは、耐酸化性に優れた元素であり、Ｃｒ及びＨｆと共にＮｉ基単結晶超合金の高温耐食性を向上させる元素である。しかしながら、Ａｌが４．５質量％未満になると、γ´相の析出量が不充分となり、所望の高温強度及び高温耐食性を確保することが困難となる。一方、Ａｌが６．５質量％を超えると、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、所望の高温強度を確保することが困難となる。したがって、Ａｌは、４．５質量％以上６．５質量％以下であることが好ましく、より好ましくは５．０質量％以上６．０質量％以下である。
　Ｔｉは、Ｍｏ又はＷとの共存下において固溶強化と析出強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ための元素である。しかしながら、Ｔｉが１．０質量％を超えると、有害相が析出して高温強度が低下する。したがって、Ｔｉは、０．０質量％以上１．０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０質量％以上０．５質量％以下である。本発明では、このようにＴｉの添加量を抑制する又はＴｉを添加しない場合であっても、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って、高温下で高いクリープ強度を維持することが可能である。
　Ｈｆは、粒界偏析元素であり、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元素である。また、Ｈｆは、耐酸化性に優れた元素であり、Ｃｒ及びＡ１と共にＮｉ基単結晶超合金の高温耐食性を向上させる元素である。しかしながら、Ｈｆが０．５質量％を超えると、局部溶融を引き起こして高温強度を低下させることがある。したがって、Ｈｆは、０．００質量％以上０．５質量％以下であることが好ましい。
　Ｎｂは、高温強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｎｂが３．０質量％を超えると、有害相が析出して高温強度が低下する。したがって、Ｎｂは、０．０質量％以上３．０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは．０．０質量％以上１．０質量％以下である。本発明では、このようにＮｂの添加量を抑制する又はＮｂを添加しない場合であっても、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って、高温下で高いクリープ強度を維持することが可能である。
　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元素である。また、耐蝕性を向上させる効果もある。しかしながら、Ｒｅが３．０質量％未満になると、γ相の固溶強化が不充分となって所望の高温強度を確保することが困難となる。ここで、本発明ではＲｅを従来より多く含むＮｉ基単結晶超合金を対象としているため、Ｒｅの組成比の下限を８．１質量％と特定する。一方、Ｒｅが９．９質量％を超えると、高温時に有害相であるＴＣＰ相が析出し、所望の高温強度を確保することが困難となる。したがって、Ｒｅは、８．１質量％以上９．９質量％以下であることが好ましく、より好ましくは８．１質量％以上９．０質量％以下である。
　Ｒｕは、ＴＣＰ相の析出を抑え、高温強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｒｕが０．５質量％未満になると、高温時にＴＣＰ相が析出し、所望の高温強度を確保することが困難となる。一方、Ｒｕが６．５質量％を超えると、有害相が析出して高温強度が低下する。したがって、Ｒｕは、０．５質量％以上６．５質量％以下であることが好ましく、より好ましくは４．０質量％以上６．５質量％以下である。
　また、本発明を適用したＮｉ基単結晶超合金は、更に、Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｖ、Ｚｒの中から選ばれる少なくとも１種又は２種以上の元素を含有してもよい。具体的に、これらの添加元素を含む場合には、有害相が析出して高温強度が低下することがないように、個々の組成範囲については、Ｂ：０．０５質量％以下、Ｃ：０．１５質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以下、Ｙ：０．１質量％以下、Ｌａ：０．１質量％以下、Ｃｅ：０．１質量％以下、Ｖ：１質量％以下、Ｚｒ：０．１質量％以下とすることが好ましい。

一方、Ｓｉには、合金の融点を下げる作用があり、溶体化処理のような高温での熱処理時に、材料を局部的に溶融させるような悪影響を及ぼす場合がある。したがって、本発明を適用したＮｉ基単結晶超合金において、Ｓｉのような元素を含有することは好ましくなく、極力低減する方が望ましい。
　以上のように、本発明を適用したＮｉ基単結晶超合金では、Ｒｅを多く含みつつ、比重の増加を抑え、高温下で高いクリープ強度を維持することが可能である。具体的には、比重の小さいＮｉ基単結晶超合金を得るために、Ｗの添加量を２．９質量％以下に抑えた場合であっても、高温下で高いクリープ強度を維持することができ、更にＷの添加量を１．９質量％以下に抑えた場合であっても、高温下で高いクリープ強度を維持することができる。したがって、本発明によれば、比重当たりのクリープ強度が高い（比クリープ強度が高い）Ｎｉ基単結晶超合金を得ることが可能である。
　また、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、例えば図１に示すようなタービン翼１に好適に用いることができる。すなわち、本発明のＮｉ基単結晶超合金を用いたタービン翼１では、高温下で高いクリープ強度を有し、高温下での長時間の使用にも耐え得ると共に、第４，５世代のＮｉ基単結晶超合金に対して比重が小さいことから、軽量化と耐用温度の向上との両立を図ることが可能である。
