JP5597598B2

JP5597598B2 - Ｎｉ基超合金と、それを用いたガスタービンのタービン動・静翼

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Publication number: JP5597598B2
Application number: JP2011129740A
Authority: JP
Inventors: 玉艇王; 明吉成
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 2011-06-10
Filing date: 2011-06-10
Publication date: 2014-10-01
Anticipated expiration: 2031-06-10
Also published as: EP2537951B1; US8916092B2; JP2012255196A; EP2537951A1; US20120328429A1

Description

本発明は、普通鋳造材高い高温強度と優れた延性有するＮｉ基超合金と、それを用いたガスタービンのタービン動・静翼に関する。

近年、化石燃料の節約，二酸化炭素の排出量削減，地球温暖化防止等、環境意識の高まりから、内燃機関においては熱効率の向上が図られている。ガスタービンやジェットエンジン等の熱機関は、カルノーサイクルの高温側をより高温で運転することにより、熱効率を最も有効に高め得ることが知られている。タービン入口温度の高温化に伴い、ガスタービンの高温部品、すなわち燃焼器やタービン動翼又は静翼に使用される材料の改良・開発の重要性が高まっている。

この高温化に対処するために、材料面ではより高温強度に優れるＮｉ基耐熱合金が動翼に適用されており、現在多くのＮｉ基合金が使用されている。しかし、ガスタービン静翼に使用される耐熱材料としては、耐食性と溶接性とに優れるＣｏ基合金が用いられている。

近年の効率向上に伴う燃焼温度（タービン入口温度）の上昇により、Ｃｏ基合金よりも高温強度に優れるＮｉ基合金を使用することが検討されている。Ｎｉ基合金を高強度化するためには、固溶強化元素であるＷ，Ｍｏ，Ｔａ，Ｃｏ等を多く添加するとともに、Ａｌ，Ｔｉ等を添加して強化相であるγ′Ｎｉ₃(Ａｌ，Ｔｉ)相の析出強化を利用することで、優れた高温強度及び熱疲労特性を有する。

しかし、溶接性や延性等の加工性では、Ｎｉ基合金はＣｏ基合金に及ばないため、ガスタービン静翼への適用が難しいのが現状である。

例えば、γ′相の析出量が多く、強度特性に優れる合金（特許文献１）では、高温強度及びクリープ特性に優れるものの、延性の低下が著しい。反対に、γ′相の析出量を低減することで、延性などの加工性を改善した合金（特許文献２）では、動翼に適用するには、高温化に対応した強度向上が要求される。

特公昭５４−６９６８号公報ＵＳＰ３７２０５０９

高い強度を追求する為に、γ′相の析出量が多くなるにつれて、合金の延性が低下する傾向が見られる。高い高温強度と延性を両立することが困難である。

本発明の目的は、普通鋳造材おいて、高い高温強度と優れた延性が得られ、産業用ガスタービン動翼又は静翼に好適なＮｉ基超合金を提供することにある。

本発明のＮｉ基超合金は、Ｃｒ，Ｃｏ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｃ，Ｂ及び不可避不純物を含み、残部がＮｉよりなるＮｉ基合金であって、質量比で、Ｃｒ：１３.１０〜１６.００％，Ｃｏ：８.００〜１２.５０％，Ａｌ：２.３０〜３.５０％，Ｔｉ：４.８０〜５.５０％，Ｔａ：０.４０〜１.００％未満，Ｗ：４.５０〜６.００％，Ｍｏ：０.１０〜１.５０％，Ｎｂ：０.６０〜１.７０％，Ｃ：０.０１〜０.２０％，Ｂ：０.００５〜０.０２％、残：Ｎｉ＋不純物の合金組成であることを特徴とする。

本発明によれば、高温強度と延性を両立する普通鋳造用のＮｉ基超合金が提供される。さらに本発明の合金は、結晶粒界の強化に効果のあるＣ，Ｂ、及び鋳造時の結晶粒界割れの抑制に効果のあるＨｆを含むことから、一方向凝固材としての使用にも適した合金組成となっている。

Ｔａ＋Ｎｂ量とＷ量との関係を示す図。合金試験片に対する引張試験の伸び％を示すグラフ。合金試験片に対するクリープ破断時間を示すグラフ。合金試験片に対する高温酸化試験での酸化減量を示すグラフ。合金試験片に対する溶融塩浸漬腐食試験での腐食減量を示すグラフ。ガスタービンの動翼形状の一例を示す図。ガスタービンの静翼形状の一例を示す図。ガスタービンを示す図。

