JP2011084805A - 鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金およびそれを材料とする蒸気タービン用部品 - Google Patents
鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金およびそれを材料とする蒸気タービン用部品 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】熱間加工性や溶接性などの製造性を維持しつつ、クリープ破断強度の向上や熱膨張係数を適正なレベルまで低くすることができる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金およびそれを材料とする蒸気タービン用部品を提供する。
【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金を材料として蒸気タービン用部品を形成する。
【選択図】なし
【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金を材料として蒸気タービン用部品を形成する。
【選択図】なし
Description
本発明は、鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金およびそれを材料とする蒸気タービン用部品に係り、特に熱間加工性や溶接性等の製造性を維持しつつ、高温強度をさらに向上させることができる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金およびそれを材料とする蒸気タービン用部品に関する。
蒸気タービンを含む火力プラントにおいて、地球環境保護の観点から二酸化炭素の排出量抑制技術が注目されており、また発電の高効率化のニーズが高まっている。
蒸気タービンの発電効率を上げるためには、タービン蒸気温度を高温化することが有効であり、近年の蒸気タービンを備える火力発電プラントにおいて、その蒸気温度は６００℃以上まで上昇している。将来的には６５０℃、さらに７００℃や７００℃超級へと上昇する傾向が見られる。
高温・高圧の蒸気が作動流体として流入する蒸気タービンの高温配管、フランジ、エルボ、タービンケーシング、弁ケーシング、ノズルボックスは、高温環境下で高圧の内圧を受ける高温圧力容器の一種と考えられる。そのため、これらの部品は高温、高応力に耐える必要があり、これらの部品を構成する材料として、高温度領域において優れた強度、延性、靭性を有するものが求められている。また、高温で長時間使用されるため、優れた耐水蒸気酸化特性も求められる。
また、これらの部品のうち、高温配管やフランジは鍛造または押し出し・引き抜きなどの熱間加工を施して形作られることがほとんどであるが、エルボ、タービンケーシング、弁ケーシング、ノズルボックスは鋳造で形作られる場合も多い。ただし、これらの部品は鋳造によって発生する鋳造欠陥による部品の品質低下を嫌う場合は、溶解・精錬後、インゴットを製造し、それを鍛造することにより部品形状に形成し、品質に優れた鍛造品にする場合もある。従って、適用材料が熱間加工性に優れていることも必要である。
また、これらの部品はタービンの一構成要素であり、他の部品と構造的に組み合せて使用される。例えば、タービンケーシングの内部には、蒸気によって回転するタービンロータや、動翼、ノズル（静翼）、締付ボルト、ノズルボックスなどが組み込まれている。タービンケーシングの熱膨張係数はこれらの内部構造部品の熱膨張係数と同等レベルにある方が、構造設計が容易になり、長期運用に際しても信頼性が大きく向上する。また、熱膨張係数の低い方が大型構造物として局所的な発生熱応力を低下させることにもなり、その観点からの構造設計の容易さと長期信頼性の向上につながる。
さらに、ひとつの部品を一体型の鍛造品に仕上げる場合だけでなく、鍛造セグメント同士の溶接接合によって部品形状に形作る場合もある。その場合、同じ材料セグメント同士の溶接接合もあり、異なった化学組成を有する異材セグメント同士の溶接接合もある。従って、溶接性に優れた材料であることも必要である。
現在、蒸気温度が７００℃あるいは７００℃超級でこれらの対象部品への適用を検討されているＮｉ基合金としては、インコネル６１７合金（ＩＮ６１７、スペシャルメタル社製）、インコネル６２５合金（ＩＮ６２５、スペシャルメタル社製）、インコネル７４０合金（ＩＮ７４０、スペシャルメタル社製）およびＨＲ６Ｗ（住友金属製）が挙げられる。
しかし、ＩＮ６１７、ＩＮ６２５およびＨＲ６Ｗは、クリープ破断伸び、耐水蒸気酸化特性、熱間加工性、溶接性には良好であるが、クリープ破断強度は十分でなく、熱膨張係数も比較的大きいので、この材料を適用した上記高温部品は構造設計面での困難さを伴い、高温での長期安定運用に課題が多い。また、ＩＮ７４０はクリープ破断強度、耐水蒸気酸化特性、溶接性には良好であるが、クリープ破断伸びが低く、熱膨張係数も比較的大きいので、この材料を適用した上記高温部品も構造設計面での困難さを伴い、高温での長期安定運用に課題が多い。
また、現在、蒸気温度が７００℃あるいは７００℃超級で動翼、静翼及び締付ボルトへの適用を検討されているＮｉ基合金としては、インコネル７１３Ｃ合金（ＩＮ７１３Ｃ）、Ｕｄｉｍｅｔ５２０合金（Ｕ５２０）、インコネルＸ−７５０合金（Ｘ−７５０）、Ｍ２５２合金およびインコネル７１８合金（ＩＮ７１８）が挙げられる（例えば、特許文献１参照）。
しかし、ＩＮ７１３ＣおよびＵ５２０は、クリープ破断強度は良好であるがクリープ破断伸びが小さく、熱間加工性も良くない。また、ＩＮ７１３Ｃの熱膨張係数は低目にあるが、耐水蒸気酸化特性は良くない。一方、Ｕ５２０の耐水蒸気酸化特性は良好であるが、熱膨張係数は高目にある。また、Ｘ−７５０のクリープ破断強度とクリープ破断伸びは良好であるが、熱間加工性、耐水蒸気酸化特性は良くなく、熱膨張係数は高目にある。更に、Ｍ２５２のクリープ破断強度、クリープ破断伸び、耐水蒸気酸化特性は良好であり、熱膨張係数は低目にあるが、熱間加工性は良くない。また、ＩＮ７１８のクリープ破断伸び、熱間加工性、耐水蒸気酸化特性は良好であるが、クリープ破断強度は良くなく、熱膨張係数は高目にある。
上述のように、７００℃を超える蒸気タービンの高温配管、フランジ、鍛造エルボ、鍛造タービンケーシング、鍛造弁ケーシング、鍛造ノズルボックス、ロータ、動翼、静翼、締付ボルトなどの構造部品用材料として、Ｎｉ基合金の適用が検討されているが、さらに高温強度（クリープ破断強度）を向上させる必要がある。また、熱膨張係数も適正なレベルまで低くする必要がある。このＮｉ基合金の必要な高温強度や熱膨張係数は、Ｎｉ基合金の高温延性（クリープ破断伸び）や熱間加工性、耐水蒸気酸化特性、溶接性などを維持しつつ、組成改良等により得ることが求められている。
