WO2011019018A1 - Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 - Google Patents

Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼 Download PDF

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祥宏 青木
佐藤　彰洋
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Definitions

  • the present invention relates to a Ni-based single crystal superalloy and a turbine blade.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2009-185757 for which it applied to Japan on August 10, 2009, and uses the content here.
  • Ni-based single crystal superalloys are used as materials having 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.
  • Ni-based single crystal superalloys include, for example, first-generation alloys that do not contain Re (for example, CMSX-2 manufactured by Canon Maskegon, PWA1480 manufactured by United Technologies Corporation), and Re 2nd generation alloys with improved high temperature strength (including high temperature fatigue strength) centered on creep strength by containing 3% by mass (for example, CMSX-4 manufactured by Canon Maskegon Co., Ltd., United Technologies Corporation) PWA1484) manufactured by the company is known. CMSX and PWA are trademarks of alloys.
  • the second generation Ni-based single crystal superalloy is a Ni-based single crystal superalloy that has improved high temperature strength centered on creep strength relative to the first generation by containing Re. That is, it is known that the high temperature strength centering on the creep strength of the Ni-based single crystal superalloy can be improved by adding Re.
  • Re is a rare metal, it is difficult to ensure a large amount of stability. In recent years, the price of Re has risen, and the mass use of Re leads to a rise in product price.
  • the Re content is lower than that of the second generation Ni-based single crystal superalloy, and at the same time, the high-temperature strength centered on the creep strength is higher than that of the first generation Ni-based single crystal superalloy.
  • the development of a Ni-based single crystal superalloy having a high high-temperature strength centered on creep strength that is equivalent to or higher than that of the second generation is desired.
  • the present invention has been made in view of the above-described problems, and an object of the present invention is to provide a Ni-based single crystal superalloy having a low Re content and excellent in high temperature strength centering on creep strength.
  • the present invention adopts the following configuration as means for solving the above-described problems.
  • the first invention is a Ni-based single crystal superalloy having a mass ratio of Co: 0.1% by mass to 9.9% by mass, Cr: 5.1% by mass to 10.0% by mass, Mo: 1.0% by mass to 4.0% by mass, W: 8.1% by mass to 11.0% by mass, Ta: 4.0% by mass to 9.0% by mass, Al: 5.2 % By mass to 7.0% by mass, Ti: 0.1% by mass to 2.0% by mass, Hf: 0.05% by mass to 0.3% by mass, Nb: 1.0% by mass or less, Re : Less than 3.0% by mass, the balance being composed of Ni and inevitable impurities.
  • the second invention is the Ni-based single crystal superalloy of the first invention, wherein the mass ratio is Re: 2.0% by mass or less.
  • the third invention is the Ni-based single crystal superalloy of the first invention, wherein the mass ratio is Re: 1.4% by mass or less.
  • the mass ratio is Re: 0.8% by mass or less.
  • a fifth invention is the Ni-based single crystal superalloy according to any one of the first to fourth inventions, wherein the mass ratio is Co: 6.0% by mass, Cr: 7.0% by mass, Mo: 1.5 Containing 10% by mass, W: 10.0% by mass, Ta: 5.5% by mass, Al: 6.0% by mass, Ti: 0.1% by mass, Hf: 0.10% by mass, Nb and Re Not contained or contained as an inevitable impurity.
  • a sixth invention is the Ni-based single crystal superalloy according to any one of the first to fourth inventions, wherein the mass ratio is Co: 8.0% by mass, Cr: 7.0% by mass, Mo: 1.8 % By mass, W: 8.2% by mass, Ta: 6.0% by mass, Al: 5.2% by mass, Ti: 1.6% by mass, Hf: 0.10% by mass, Re: 0.8% by mass And Nb is not contained or contained as an inevitable impurity.
  • a seventh invention is the Ni-based single crystal superalloy according to any one of the first to third inventions, wherein the mass ratio is Co: 8.0% by mass, Cr: 6.5% by mass, Mo: 1.4 % By mass, W: 8.1% by mass, Ta: 6.0% by mass, Al: 5.8% by mass, Ti: 1.0% by mass, Hf: 0.10% by mass, Re: 1.4% by mass And Nb is not contained or contained as an inevitable impurity.
  • the eighth invention is a turbine blade, which is formed using the Ni-based single crystal superalloy according to any one of the first to seventh inventions.
  • the Ni-based single crystal superalloy of the present invention Re contained in the Ni-based single crystal superalloy is less than 3.0% by mass. For this reason, the Ni-based single crystal superalloy of the present invention has less Re content than the second-generation Ni-based single crystal superalloy. As will be described in detail later, the Ni-based single crystal superalloy of the present invention has a higher high-temperature strength centering on the creep strength than the first generation Ni-based single crystal superalloy. Therefore, the Ni-based single crystal superalloy of the present invention has a lower Re content than the second-generation Ni-based single crystal superalloy, and is centered on the creep strength than the first-generation Ni-based single crystal superalloy. Excellent high temperature strength.
  • the Ni-based single crystal superalloy of the present embodiment has a mass ratio of Co: 0.1% by mass to 9.9% by mass, Cr: 5.1% by mass to 10.0% by mass, Mo: 1. 0% by mass to 4.0% by mass, W: 8.1% by mass to 11.0% by mass, Ta: 4.0% by mass to 9.0% by mass, Al: 5.2% by mass to 7% 0.0 mass% or less, Ti: 0.1 mass% or more and 2.0 mass% or less, Hf: 0.05 mass% or more and 0.3 mass% or less, Nb: 1.0 mass% or less, Re: 3.0 It has a composition of less than mass%, the balance being Ni and inevitable impurities.