以下、本発明を詳細に説明する。

まず、図６に、産業用ガスタービン用のタービン動翼の一例を示す。

このタービン動翼１は、翼部１１０とシャンク部１１１とルート部（ダブティル部）１１２から構成され、大きさは１０〜１００cm、重量は１〜１０kg程度である。また、プラットホーム部１１３と、ラジアルフィン１１４を備えている。タービン動翼は、内部に複雑な冷却構造を持つ回転部品であり、回転中の遠心力及び起動停止に伴う熱応力の負荷が繰り返し加わる厳しい環境に曝される。基本的な材料特性として、優れた高温クリープ強度，高温燃焼ガス雰囲気に対する耐酸化、及び耐食性が要求される。

一方、図７に、タービン静翼は通常、翼軸に沿って延びる羽根を有し、その羽根は末端側に、タービン翼を各支持体に固定するために翼軸に対して直角に延びる基盤が一体形成される。タービン静翼材料は、高い高温強度や熱疲労強度が必要である。したがって、これらの特性のバランスに優れた鋳造用合金の開発が重要視されている。本発明者らは、普通鋳造用合金であって、クリープ強度と延性を両立する合金を検討した結果、本発明を見出すに至ったものである。

一般的なガスタービンの翼の作製手段としては、普通鋳造，一方向凝固鋳造及び単結晶鋳造による手法が挙げられる。一方向凝固合金や単結晶合金は、主に小型で軽量なジェットエンジン（航空用ガスタービン）の動翼に使用されている。しかし、一方向凝固合金や単結晶合金を用いた翼は、鋳造プロセスが複雑であるため、翼を鋳造した時の鋳造歩留りが悪くなる。特に、産業用ガスタービンの翼では形状が大きく、形も複雑であることから、鋳造歩留りが低く、そのため高価な製品になってしまうという課題があった。

そこで、本発明者らは、各合金添加元素のバランスをとり、特に普通鋳造用の合金として、従来材より高い高温強度と延性を両立する合金を検討した。以下、本発明のＮｉ基合金に含まれる各成分の働き、及び好ましい組成範囲について説明する。

Ｃｒ：１３.１０〜１６.００質量％
Ｃｒは、固溶強化元素として働くと共に緻密な酸化皮膜を形成し高温における腐食雰囲気下で耐酸化，耐高温腐蝕性に寄与する。特に、溶融塩腐食に対する耐食性を向上させるためには、Ｃｒ含有量をより増加させるほど効果は大きくなる。そして、その効果がより著に現れるのは１３.１０質量％を超えてからである。しかし、本発明の合金では、Ｔｉ，Ｗ，Ｔａ等が多く添加されているため、Ｃｒ量が多くなりすぎると、脆いＴＣＰ相が析出して高温強度が低下する。そのため、他の合金元素とのバランスをとって、その上限を１６.０質量％とすることが望ましい。この組成範囲に於いて、高強度と高耐食性が得られる。好ましくは１３.１０〜１４.３０質量％の範囲であり、より好ましくは１３.７０〜１４.１０質量％の範囲である。

Ｃｏ：８.００〜１２.５０質量％
Ｃｏはγ′相の固溶温度を低下させ、溶体化熱処理を容易にする効果があり、特に本発明合金のように、部分溶体化で使用される場合には低い熱処理温度でも溶体化率を大きくすることが可能となる。その効果を得るためには、最低でも８％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｏの過度の添加は、γ′相を不安定化し、むしろ強度低下につながる。従って、Ｃｏは最大でも１２.５０％にする必要がある。この組成範囲に於いて、高い高温強度が得られる。好ましくは８.５０〜１１.００質量％の範囲であり、より好ましくは９.１０〜１０.８０質量％の範囲である。

Ａｌ：２.３０〜３.５０質量％
Ａｌはγ′相（Ｎｉ₃Ａｌ）を形成するために必須の元素であり、最低でも２.３０％以上の添加が必要である。ＡｌはＡｌ₂Ｏ₃保護皮膜を形成することで、耐酸化性及び耐食性を向上させる。しかし、過度に添加するとγ′相の固溶強化度が低下し、かえって高温強度が低下することから、添加量は最大でも３.５０％にする必要がある。この組成範囲において、高温における強度と耐酸化特性，耐食性のバランスを考慮した場合、好ましくは２.７０〜３.４０質量％の範囲であり、より好ましくは３.００〜３.４０質量％の範囲である。