　したがって、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、上述した航空機エンジンや産業用ガスタービンなどに使用されるタービン翼（静・動翼）などに幅広く適用することが可能である。さらに、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、上述した航空機エンジンや産業用ガスタービンなどに使用されるタービン翼に限らず、高温下で長時間使用される部品又は製品に対して幅広く利用することが可能である。
　なお、本発明によれば、γ相と、このγ相中に分散させたγ´相との組成を最適化することができるため、上述したＮｉ基単結晶超合金のみならず、一方向凝固材や普通鋳造材などにも同様に本発明を適用することができる。その場合、本発明と同様の効果を得ることが可能である。
［実施例］
　以下、実施例により本発明の効果をより明らかにする。なお、本発明は、以下の実施例に限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。
　先ず、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組成の異なる実施例１～３の合金インゴットを鋳造した。これら実施例１～３の各合金インゴットの組成比を表１に示す。また、表１には、参考例１～２８として、公知のＮｉ基単結晶超合金の組成比を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、表１に示す各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、実施例１～３のＮｉ基単結晶超合金を得た。なお、溶体化処理については、１５０３～１５６３Ｋ（１２３０～１２９０℃）から多段のステップにより１５７３～１６１３Ｋ（１３００～１３４０℃）まで昇温した後、１～１０時間以上保持した。また、時効処理については、１２７３～１４２３Ｋ（１０００℃～１１５０℃）で３～５時間保持する１次時効処理を行った。
　そして、これら実施例１～３のＮｉ基単結晶超合金について、合金組織の状態を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察したところ、何れも組織中にＴＣＰ相は確認されなかった。
　次に、図２を参照して、Ｒｅ含有量と比重に対する本技術（実施例１～３）と既存技術（参考例１～２８）の特性の違いについて説明する。なお、図２において、正方形のプロットは実施例１～３を示し、菱形のプロットは参考例１～２８を示す。
　図２に示すように、本技術と既存技術の特性の違いは、Ｒｅ含有量と比重との関係により明確に表される。既存技術のＮｉ基単結晶超合金においては、Ｒｅ含有量が増えるに従い比重が増加する傾向にある。しかしながら、本技術の比重の増加傾向（傾き）は、既存技術の比重の増加傾向（傾き）よりも小さくなる。
　すなわち、重金属であるＲｅを組成比率で８質量％より多く含むＮｉ基単結晶超合金では、比重が必然的に大きくなる。これに対し、図２から本技術では、比重の大きいＷの添加量を抑えつつ、ＴＣＰ相を抑制するＲｕを含めて高温下で高いクリープ強度を維持することができる最適な組成範囲を特定した結果、Ｒｅを組成比率で８質量％より多く含みつつも、既存技術よりも比重の増加傾向が小さいＮｉ基単結晶超合金が得られたことがわかる。
　次に、実施例１～３の各Ｎｉ基単結晶超合金に対してクリープ試験を行った。クリープ試験は、温度１０００～１０５０℃及び応力２４５ＭＰａの条件下で、各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。
　図３に示すように、実施例１～３のＮｉ基単結晶超合金は、図３で比較例１として示す上記非特許文献１に記載の高レニウムＮｉ基単結晶超合金よりもクリープラプチャー破断時間が高い値を示していることがわかる。具体的に、上記クリープ試験の条件下で比較すると、高レニウムＮｉ基単結晶超合金はクリープラプチャー破断時間が５９３（Ｈｒ）であるのに対し、実施例１～３ではクリープラプチャー破断時間が２００７．７（Ｈｒ）、８８８．４（Ｈｒ）、８２８．６（Ｈｒ）と高い値を示していることがわかる。特に、実施例１においては、クリープラプチャー破断時間が比較例１に対して約３倍より高い値を示しており、顕著にクリープ強度が優れていることがわかる。
　以上のことから、本発明によれば、Ｒｅを組成比率で８質量％より多く含みつつも、比クリープ強度に優れたＮｉ基単結晶超合金を得ることが可能となる。
続いて、図４を参照して、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金におけるＭｏ含有量とクリープ寿命とを比較するために行ったシミュレーションの結果について説明する。
　なお、本シミュレーションは、英国　Sente Software 社により開発された「JMatPro V.5.0」を用いて行った。本ソフトは、金属合金の物理的、熱力学的物性値及び機械的物性値をその化学成分より計算するもので、本発明の技術分野であるＮｉ基単結晶超合金のクリープ寿命についても、下記文献のFig.16 に示されるように精度良く予測できることが実証されている。（文献: N. Saunders, Z. Guo, X. Li, A. P. Miodownik and J-Ph. Schille：MODELLING THE MATERIAL PROPERTIES AND BEHAVIOUR OF Ni-BASED SUPERALLOYS, Superalloys2004, (TMS, 2004), pp.849-858.）
図４は、シミュレーションによって得られた、Ｎｉ基単結晶超合金におけるＭｏ含有量と定常クリープ速度との関係を示すグラフであり、横軸がＭｏの含有量（質量％）であり、縦軸が定常クリープ速度である。
解析に使用した合金の成分は、実施例１から３の平均の成分とし、Ｍｏ含有量のみ ０．０～４．５質量％まで変化させた。Ｍｏ含有量が変化した分は、Ｎｉの含有量を調節した。なお、解析条件は、運転中における一般的なタービン翼の状態を想定し、９５０℃、２４５ＭＰａに設定した。
図４より、Ｍｏの含有量が増加するに従い、クリープ速度が減少することが分かるが、とりわけ、Ｍｏの含有量が２．０質量％を超えた辺りから、優れた耐クリープ特性（Ｍｏを含有しない場合の１／３以下のクリープ速度）を示すようになる。一方、Ｍｏを過剰に添加すると、先述したＴＣＰ相の析出が容易化される。図５に、シミュレーションによって得られた、Ｍｏ含有量とＴＣＰ相の析出開始時間の関係を示す。解析に用いた合金の成分は、図４の解析で使用したものと同一であり、評価した温度は９５０℃である。