  • the content of Re in the Ni-based single crystal superalloy of the present embodiment is more preferably 2.0% by mass or less, 1.4% by mass or less, or 0.8% by mass or less by mass ratio. .
  • the “inevitable impurities” are contained without intentional introduction in the production process until the Ni-based single crystal superalloy of the present embodiment is obtained, and are in minute amounts (for example, 0.1% by weight or less). Furthermore, it is an impurity that does not necessarily affect the characteristics of the Ni-based single crystal alloy. Examples of the inevitable impurities include B, C, Si, Y, La, Ce, V, Zr, Nb, Ru, Re, and the like.
  • Co is an element that increases the solid solution limit at a high temperature with respect to a parent phase containing Al, Ta and the like, disperses and precipitates a fine ⁇ 'phase by heat treatment, and improves high-temperature strength.
  • Co exceeds 9.9% by mass, the balance with other additive elements such as Al, Ta, Mo, W, Hf, and Cr is lost, a harmful phase is precipitated, and the high temperature strength is lowered.
  • 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 5.1% by mass, it is difficult to ensure desired high temperature corrosion resistance.
  • Cr exceeds 10.0% 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. Therefore, it is preferable that Cr is 5.1 mass% or more and 10.0 mass% or less.
  • Mo is an element that contributes to the high-temperature strength by precipitation hardening in addition to 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 1.0 mass%, it becomes difficult to ensure desired high temperature strength.
  • Mo exceeds 4.0 mass%, high temperature strength will fall and also high temperature corrosion resistance will fall. Therefore, Mo is preferably 1.0% by mass or more and 4.0% by mass or less.
  • W 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 Ta. This W is preferably included in an amount of 8.1% by mass or more in order to improve the high temperature strength. However, when W exceeds 11.0 mass%, high temperature corrosion resistance will fall. Therefore, W is preferably 8.1% by mass or more and 11.0% by mass 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 less than 4.0% by mass, it is difficult to ensure desired high-temperature strength.
  • Ta exceeds 9.0% by mass, harmful phases such as ⁇ phase and ⁇ phase are precipitated and the high temperature strength is lowered. Therefore, Ta is preferably 4.0% by mass or more and 9.0% by 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, when Al is less than 5.2% by mass, the amount of precipitation of the ⁇ ′ phase becomes insufficient, and it becomes difficult to secure desired high-temperature strength and high-temperature corrosion resistance.
  • Al is 5.2 mass% or more and 7.0 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.
  • This Ti is preferably contained in an amount of 0.1% by mass or more in order to improve the high temperature strength. Therefore, Ti is preferably 0.1% by mass or more and 2.0% by mass or less.
  • 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.
  • This Hf is preferably contained in an amount of 0.05% by mass or more in order to improve the high temperature strength. However, if Hf exceeds 0.3% by mass, local melting may be caused to lower the high temperature strength. Therefore, Hf is preferably 0.05% by mass or more and 0.3% by mass or less.
  • Nb is an element that improves high-temperature strength. However, when Nb exceeds 1.0 mass%, a harmful phase precipitates and the high-temperature strength decreases. Therefore, Nb is preferably 1.0% by mass or less.
  • Re is an element that dissolves in the ⁇ phase, which is the parent phase, and improves the high-temperature strength by solid solution strengthening. It also has the effect of improving corrosion resistance.
  • Re is 3.0% by mass or more, it is necessary to use the same amount of Re as the conventional second generation Ni-based single crystal superalloy.
  • the content of Re is large, the price of the Ni-based single crystal superalloy becomes very high.
  • the composition ratio of other constituent elements is set to an optimum range, thereby focusing on high creep strength at high temperatures. It is possible to maintain high temperature strength.
  • the Re content in the Ni-based single crystal superalloy of this embodiment is less than 3% by mass. Furthermore, in the Ni-based single crystal superalloy of this embodiment, the Re content is preferably 2.0% by mass or less, more preferably 1.4% by mass or less, and further preferably 0.8% by mass or less.
  • FIG. 1 is a graph for comparing the creep life of the Ni-based single crystal superalloy of the present embodiment obtained by experiments with the first-generation and second-generation Ni-based single crystal superalloys.
  • the horizontal axis represents the Re content (% by mass), and the vertical axis represents the creep life.
  • the black spots A to C shown in FIG. 1 indicate the creep life and temperature environment of 1100 ° C.
  • Ni-based single crystal superalloys A, B, B2, and C as the Ni-based single crystal superalloy of this embodiment.
  • the result measured by the experiment made into the tensile load of 137 Mpa is shown.
  • the Ni-based single crystal superalloy A has a mass ratio of Co: 6.0% by mass, Cr: 7.0% by mass, Mo: 1.5% by mass, W: 10.0% by mass, Ta: It contains 5.5% by mass, Al: 6.0% by mass, Ti: 0.1% by mass, Hf: 0.10% by mass, does not contain Nb and Re, or contains them as inevitable impurities.
  • the Ni-based single crystal superalloy B has a mass ratio of Co: 8.0% by mass, Cr: 7.0% by mass, Mo: 1.8% by mass, W: 8.2% by mass, Ta: 6 0.0% by mass, Al: 5.2% by mass, Ti: 1.6% by mass, Hf: 0.10% by mass, Re: 0.8% by mass, no Nb, or as an inevitable impurity contains.
  • the Ni-based single crystal superalloy B2 has a mass ratio of Co: 8.0% by mass, Cr: 7.0% by mass, Mo: 1.8% by mass, W: 8.2% by mass, Ta: 6 2% by mass, Al: 5.4% by mass, Ti: 1.2% by mass, Hf: 0.1% by mass, Re: 0.8% by mass, Nb is not contained, or as an inevitable impurity contains.