Ｔｉ：４.８０〜５.５０質量％
ＴｉはＣｒとＡｌの複合酸化物の形成を防止し、合金の耐食性を向上させる効果がある。溶融塩腐食に対する耐食性に顕著な効果が現れるためには、４.８０質量％以上の含有量が必要である。しかし、５.５０質量％を越えて添加すると、耐酸化特性が著しく劣化し、更に脆化相のη相が析出してくるため、また、γ′相の形成元素としてγ′相の析出量はＴｉの添加量と伴に増加し、γ′相の析出量をその上限を５.５質量％とする必要がある。本発明合金のようにＣｒを１３.１〜１５.０質量％含む合金に於いて、高温における強度と耐食性，耐酸化特性のバランスを考慮した場合、好ましくは４.７０〜５.３０質量％の範囲であり、より好ましくは４.７０〜５.１０質量％の範囲である。

Ｔａ：０.４０〜１.００質量％未満
Ｔａはγ′相に［Ｎｉ₃(Ａｌ，Ｔａ)］の形で固溶し、固溶強化よりクリープ強度が向上する効果ある元素である。γ相とγ′相の格子定数ミスマッチの絶対値をより少なくするため、Ｔａの量は１.０％未満とする必要がある。高温強度を維持するため、０.４０％以上の添加が必要である。なお、Ｔａの量を０.５％未満とするなら、Ｎｂの量を多くすることが望ましい。従って、Ｔａ＋Ｎｂは少なくても１.５０％以上とすることが好ましい。また過度に添加すると、γ′相安定性を悪化させ、かえって強度低下するので、Ｎｂ＋Ｔａは最大でも２.５０％以下とするが好ましい。高温強度と延性のバランスを考慮した場合、好ましくは０.５０〜０.９０質量％の範囲であり、より好ましくは０.６０〜０.９０質量％の範囲である。

Ｗ：４.５０〜６.００質量％
Ｗは、主にγ相を固溶強化する。Ｗは、Ｍｏと同様固溶強化元素であって剛性率の向上と拡散係数の低減に寄与するが、Ｍｏと比較しμ相中への経年的な移行は少なく、長期間安定して強化に寄与する。γ相とγ′相の格子定数ミスマッチをより少なくすると、γとγ′の相の界面強度を向上させ、高温クリープ強度を向上させる。Ｗはγ相側にお主に入る元素で、反対にＴａは析出相であるγ′相側にお主に入る元素である。Ｗ量が多い合金はγ相側の格子定数が大きくなり、一般に（γ′相の格子定数−γ相の格子定数）／（両相の格子定数平均）で定義される格子定数ミスマッチが小さくなる。従って、γ相とγ′相の格子定数ミスマッチを小さくするためには、Ｗの量は最低４.５％以上である。然しながら、Ｗの過度の添加は、合金の相安定を悪化させＴＣＰ相等の析出につながり、かつ耐食性を低下させるため、最大でも６.０％に規制する必要がある。相安定性を重視する場合、好ましくは４.８０〜５.５０質量％の範囲であり、より好ましくは４.８０〜５.４０質量％の範囲である。

Ｍｏ：０.１０〜１.５０質量％
ＭｏはＷと同様の効果を有するため、必要に応じてＷの一部と代替えすることが可能である。また、γ′相の固溶温度をあげるため、Ｗと同様にクリープ強度を向上させる効果がある。そして、このような効果を得るためには０.１質量％以上の含有量が必要であり、Ｍｏの含有量が増えるにつれてクリープ強度も向上する。また、ＭｏはＷに比べて比重が小さいため合金の軽量化が図れる。

一方、Ｍｏは合金の耐酸化特性および耐食性を低下させる。特にＭｏの含有量が増えるにつれて耐酸化特性が大幅に悪くなることから、その上限を１.５質量％とする必要がある。また、μ相析出によるマトリックス劣化の要因となっているＭｏを少なくし、その代りにマトリックス強化に役立つＷを多く添加する。従って、耐食性や高温での耐酸化特性は従来合金とほぼ同等とし、クリープ強度を重要視する場合は、本発明の組成範囲に於いて、好ましくは０.６０〜１.４０質量％の範囲であり、より好ましくは０.７０〜１.３０質量％の範囲である。