そこで、本発明は、熱間加工性や溶接性などの製造性を維持しつつ、クリープ破断強度の向上や熱膨張係数を適正なレベルまで低くすることができる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金およびそれを材料とする蒸気タービン用部品を提供することを目的とする。
上記目的を達成するために、本発明の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
また、本発明の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ａｌ：０．１〜０．４、Ｔｉ：０．１〜２．５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
また、本発明の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋Ｔａ／２：０．５〜５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
また、本発明の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ｂ：０．００１〜０．０２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
また、本発明の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ｚｒ：０．０１〜０．２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
また、上記目的を達成するために、本発明の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
また、本発明の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ａｌ：０．１〜０．４、Ｔｉ：０．１〜２．５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
また、本発明の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋Ｔａ／２：０．５〜５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
また、本発明の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ｂ：０．００１〜０．０２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
また、本発明の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ｚｒ：０．０１〜０．２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
また、本発明の蒸気タービン用部品（蒸気タービンの高温配管、フランジ、鍛造エルボ、鍛造タービンケーシング、鍛造弁ケーシング、鍛造ノズルボックス、ロータ、動翼、静翼、締付ボルトなど）は、前記いずれかの鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金を材料として形成することができる。
本発明によれば、熱間加工性や溶接性などの製造性を維持しつつ、クリープ破断強度の向上や熱膨張係数を適正なレベルまで低くすることができる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金およびそれを材料とする蒸気タービン用部品を提供することが可能となる。
本発明の実施の形態に係る鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、以下に示す組成成分範囲で構成することができる。なお、以下の説明において組成成分を表す％は、特に明記しない限り重量％とする。
（Ｍ１）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ２）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ａｌ：０．１〜０．４、Ｔｉ：０．１〜２．５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ３）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋Ｔａ／２：０．５〜５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ４）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ｂ：０．００１〜０．０２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ５）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ｚｒ：０．０１〜０．２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ６）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ａｌ：０．１〜０．４、Ｔｉ：０．１〜２．５、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋Ｔａ／２：０．５〜５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ７）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ａｌ：０．１〜０．４、Ｔｉ：０．１〜２．５、Ｂ：０．００１〜０．０２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ８）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ａｌ：０．１〜０．４、Ｔｉ：０．１〜２．５、Ｚｒ：０．０１〜０．２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ９）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋Ｔａ／２：０．５〜５、Ｂ：０．００１〜０．０２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ１０）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋Ｔａ／２：０．５〜５、Ｚｒ：０．０１〜０．