  • Ni-based single crystal superalloy C has a mass ratio of Co: 8.0% by mass, Cr: 6.5% by mass, Mo: 1.4% by mass, W: 8.1% by mass, Ta: 6 0.0% by mass, Al: 5.8% by mass, Ti: 1.0% by mass, Hf: 0.10% by mass, Re: 1.4% by mass, no Nb, or as an inevitable impurity contains.
  • the manufacturing method of the Ni-based single crystal superalloy of this embodiment is as follows. First, a molten Ni-based single crystal superalloy is prepared using a vacuum melting furnace, and an alloy ingot is cast using the molten alloy. Further, a solution treatment and an aging treatment are performed on the alloy ingot to obtain a Ni-based single crystal superalloy. In the solution treatment, the temperature is 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. In addition, as the aging treatment, primary aging treatment is performed by holding at 1273 to 1423K (1000 ° C. to 1150 ° C.) for 3 to 5 hours. Thereafter, a secondary aging treatment is performed by holding at 1073 to 1223 K (800 ° C. to 950 ° C.) for 15 to 25 hours.
  • CMSX-2, CMSX-4, ReneN4, ReneN5, PWA1480 and PWA1484 shown by white dots in FIG. 1 are the same conditions as the Ni-based single crystal superalloy of this embodiment. Shows the result of the experiment.
  • CMSX, Rene and PWA are trademarks of alloys.
  • the Ni-based single crystal superalloy A of this embodiment is similarly CMSX-2, ReneN4, PWA1480 (first generation Ni-based single crystal superalloy) that does not contain Re as a useful component.
  • the creep life is clearly long and the creep strength is high.
  • the term “not contained as a useful component” as used herein includes the case where it is contained as an inevitable impurity in addition to the case where it is not contained as a complete component.
  • the Re contained in these conventional Ni-based single crystal superalloys was changed within a range of 3.0% by mass or less.
  • the lifetime of the Ni-based single crystal superalloy is assumed to be included in the region R1 shown in FIG.
  • the Ni-based single crystal superalloys B and B2 of the present embodiment have the creep life assumed when the conventional Ni-based single crystal superalloy contains 0.8% by mass of Re. In comparison, the creep life is clearly long and the creep strength is high.
  • Ni-based single crystal superalloy C of this embodiment clearly has a creep life compared to the creep life assumed when the conventional Ni-based single crystal superalloy contains 1.4% by mass of Re. It can be confirmed that it is long and has high creep strength. Further, as can be seen from FIG. 1, these Ni-based single crystal superalloys B, B2, and C of this embodiment have a longer creep life and higher creep strength than the first generation Ni-based single crystal superalloy.
  • the Ni-based single crystal superalloy A of the present embodiment has the same level of creep as CMSX-4 (second generation Ni-based single crystal superalloy) containing 3.0% by mass of Re. It has a life, that is, creep strength.
  • the Ni-based single crystal superalloy B of this embodiment has a creep life comparable to that of PWA1484 (second generation Ni-based single crystal superalloy) containing 3.0% by mass of Re, That is, it has a creep strength, and has a longer creep life, that is, a higher creep strength than CMSX-4 and RenN5 (second generation Ni-based single crystal superalloy).
  • the Ni-based single crystal superalloy C of the present embodiment has a longer creep life, that is, a higher creep strength than CMSX-4, ReneN5 and PWA1484 containing 3.0% by mass of Re.
  • the measured values of the creep life in this experiment are 72 hours and 87 hours for the Ni-based single crystal superalloy A of this embodiment (which does not include Re as a useful component), and the Ni-based single crystal superalloy of this embodiment.
  • B (Re: 0.8% by mass) is 149 hours
  • Ni-based single crystal superalloy B2 (Re: 0.8% by mass) of this embodiment is 101 hours
  • Ni-based single crystal superalloy C of this embodiment ( Re: 1.4% by mass) is 170 hours
  • PWA1480 is 18 hours
  • ReneN4 is 31 hours
  • CMSX-2 is 45 hours
  • PWA1484 is 141 hours
  • ReneN5 is 89 hours
  • CMSX-4 is 74 hours.
  • FIG. 2 is a graph for comparing the creep lifetimes of the Ni-based single crystal superalloy of the present embodiment and the first and second generation Ni-based single crystal superalloys obtained by simulation.
  • the horizontal axis represents the Re content (% by mass), and the vertical axis represents the creep life.
  • the black dots shown in FIG. 2 indicate the creep life using the Ni-based single crystal superalloys a to r of the present embodiment having the composition shown in FIG. 4 under the condition of a tensile load of 137 Mpa in a temperature environment of 1100 ° C. The result obtained from the simulation performed in Fig. 2 is shown.
  • the Ni-based single crystal superalloys a to c have the same composition as the Ni-based single crystal superalloys A to C used in the above experiments.
  • CMSX-2, CMSX-4, ReneN4, ReneN5, PWA1480, and PWA1484 shown by white dots in FIG. 2 are the conventional Ni-based single crystal superalloys having the composition shown in FIG. The result of simulating under the same conditions as the single crystal superalloy is shown.
  • the compositions of CMSX-2, CMSX-4, ReneN4, ReneN5, PWA1480, and PWA1484 used in this simulation are the same as those of the conventional Ni-based single crystal superalloy used in the above-described experiment.
  • the Ni-based single crystal superalloys a and q of this embodiment are similarly CMSX-2, ReneN4, PWA1480 (first generation Ni-based single crystal superalloy containing no Re as a useful component). ) Clearly has a long creep life and a high creep strength.
  • the Re contained in these conventional Ni-based single crystal superalloys was changed within a range of 3.0% by mass or less.