Ｎｂ：０.６０〜１.７０質量％
Ｎｂは、ＣｒとＡｌの複合酸化物の形成を防止し、合金の耐食性を改善する効果がある。一方、Ｔａより効果は小さいが、γ′相を固溶強化する効果はＴｉより高い。従って、Ｎｂは高温強度を落とさずに耐食性を改善できる有効な元素であり、０.６０％以上添加する必要がある。しかしながら、γ′相の相安定性を保つためには、Ｎｂの添加量は１.７０％以下とする必要がある。耐食性を特に重視する場合は、１.０％以上の添加が好ましい。高温における強度と耐食性，耐酸化特性のバランスを考慮した場合、好ましくは０.７０〜１.６０質量％の範囲であり、より好ましくは０.８０〜１.５０質量％の範囲である。

Ｃ：０.０１〜０.２０質量％
Ｃは、Ｔａ，Ｎｂ等とＭＣ型炭化物、Ｃｒ，Ｗ，Ｍｏ等とＭ２３Ｃ６及びＭ６Ｃ型炭化物を形成し、高温で結晶粒界が移動するのを阻止することで結晶粒界を強化する効果があり、本発明において特に重要な役割を果たす元素である。普通鋳造材で、この効果を発揮させるためには最低でも０.０５％以上添加する必要がある。また、強度と延性をいずれも増大させたい場合には、０.１０％以上添加することが好ましい。しかし、Ｃ量を多くしすぎると、γ相及びγ′相の固溶強化に有効な元素が炭化物にとられることで、かえって高温強度が低下するようになる。また、過剰の炭化物は疲労強度を低下させる。従って、Ｃの上限は０.２０％に規制する必要がある。

Ｂ：０.００５〜０.０２質量％
Ｂは結晶粒界の非整合部を埋め、結晶粒界の結合力を増加させる効果がある。本発明の合金においては、最低でも０.００５％のＢの添加が必要である。普通鋳造材として、より高い粒界強度が要求される場合には０.０１０％以上添加することが望ましい。しかし、ＢはＮｉ基超合金の融点を著しく低下させるため、最大でも０.０２％とする必要がある。

Ｈｆ：０〜２.００質量％，Ｒｅ：０〜０.５０質量％，Ｚｒ：０〜０.０５質量％
Ｈｆ，Ｒｅ及びＺｒは、結晶粒界に偏析して結晶粒界の強度を若干向上させる。しかし、大部分はＮｉとの金属間化合物すなわちＮｉ₃Ｚｒ等を結晶粒界に形成する。この金属間化合物は合金の延性を低下させ、また低融点であるため、合金の溶融温度が低下し、溶体化処理温度範囲が狭くなる等、有効な作用が少ない。したがって、その上限はそれぞれ２.００質量％，０.５０質量％、及び０.０５質量％とした。好ましくは、Ｈｆが０〜０.１０質量％、Ｒｅが０〜０.１０質量％、Ｚｒが０〜０.０３質量％である。

Ｏ：０〜０.００５質量％，Ｎ：０〜０.００５質量％
酸素と窒素は不純物であり、いずれも合金原料から持ち込まれることが多く、Ｏはるつぼからも入り、合金中には酸化物（Ａｌ₂Ｏ₃）や窒化物（ＴｉＮあるいはＡｌＮ）として塊状に存在する。鋳物中にこれらが存在すると、クリープ変形中のクラックの起点となり、クリープ破断寿命を低下させたり、疲労亀裂発生の起点となって疲労寿命が低下したりする。特に酸素は、鋳物表面に酸化物として現れることで、鋳物の表面欠陥となり、鋳造品の歩留まりを低下させる原因となる。そのため、これら元素の含有量は少ないほど良いが、実際のインゴットを製造する場合に、無酸素，無窒素にはできないことから、特性を大きく劣化させない範囲として、両元素はいずれも０.００５質量％以下であることが望ましい。

上記の各成分と、不可避不純物及び残部のＮｉよりなるＮｉ基合金は、高い高温強度と延性を得られ合金である。

以下に、本実施例で試験に供したＮｉ基合金を示す。Ｎｉ基合金の組成（質量％）を表１に示す。

合金Ｎo.３〜９が、本発明を示す合金組成であり、合金Ｎo.１，２，１０〜１３が比較例を示す合金組成である。試験片は、マスターインゴットと秤量した合金元素とをアルミナ坩堝で溶解し、厚さ１４mmの平板に鋳造した。鋳型加熱温度は１３７３Ｋ、鋳込み温度は１７１３Ｋ、鋳型はアルミナ質のセラミック鋳型を用いた。鋳造後、試験片は溶体化熱処理及び時効熱処理を行った。合金組成を均一化するために１４８０Ｋで２ｈ溶体化熱処理を行った。溶体化熱処理後は空冷とし、これに続く時効熱処理の条件は、全ての合金で１３６６Ｋ／４時間／空冷＋１３４０Ｋ／４時間／空冷＋１１１６Ｋ／１６時間／空冷とした。その後、試験片加工を行い、クリープ破断試験，腐食，酸化及び室温引張り試験を実施した。