図５より、Ｍｏの含有量が増加するに従い、ＴＣＰ相の析出開始時間が短くなることが分かるが、Ｍｏの含有量が３．０質量％を超えると１００時間を下回るようになり、更に３．５質量％を越えると７０時間を下回るようになる。
従って、優れたクリープ強度を有しながら、ＴＣＰ相の析出による悪影響を軽減するためには、Ｍｏの含有量を ２．１質量％以上３．４質量％以下（望ましくは３．０質量％以下）に抑えることが望ましい。
　以上、図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではない。上述した実施形態において示した各構成部材の諸形状や組み合わせ等は一例であって、本発明の主旨から逸脱しない範囲において設計要求等に基づき種々変更可能である。
　本発明によれば、Ｒｅを組成比率で８質量％より多く含み、且つ比クリープ強度に優れたＮｉ基単結晶超合金を提供することが可能である。したがって、このようなＲｅを多く含み、且つ比クリープ強度に優れたＮｉ基単結晶超合金を用いたタービン翼では、軽量化と耐用温度の向上との両立を図ることが可能である。
　１…タービン翼

Claims (13)

  1. 　質量比で、Ｃｏ：０．０質量％以上１５．０質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
  2. 　質量比で、Ｃｏ：０．０質量％以上１５．０質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
  3. 　質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
  4. 　質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上３．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
  5. 　質量比で、Ｃｏ：０．０質量％以上１５．０質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上２．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
  6. 　質量比で、Ｃｏ：０．０質量％以上１５．０質量％以下、Ｃｒ：４．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上１．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上１０．０質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上３．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：０．５質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
  7. 　質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上８．０質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．５質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上１．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上６．５質量％以下、Ａｌ：４．５質量％以上６．５質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上０．５質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．９質量％以下、Ｒｕ：４．０質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
  8. 　質量比で、Ｃｏ：４．０質量％以上９．５質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上６．５質量％以下、Ｍｏ：２．１質量％以上４．０質量％以下、Ｗ：０．０質量％以上１．９質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上６．０質量％以下、Ａｌ：５．０質量％以上６．０質量％以下、Ｔｉ：０．０質量％以上０．５質量％以下、Ｈｆ：０．００質量％以上０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０質量％以上１．０質量％以下、Ｒｅ：８．１質量％以上９．０質量％以下、Ｒｕ：４．０質量％以上６．５質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金。
  9. 　更に、Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｖ、Ｚｒの群から選ばれる少なくとも１種又は２種以上の元素を含有する請求項１～８の何れか一項に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  10. 　前記群から選ばれた組成のうち、Ｂ：０．０５質量％以下、Ｃ：０．１５質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以下、Ｙ：０．１質量％以下、Ｌａ：０．１質量％以下、Ｃｅ：０．１質量％以下、Ｖ：１質量％以下、Ｚｒ：０．１質量％以下を各々満足する請求項９に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  11. 　請求項１～８の何れか一項に記載のＮｉ基単結晶超合金を用いたタービン翼。
  12. 　請求項９に記載のＮｉ基単結晶超合金を用いたタービン翼。
  13. 　請求項１０に記載のＮｉ基単結晶超合金を用いたタービン翼。
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