  • the lifetime of the Ni-based single crystal superalloy is assumed to be included in the region R2 shown in FIG.
  • the Ni-based single crystal superalloys b, b2 and d to o of this embodiment are assumed when the conventional Ni-based single crystal superalloy contains 0.8% by mass of Re.
  • the creep life is clearly long and the creep strength is high.
  • the Ni-based single crystal superalloys c and p of this embodiment are compared with the creep life (region R2) assumed when the conventional Ni-based single crystal superalloy contains 1.4% by mass of Re. Obviously, the creep life is long and the creep strength is high. Further, as can be seen from FIG. 4, the Ni-based single crystal superalloys b, b2 and d to o of the present embodiment have a longer creep life and higher creep strength than the first generation Ni-based single crystal superalloy. Furthermore, the Ni-based single crystal superalloy r of this embodiment is for comparison and contains 3.0 mass% Re equivalent to the conventional second generation Ni-based single crystal superalloy. It can be confirmed that the creep strength is higher than that of the conventional Ni-based single crystal superalloy.
  • the Ni-based single crystal superalloys a to r of the present embodiment have a creep strength equivalent to or higher than that of a conventional Ni-based single crystal superalloy. Specifically, it can be confirmed that the Ni-based single crystal superalloy of this embodiment is improved in characteristics by 30% or more as compared with the conventional Ni-based single crystal superalloy with the same Re content. .
  • the Re contained in the Ni-based single crystal superalloy of the present embodiment as described above is less than 3.0% by mass. For this reason, the Ni-based single crystal superalloy of this embodiment has a lower Re content than the second-generation Ni-based single crystal superalloy. Further, the Ni-based single crystal superalloy of this embodiment has a higher creep strength than the first generation Ni-based single crystal superalloy. Therefore, the Ni-based single crystal superalloy of this embodiment has a lower Re content than the second generation Ni-based single crystal superalloy, and is superior in creep strength than the first generation Ni-based single crystal superalloy. ing.
  • Ni-based single crystal superalloy it is necessary to add Ru, which is a rare metal, in order to suppress the generation of a deteriorated layer due to the addition of Re.
  • Ru which is a rare metal
  • the Ni-based single crystal superalloy of this embodiment does not need to contain Ru, and can further reduce the cost.
  • Ni-based single crystal superalloy Ni-based single crystal superalloys A and B2 (described above)
  • first and second generation Ni-based single crystals The results of experiments conducted to compare fatigue strength and creep life with superalloys will be described.
  • FIG. 5 is a graph for comparing the creep life of the Ni-based single crystal superalloys A and B2 of the present embodiment obtained by experiments with the first-generation and second-generation Ni-based single crystal superalloys. .
  • the horizontal axis is the Larson-Miller parameter, and the vertical axis is the load (stress generated in the alloy).
  • the Ni-based single crystal superalloys A and B2 of the present embodiment clearly have a long creep life as compared with RenN4 that does not contain Re as a useful component, and the Re is 3.0. It has a creep life comparable to that of ReneN5 containing mass%.
  • FIG. 6 is a graph for comparing high-temperature fatigue strength between the Ni-based single crystal superalloys A and B2 of the present embodiment and the second generation Ni-based single crystal superalloy obtained by experiments.
  • the horizontal axis is the number of times until the break (logarithm), and the vertical axis is the stress amplitude.
  • the Ni-based single crystal superalloy A of the present embodiment exhibits a fatigue life under a high temperature comparable to that of RenN5 containing 3.0 mass% Re and 0.8 mass% Re.
  • the Ni-based single crystal superalloy B2 of the present embodiment exhibits an excellent fatigue life at a high temperature as compared with RenN5 containing 3.0% by mass of Re.
  • Ni-based single crystal superalloy of this embodiment can be used as a material for forming the turbine blade 1 as shown in FIG.
  • the turbine blade 1 formed using the Ni-based single crystal superalloy of the present embodiment has a low Re content and an excellent high temperature strength centering on the creep strength. Therefore, an inexpensive and high strength turbine blade 1 can be obtained.
  • Ni-based single crystal superalloy having a lower Re content than conventional Ni-based single crystal superalloys and excellent in high temperature strength centering on creep strength.