熱処理した試験片から、機械加工により、平行部直径６.０mm，平行部長さ３０mmのクリープ試験片と、長さ２５mm，幅１０mm，厚さ１.５mmの高温酸化試験片、及び１５mm×１５mm×１５mmの立方体形状の高温腐食試験片を切り出すと共に、走査型電子顕微鏡でミクロ組織を調査し、合金の組織安定性を評価した。

表２に、合金試験片に対して行った特性評価試験の条件を示す。

クリープ破断試験は、１２５５Ｋ−１３７ＭＰａの条件で行った。高温酸化試験は、１３７３Ｋ−２０時間保持の酸化試験を１０回繰返し、それぞれ質量の変化を測定した。また、高温腐食試験は、１１２３Ｋの溶融塩（組成は、Ｎａ₂ＳＯ₄：７５％，ＮａＣｌ：２５％）中に２５時間浸漬する試験を４回（計１００時間）行い、質量の変化を測定した。

これらの試験結果を表３にまとめて示す。

図２〜図５に、各合金の特性評価試験結果を示す。図２は室温引張試験の伸び％、図３は１１２３Ｋ−３１４ＭＰａでのクリープ破断時間、図４は高温酸化試験での酸化減量、図５は溶融塩浸漬腐食試験での腐食減量の測定結果を示すグラフである。

室温引張試験の結果を伸び％として図２に示した。この試験結果より、本発明の試験材料が比較例の試験材料に比較して、室温延性に優れたものであることがわかる。

また、図１は、Ｔａ＋Ｎｂ量とＷとの関係を示す図であり、図１は、Ｎo.１〜１３をプロットしてものである。また、括弧内の数字は、クリープ破断時間を示したものである。

Ｔａ＋Ｎｂ量が少ないＮo.１及び２の合金は、γ′相の析出量が少なく、クリープ特性が十分ではない。反対に、Ｔａ＋Ｎｂ量が多いＮo.１２の合金では、クリープ特性は良好であるが、延性に劣る。

Ｗ量が多くなるほどクリープは向上する傾向がみられるが、Ｎo.１３の合金のように、Ｔａ＋ＮｂとＷの両方が多くなると、有害相の析出が起こり、クリープ特性，延性とも低下してしまう。

また、表３に示す結果から明らかなように、本実施例の合金Ｎo.３〜９では、既存合金ＧＴＤ１１１と比較すると、ほぼ同じ耐酸化性を有し、クリープ強度と延性が改善される。

また、別の既存合金Ｒｅｎｅ８０と比較すると、ほぼ同じクリープ破断強度を有し、酸化減量が大幅に改善され、耐食性も改善されていることが分かる。特に耐酸化性の向上が著しい。

すなわち、本発明により、高温での耐食性，耐酸化特性を維持しつつ、クリープ破断寿命をほぼ犠牲にすることなく、高い延性Ｎｉ基超合金が得られることが認められた。

以上の実施例においては、普通鋳造材としての効果を説明した。さらに本発明の合金を一方向凝固させた一方向凝固翼として使用することも非常に有効である。一方向凝固させることにより、耐食性，耐酸化特性を維持しながら、クリープ破断強度を大幅に向上できることは周知の事実である。特に、本発明の合金は結晶粒界強化に効果のあるＣ，Ｂを含み、さらに必要に応じて、鋳造時の結晶粒界割れの抑制に効果のあるＨｆを添加することが可能であることから、一方向凝固材として使用するに当たっても適した合金組成となっている。

以上述べたように、本発明によれば、高い高温強度と延性を併せ持つ、普通鋳造可能なＮｉ基超合金を得ることができる。

図８はガスタービンを示す図である。図８において、３はタービンブレード、１３はタービンスタッキングボルト、１８はタービンスペーサ、１９はデイスタントピース、２０は初段ノズル、６はコンプレッサディスク、７はコンプレッサブレード、１６はコンプレッサノズル、８はコンプレッサスタッキングボルド、９はコンプレッサスタブシャフト、４はタービンディスク、１１は穴、１５は燃焼器である。

本発明におけるＮｉ基超合金は、高いクリープ強度と延性を併せ持つため、普通鋳造材としてガスタービンの３，４段動翼及び初段静翼に利用可能である。一方向鋳造材として、ガスタービンの１，２段動翼にも利用できる。

３タービンブレード
４タービンディスク
６コンプレッサディスク
７コンプレッサブレード
８コンプレッサスタッキングボルド
９コンプレッサスタブシャフト
１０タービンスタブシャフト
１１穴
１３タービンスタッキングボルト
１５燃焼器
１６コンプレッサノズル
１８タービンスペーサ
１９デイスタントピース
２０初段ノズル
１１０翼部
１１１シャンク部
１１２ルート部（ダブティル部）
１１３プラットホーム部
１１４ラジアルフィン

Claims

Ｃｒ，Ｃｏ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｃ，Ｂ及び不可避不純物を含み、残部がＮｉよりなるＮｉ基合金であって、
質量比で、Ｃｒ：１３.１０〜１６.００％，Ｃｏ：８.００〜１２.５０％，Ａｌ：２.３０〜３.５０％，Ｔｉ：４.８０〜５.５０％，Ｔａ：０.４０〜１.００％未満，Ｗ：４.５０〜６.００％，Ｍｏ：０.１０〜１.５０％，Ｎｂ：０.６０〜１.７０％，Ｃ：０.０１〜０.２０％，Ｂ：０.００５〜０.０２％、残：Ｎｉ＋不純物の合金組成であることを特徴とするＮｉ基超合金。
請求項１において、さらに、Ｈｆ，Ｒｅ，Ｚｒ，Ｏ及びＮから選ばれる１種以上を、質量比で、Ｈｆ：２．００％以下、Ｒｅ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｏ：０．００５％以下，Ｎ：０．００５％以下の範囲で含有する合金組成であることを特徴とするＮｉ基超合金。
請求項２において、Ｈｆ，Ｒｅ，Ｚｒ，Ｏ及びＮから選ばれる１種以上の含有量が、それぞれ質量比で、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｒｅ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下であることを特徴とするＮｉ基超合金。
請求項１〜３のいずれかに記載のＮｉ基超合金であって、Ｔａ＋Ｎｂ量とＷ量との関係を示す図において、（Ｔａ＋Ｎｂ量，Ｗ量）で示される点Ａ（１.５％，４.５％），点Ｂ（２.５％，４.５％），点Ｃ（２.５％，５.５％），点Ｄ（１.５％，６.０％）の各点を順次結ぶ線で囲まれた組成範囲にあることを特徴とするＮｉ基超合金。
請求項１−３のいずれかに記載のＮｉ基超合金であって、質量比で、Ｃｒ：１３.１０〜１４.３０％，Ｃｏ：８.５０〜１１.００％，Ａｌ：２.７０〜３.４０％，Ｔｉ：４.８０〜５.３０％，Ｔａ：０.５０〜０.９０％，Ｗ：４.８０〜５.５０％，Ｍｏ：０.６０〜１.４０％，Ｎｂ：０.７０〜１.６０％，Ｃ：０.１０〜０.１８％、及びＢ：０.０１〜０.０２％の合金組成であることを特徴とするＮｉ基超合金。
請求項５において、質量比で、Ｃｒ：１３.７０〜１４.１０％，Ｃｏ：９.１０〜１０.８０％，Ａｌ：３.００〜３.４０％，Ｔｉ：４.８０〜５.１０％，Ｔａ：０.６０〜０.９０％，Ｗ：４.８０〜５.４０％，Ｍｏ：０.７０〜１.３０％，Ｎｂ：０.８０〜１.５０％，Ｃ：０.１２〜０.１７％、及びＢ：０.０１〜０.０２％の合金組成であることを特徴とするＮｉ基超合金。
請求項１〜６のいずれかに記載のＮｉ基超合金よりなることを特徴とする鋳造品。
請求項１〜６のいずれかに記載のＮｉ基超合金よりなることを特徴とするガスタービン用タービン動翼。
請求項１〜６のいずれかに記載のＮｉ基超合金よりなることを特徴とするガスタービン用タービン静翼。
請求項８または９に記載のガスタービン動翼又は静翼を用いたことを特徴とするガスタービン。