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Abstract

質量比で、Ｃｏ：０．１質量％以上９．９質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上１０．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以上４．０質量％以下、Ｗ：８．１質量％以上１１．０質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上９．０質量％以下、Ａｌ：５．２質量％以上７．０質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｈｆ：０．０５質量％以上０．３質量％以下、Ｎｂ：１．０質量％以下、Ｒｅ：３．０質量％未満、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有するＮｉ基単結晶超合金を提供する。このＮｉ基単結晶超合金は、Ｒｅの含有量が少なくかつクリープ強度を中心とする高温強度に優れる。

Description

Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼
　本発明は、Ｎｉ基単結晶超合金及びタービン翼に関する。
　本願は、２００９年８月１０日に日本に出願された特願２００９－１８５７５７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ため、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。
　このようなＮｉ基単結晶超合金としては、例えば、Ｒｅを含まない第１世代の合金（例えば、キャノン・マスケゴン社製のＣＭＳＸ－２や、ユナイテッド・テクノロジーズ・コーポレイション社製のＰＷＡ１４８０）と、Ｒｅを３質量％含むことによってクリープ強度を中心とする高温強度（高温疲労強度も含む）を向上させた第２世代の合金（例えば、キャノン・マスケゴン社製のＣＭＳＸ－４や、ユナイテッド・テクノロジーズ・コーポレイション社製のＰＷＡ１４８４）等が知られている。ＣＭＳＸ、ＰＷＡは合金の商標である。
米国特許第４５８２５４８号明細書 米国特許第４６４３７８２号明細書 特開昭５３－１４６２２３号公報
　第２世代のＮｉ基単結晶超合金は、Ｒｅを含有することによって第１世代に対してクリープ強度を中心とする高温強度を向上させたＮｉ基単結晶超合金である。つまり、Ｒｅを含有させることによってＮｉ基単結晶超合金のクリープ強度を中心とする高温強度を向上させることが可能であることが知られている。
　ところが、Ｒｅは、希少金属であることから、大量に安定確保することが難しい。また、近年においてＲｅの価格が高騰しており、Ｒｅの大量使用は、製品価格の高騰を招く。
　このため、Ｒｅの含有量を第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりも低減させつつ、少なくとも第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度を中心とする高温強度が高く、望ましくは第２世代と同等もしくはそれ以上にクリープ強度を中心とする高温強度が高いＮｉ基単結晶超合金の開発が望まれている。
　本発明は、上述する問題点に鑑みてなされたもので、Ｒｅの含有量が少なくかつクリープ強度を中心とする高温強度に優れたＮｉ基単結晶超合金を提供することを目的とする。
　本発明は、上記課題を解決するための手段として、以下の構成を採用する。
　第１の発明は、Ｎｉ基単結晶超合金であって、質量比で、Ｃｏ：０．１質量％以上９．９質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上１０．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以上４．０質量％以下、Ｗ：８．１質量％以上１１．０質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上９．０質量％以下、Ａｌ：５．２質量％以上７．０質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｈｆ：０．０５質量％以上０．３質量％以下、Ｎｂ：１．０質量％以下、Ｒｅ：３．０質量％未満、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる組成を有する。
　第２の発明は、上記第１の発明のＮｉ基単結晶超合金において、質量比で、Ｒｅ：２．０質量％以下である。
　第３の発明は、上記第１の発明のＮｉ基単結晶超合金において、質量比で、Ｒｅ：１．４質量％以下である。
　第４の発明は、上記第１の発明のＮｉ基単結晶超合金において、質量比で、Ｒｅ：０．８質量％以下である。
　第５の発明は、上記第１～第４いずれかの発明のＮｉ基単結晶超合金において、質量比で、Ｃｏ：６．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．５質量％、Ｗ：１０．０質量％、Ｔａ：５．５質量％、Ａｌ：６．０質量％、Ｔｉ：０．１質量％、Ｈｆ：０．１０質量％を含有し、Ｎｂ及びＲｅを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。
　第６の発明は、上記第１～第４いずれかの発明のＮｉ基単結晶超合金において、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．２質量％、Ｔｉ：１．６質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。
　第７の発明は、上記第１～第３いずれかの発明のＮｉ基単結晶超合金において、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：６．５質量％、Ｍｏ：１．４質量％、Ｗ：８．１質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．８質量％、Ｔｉ：１．０質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：１．４質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。
　第８の発明は、タービン翼であって、第１～第７いずれかの発明であるＮｉ基単結晶超合金を用いて形成されている。
　本発明によれば、Ｎｉ基単結晶超合金に含有されるＲｅは、３．０質量％未満である。このため、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの含有量が少ない。
　また、後に詳説するが、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度を中心とする高温強度が高い。
　したがって、本発明のＮｉ基単結晶超合金は、第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの含有量が少なく、かつ第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度を中心とする高温強度に優れる。
実験によって得られた本発明の一本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するための図である。 シミュレーションによって得られた本発明の一本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第１世代第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するための図である。 シミュレーションの検証結果を示す図である。 シミュレーションに用いたＮｉ基単結晶超合金の組成を示す表である。 実験によって得られた本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するための図である。 実験によって得られた本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第２世代のＮｉ基単結晶超合金との疲労強度を比較するための図である。 本発明の一本実施形態のＮｉ基単結晶超合金を用いて形成されたタービン翼の斜視図である。
　以下、図面を参照して、本発明に係るＮｉ基単結晶超合金及びタービン翼の一実施形態について説明する。なお、以下の図面において、各部材を認識可能な大きさとするために、各部材の縮尺を適宜変更している。
　本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、質量比で、Ｃｏ：０．１質量％以上９．９質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上１０．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以上４．０質量％以下、Ｗ：８．１質量％以上１１．０質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上９．０質量％以下、Ａｌ：５．２質量％以上７．０質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｈｆ：０．０５質量％以上０．３質量％以下、Ｎｂ：１．０質量％以下、Ｒｅ：３．０質量％未満、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、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金におけるＲｅの含有量は、質量比で、２．０質量％以下、１．４質量％以下、あるいは０．８質量％以下であることがより好ましい。
　なお、「不可避的不純物」とは、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金を得るまでの製造過程において、意図して導入することなく含有され、微量（例えば０．１重量％以下）であり、さらにＮｉ基単結晶合金の特性に必ずしも影響を及ぼさない不純物である。
　この不可避的不純物としては、例えば、Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｒｕ、Ｒｅ等が挙げられる。
　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９．９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。また、高温強度を向上させる必要性から、Ｃｏは、０．１質量％以上含まれていることが好ましい。したがって、Ｃｏは、０．１質量％以上９．９質量％以下であることが好ましい。
　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５．１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１０．０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、５．１質量％以上１０．０質量％以下であることが好ましい。
　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１．０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、Ｍｏが４．０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、１．０質量％以上４．０質量％以下であることが好ましい。
　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。このＷは、高温強度を向上させるために、８．１質量％以上含まれていることが好ましい。しかしながら、Ｗが１１．０質量％を超えると、高温耐食性が低下する。したがって、Ｗは、８．１質量％以上１１．０質量％以下であることが好ましい。
　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９．０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９．０質量％以下であることが好ましい。
　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５．２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７．０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、５．２質量％以上７．０質量％以下であることが好ましい。
　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２．０質量％を超えると、有害相が析出して高温強度が低下する。このＴｉは、高温強度を向上させるために、０．１質量％以上含まれていることが好ましい。したがって、Ｔｉは、０．１質量％以上２．０質量％以下であることが好ましい。
　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。このＨｆは、高温強度を向上させるために、０．０５質量％以上含まれていることが好ましい。しかしながら、Ｈｆが０．３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、０．０５質量％以上０．３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、Ｎｂは、１．０質量％以下であることが好ましい。
　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、耐食性を向上させる効果もある。しかしながら、Ｒｅが３．０質量％以上になると、従来の第２世代のＮｉ基単結晶超合金と同じ量のＲｅを使用する必要が生じる。しかしながら、Ｒｅは安定確保が困難と成り易く、また高価であるため、Ｒｅの含有量が多いと、Ｎｉ基単結晶超合金の値段が非常に高くなる。本実施形態では、Ｒｅの含有量を抑制する又はＲｅを含有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中心とする高温強度を維持することが可能である。
　すなわち、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金においてＲｅの含有量は、３質量％未満とされている。さらに、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金においてＲｅの含有量は、２．０質量％以下、さらには１．４質量％以下、さらには０．８質量％以下であることが好ましい。
　続いて、図１を参照して、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するために行った実験の結果について説明する。
　図１は、実験によって得られた本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するためのグラフである。図１において、横軸がＲｅの含有量（質量％）であり、縦軸がクリープ寿命である。
　なお、図１に示す黒点Ａ～Ｃは、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金として、Ｎｉ基単結晶超合金Ａ、Ｂ、Ｂ２、及びＣを用いてクリープ寿命を、１１００℃の温度環境で１３７Ｍｐａの引張荷重とした実験により計測した結果を示している。ここで、Ｎｉ基単結晶超合金Ａは、質量比で、Ｃｏ：６．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．５質量％、Ｗ：１０．０質量％、Ｔａ：５．５質量％、Ａｌ：６．０質量％、Ｔｉ：０．１質量％、Ｈｆ：０．１０質量％を含有し、Ｎｂ及びＲｅを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。また、Ｎｉ基単結晶超合金Ｂは、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．２質量％、Ｔｉ：１．６質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。また、Ｎｉ基単結晶超合金Ｂ２は、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．２質量％、Ａｌ：５．４質量％、Ｔｉ：１．２質量％、Ｈｆ：０．１質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。また、Ｎｉ基単結晶超合金Ｃは、質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：６．５質量％、Ｍｏ：１．４質量％、Ｗ：８．１質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．８質量％、Ｔｉ：１．０質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：１．４質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する。
　また、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金の製造方法は、以下の通りである。
まず、真空溶解炉を用いてＮｉ基単結晶超合金の溶湯を調整し、この合金溶湯を用いて合金インゴットを鋳造する。
　さらに、合金インゴットに対して溶体化処理及び時効処理を行い、Ｎｉ基単結晶超合金を得る。なお、溶体化処理としては、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時間以上保持する。また、時効処理としては、１２７３～１４２３Ｋ（１０００℃～１１５０℃）で３～５時間保持する１次時効処理を行う。その後、１０７３～１２２３Ｋ（８００℃～９５０℃）で１５～２５時間保持する２次時効処理を行う。
また、図１にて白点で示す、ＣＭＳＸ－２、ＣＭＳＸ－４、ＲｅｎｅＮ４、ＲｅｎｅＮ５、ＰＷＡ１４８０及びＰＷＡ１４８４は、各Ｎｉ基単結晶超合金を本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と同様の条件で実験した結果を示している。ＣＭＳＸ、Ｒｅｎｅ、ＰＷＡは合金の商標である。
　図１から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａは、同様にＲｅを有用な成分として含有しないＣＭＳＸ－２、ＲｅｎｅＮ４、ＰＷＡ１４８０（第１世代のＮｉ基単結晶超合金）と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
　なお、ここで言う、有用な成分として含有しないとは、完全に含有されていない場合に加えて、不可避的不純物として含有される場合を含む。
　また、ＣＭＳＸ－２、ＰＷＡ１４８０、ＲｅｎｅＮ４、ＲｅｎｅＮ５、ＣＭＳＸ－４及びＰＷＡ１４８４のクリープ寿命から、これらの従来のＮｉ基単結晶超合金に含有されるＲｅを３．０質量％以下の範囲で変化させた場合には、そのＮｉ基単結晶超合金の寿命は、図１に示す領域Ｒ１に含まれることが想定される。そして、図１から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂ及びＢ２は、従来のＮｉ基単結晶超合金がＲｅを０．８質量％含有する場合に想定されるクリープ寿命と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
　また、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Cは、従来のＮｉ基単結晶超合金がＲｅを１．４質量％含有する場合に想定されるクリープ寿命と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高いことが確認できる。
　また、これらの本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂ、Ｂ２及びＣは、図１から分かるように、第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
　また、図１から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａは、Ｒｅを３．０質量％含むＣＭＳＸ－４（第２世代のＮｉ基単結晶超合金）と同程度のクリープ寿命すなわちクリープ強度を有する。
　また、図１から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂは、Ｒｅを３．０質量％含むＰＷＡ１４８４（第２世代のＮｉ基単結晶超合金）と同程度のクリープ寿命、すなわちクリープ強度を有し、ＣＭＳＸ－４及びＲｅｎｅＮ５（第２世代のＮｉ基単結晶超合金）よりも長いクリープ寿命、すなわち高いクリープ強度を有する。
　また、図１から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｃは、Ｒｅを３．０質量％含むＣＭＳＸ－４、ＲｅｎｅＮ５及びＰＷＡ１４８４よりも長いクリープ寿命、すなわち高いクリープ強度を有する。
　なお、本実験におけるクリープ寿命の実測値は、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａ（有用な成分としてＲｅを含まない）が７２時間及び８７時間、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂ（Ｒｅ：０．８質量％）が１４９時間、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂ２（Ｒｅ：０．８質量％）が１０１時間、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｃ（Ｒｅ：１．４質量％）が１７０時間、ＰＷＡ１４８０が１８時間、ＲｅｎｅＮ４が３１時間、ＣＭＳＸ－２が４５時間、ＰＷＡ１４８４が１４１時間、ＲｅｎｅＮ５が８９時間、ＣＭＳＸ－４が７４時間である。
　続いて、図２を参照して、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金との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.）
　また、本発明の発明者らは、いくつかの単結晶超合金を作製し、上記実験と同様に１１００℃、１３７ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行い、「JMatPro V.5.0」による破断寿命計算値と比較した。図３は、比較の結果を示すものである。そして、この図に示すように、「JMatPro V.5.0」の計算値は、実験による実測値とは、重相関係数Ｒ２＝０．９６と良い相関が得られ、本シミュレーションの結果が、実験による実測値と同等に扱えることを確認した。
　また、図３に示すように、「JMatPro V.5.0」の計算値は、高寿命側（おおよそ１００時間以上）において特に実験による実測値と一致している。つまり、「JMatPro V.5.0」は、特に高寿命側において精度良く計算を行うことができる。
　図２は、シミュレーションによって得られた本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するためのグラフである。図２において、横軸がＲｅの含有量（質量％）であり、縦軸がクリープ寿命である。
　ここで、図２に示す黒点は、図４に示す組成を有する本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ａ～ｒを用いてクリープ寿命を、１１００℃の温度環境で１３７Ｍｐａの引張荷重の条件下で行ったシミュレーションから得られた結果を示している。なお、Ｎｉ基単結晶超合金ａ～ｃは、上述の実験で用いたＮｉ基単結晶超合金Ａ～Ｃと同じ組成を有している。
　また、図２にて白点で示す、ＣＭＳＸ－２、ＣＭＳＸ－４、ＲｅｎｅＮ４、ＲｅｎｅＮ５、ＰＷＡ１４８０及びＰＷＡ１４８４は、図４に示す組成を有する従来のＮｉ基単結晶超合金を本実施形態のＮｉ基単結晶超合金と同様の条件でシミュレーションした結果を示す。なお、本シミュレーションで用いるＣＭＳＸ－２、ＣＭＳＸ－４、ＲｅｎｅＮ４、ＲｅｎｅＮ５、ＰＷＡ１４８０及びＰＷＡ１４８４の組成は、上述の実験で用いた従来のＮｉ基単結晶超合金と同様である。
　図４から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ａ，ｑは、同様にＲｅを有用な成分として含有しないＣＭＳＸ－２、ＲｅｎｅＮ４、ＰＷＡ１４８０（第１世代のＮｉ基単結晶超合金）と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
　また、ＣＭＳＸ－２、ＰＷＡ１４８０、ＲｅｎｅＮ４、ＲｅｎｅＮ５、ＣＭＳＸ－４及びＰＷＡ１４８４のクリープ寿命から、これらの従来のＮｉ基単結晶超合金に含有されるＲｅを３．０質量％以下の範囲で変化させた場合には、そのＮｉ基単結晶超合金の寿命は、図２に示す領域Ｒ２に含まれることが想定される。そして、図４から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ｂ、ｂ２及びｄ～ｏは、従来のＮｉ基単結晶超合金がＲｅを０．８質量％含有する場合に想定されるクリープ寿命（領域Ｒ２）と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
　そして、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ｃ及びｐは、従来のＮｉ基単結晶超合金がＲｅを１．４質量％含有する場合に想定されるクリープ寿命（領域Ｒ２）と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、クリープ強度が高いことが確認できる。また、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ｂ、ｂ２及びｄ～ｏは、図４から分かるように、第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ寿命が長く、クリープ強度が高い。
　さらに、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ｒは、比較用のものであり従来の第２世代のＮｉ基単結晶超合金と同等の３．０質量％のＲｅを含有しているが、そのクリープ強度が従来のＮｉ基単結晶超合金よりも高くなっていることが確認できる。
　そして、図２から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金ａ～ｒは、従来のＮｉ基単結晶超合金と同程度あるいはそれ以上のクリープ強度を有する。
　具体的には、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、同じＲｅの含有量で従来のＮｉ基単結晶超合金と比較すると、３０％以上の特性改善が図られていることが確認できる。
　以上のような本実施形態のＮｉ基単結晶超合金（シミュレーションで用いた比較用のＮｉ基単結晶超合金ｒを除く）に含有されるＲｅは、３．０質量％未満である。このため、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの含有量が少ない。
　また、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度が高い。
　したがって、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、第２世代のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの含有量が少なく、かつ第１世代のＮｉ基単結晶超合金よりもクリープ強度に優れている。
　また、従来のＮｉ基単結晶超合金では、Ｒｅの添加による変質層の発生を抑制するために希少金属であるＲｕを添加する必要がある。しかしながら、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金では、Ｒｕを含有させる必要がなく、より低コスト化を図ることが可能となる。
続いて、図５及び図６を参照して、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金（Ｎｉ基単結晶超合金Ａ及びＢ２（上述））と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金との疲労強度及びクリープ寿命とを比較するために行った実験の結果について説明する。
図５は、実験によって得られた本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａ及びＢ２と第１世代及び第２世代のＮｉ基単結晶超合金とのクリープ寿命とを比較するためのグラフである。横軸がラーソン・ミラー・パラメータであり、縦軸が負荷（合金に生じる応力）である。ラーソン・ミラー・パラメータは、負荷と破断時間との関係を示す数値で、Ｐ＝Ｔ（ＬｏｇＴＩＭＥ＋C）×１０３により表される（但し、Ｔは絶対温度、ＴＩＭＥはクリープ破断寿命、Ｃは材料定数（今回の場合はＣ＝２０）である）。
図５から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａ及びＢ２は、同様にＲｅを有用な成分として含有しないＲｅｎｅＮ４と比較して、明らかにクリープ寿命が長く、Ｒｅを３．０質量％含むＲｅｎｅＮ５と同程度のクリープ寿命を有する。
図６は、実験によって得られた本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａ及びＢ２と第２世代のＮｉ基単結晶超合金との高温疲労強度を比較するためのグラフである。横軸が破断までの回数（対数）であり、縦軸が応力振幅である。なお、疲労試験時の温度条件は１０９３℃、応力比R=０（A＝１）である。
図６から分かるように、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ａは、Ｒｅを３．０質量％含むＲｅｎｅＮ５と同程度の高温下での疲労寿命を示し、Ｒｅを０．８質量％含む本実施形態のＮｉ基単結晶超合金Ｂ２は、Ｒｅを３．０質量％含むＲｅｎｅＮ５と比較して、優れた高温下での疲労寿命を示す。
　なお、本実施形態のＮｉ基単結晶超合金は、図７に示すようなタービン翼１の形成材料として用いることができる。
　本実施形態のＮｉ基単結晶超合金を用いて形成されたタービン翼１は、Ｒｅの含有量が少なくクリープ強度を中心とする高温強度に優れる。そのため、安価でかつ強度の高いタービン翼１が得られる。
　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、従来のＮｉ基単結晶超合金よりもＲｅの含有量が少なく、かつクリープ強度を中心とする高温強度に優れたＮｉ基単結晶超合金を得ることができる。
　１……タービン翼、Ａ～Ｃ、ａ～ｒ……Ｎｉ基単結晶超合金

Claims (16)

  1. 　質量比で、Ｃｏ：０．１質量％以上９．９質量％以下、Ｃｒ：５．１質量％以上１０．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以上４．０質量％以下、Ｗ：８．１質量％以上１１．０質量％以下、Ｔａ：４．０質量％以上９．０質量％以下、Ａｌ：５．２質量％以上７．０質量％以下、Ｔｉ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｈｆ：０．０５質量％以上０．３質量％以下、Ｎｂ：１．０質量％以下、Ｒｅ：３．０質量％未満、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、Ｒｅ：２．０質量％以下である請求項１に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  3. 　質量比で、Ｒｅ：１．４質量％以下である請求項１に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  4. 　質量比で、Ｒｅ：０．８質量％以下である請求項１に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  5. 　質量比で、Ｃｏ：６．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．５質量％、Ｗ：１０．０質量％、Ｔａ：５．５質量％、Ａｌ：６．０質量％、Ｔｉ：０．１質量％、Ｈｆ：０．１０質量％を含有し、Ｎｂ及びＲｅを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する請求項１に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  6. 　質量比で、Ｃｏ：６．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．５質量％、Ｗ：１０．０質量％、Ｔａ：５．５質量％、Ａｌ：６．０質量％、Ｔｉ：０．１質量％、Ｈｆ：０．１０質量％を含有し、Ｎｂ及びＲｅを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する請求項２に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  7. 　質量比で、Ｃｏ：６．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．５質量％、Ｗ：１０．０質量％、Ｔａ：５．５質量％、Ａｌ：６．０質量％、Ｔｉ：０．１質量％、Ｈｆ：０．１０質量％を含有し、Ｎｂ及びＲｅを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する請求項３に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  8. 　質量比で、Ｃｏ：６．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．５質量％、Ｗ：１０．０質量％、Ｔａ：５．５質量％、Ａｌ：６．０質量％、Ｔｉ：０．１質量％、Ｈｆ：０．１０質量％を含有し、Ｎｂ及びＲｅを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する請求項４に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  9. 　質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．２質量％、Ｔｉ：１．６質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する請求項１に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  10. 　質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．２質量％、Ｔｉ：１．６質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する請求項２に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  11. 　質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．２質量％、Ｔｉ：１．６質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する３に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  12. 　質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：７．０質量％、Ｍｏ：１．８質量％、Ｗ：８．２質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．２質量％、Ｔｉ：１．６質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：０．８質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する４に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  13. 　質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：６．５質量％、Ｍｏ：１．４質量％、Ｗ：８．１質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．８質量％、Ｔｉ：１．０質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：１．４質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する請求項１に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  14. 　質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：６．５質量％、Ｍｏ：１．４質量％、Ｗ：８．１質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．８質量％、Ｔｉ：１．０質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：１．４質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する請求項２に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  15. 　質量比で、Ｃｏ：８．０質量％、Ｃｒ：６．５質量％、Ｍｏ：１．４質量％、Ｗ：８．１質量％、Ｔａ：６．０質量％、Ａｌ：５．８質量％、Ｔｉ：１．０質量％、Ｈｆ：０．１０質量％、Ｒｅ：１．４質量％を含有し、Ｎｂを含有しないか、あるいは不可避不純物として含有する請求項３に記載のＮｉ基単結晶超合金。
  16. 　請求項１～１５のいずれかに記載のＮｉ基単結晶超合金を用いて形成されているタービン翼。
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