２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ１１）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ｂ：０．００１〜０．０２、Ｚｒ：０．０１〜０．２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ１２）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ａｌ：０．１〜０．４、Ｔｉ：０．１〜２．５、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋Ｔａ／２：０．５〜５、Ｂ：０．００１〜０．０２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ１３）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ａｌ：０．１〜０．４、Ｔｉ：０．１〜２．５、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋Ｔａ／２：０．５〜５、Ｚｒ：０．０１〜０．２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ１４）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ａｌ：０．１〜０．４、Ｔｉ：０．１〜２．５、Ｂ：０．００１〜０．０２、Ｚｒ：０．０１〜０．２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ１５）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋Ｔａ／２：０．５〜５、Ｂ：０．００１〜０．０２、Ｚｒ：０．０１〜０．２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ１６）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０又は０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ａｌ：０．１〜０．４、Ｔｉ：０．１〜２．５、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋Ｔａ／２：０．５〜５、Ｂ：０．００１〜０．０２、Ｚｒ：０．０１〜０．２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ１７）：（Ｍ１）〜（Ｍ１６）のいずれかにおいて、前記Ｃｏの含有量は、重量％で７〜１７である鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ１８）：（Ｍ１）〜（Ｍ１７）のいずれかにおいて、前記Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上の含有量は、重量％でＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２が１３〜２０である鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ１９）：（Ｍ２）、（Ｍ６）、（Ｍ７）、（Ｍ８）、（Ｍ１２）、（Ｍ１３）、（Ｍ１４）、（Ｍ１６）のいずれかにおいて、前記Ｔｉの含有量は、重量％で０．５〜２．０である鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ２０）：（Ｍ３）、（Ｍ６）、（Ｍ９）、（Ｍ１０）、（Ｍ１２）、（Ｍ１３）、（Ｍ１５）、（Ｍ１６）のいずれかにおいて、前記ＮｂおよびＴａの１種または２種の含有量は、重量％でＮｂ＋Ｔａ／２が１．０〜２．５である鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ２１）：（Ｍ４）、（Ｍ７）、（Ｍ９）、（Ｍ１１）、（Ｍ１２）、（１４）、（Ｍ１５）、（Ｍ１６）のいずれかにおいて、前記Ｂの含有量は、重量％で０．００２〜０．０１５である鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ２２）：（Ｍ５）、（Ｍ８）、（Ｍ１０）、（Ｍ１１）、（Ｍ１３）、（Ｍ１４）、（Ｍ１５）、（Ｍ１６）のいずれかにおいて、前記Ｚｒの含有量は、重量％で０．０２〜０．１０である鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ２３）：（Ｍ１）〜（Ｍ２２）のいずれかにおいて、前記Ｃｒの含有量は、重量％で１８〜２３である鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ２４）：（Ｍ１）〜（Ｍ２３）のいずれかにおいて、前記Ｆｅの含有量は、重量％で５以下である鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ２５）：（Ｍ１）〜（Ｍ２４）のいずれかにおいて、前記Ｃの含有量は、重量％で０．０７〜０．１５である鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
（Ｍ２６）：（Ｍ２）、（Ｍ６）、（Ｍ７）、（Ｍ８）、（Ｍ１２）、（Ｍ１３）、（Ｍ１４）、（Ｍ１６）のいずれかにおいて、前記Ａｌの含有量は、重量％で０．２〜０．３である鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
上記した組成成分範囲の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、運転時の温度が６８０〜７５０℃となる蒸気タービンの高温配管、フランジ、鍛造エルボ、鍛造タービンケーシング、鍛造弁ケーシング、鍛造ノズルボックス、ロータ、動翼、静翼、締付ボルトなどの鍛造または何らかの塑性変形を伴って加工される構造部品に好適である。
ここで、上記構造部品のすべての部位をこの鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金で構成しても、また、特に高温となる蒸気タービンの上記構造部品の一部の部位をこの鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金で構成しても良い。
また、上記した組成成分範囲の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金は、従来のＮｉ基合金における熱間加工性や溶接性等の加工性を維持しつつ、高温強度を向上させることができる。すなわち、この鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金を用いて蒸気タービンの高温配管、フランジ、鍛造エルボ、鍛造タービンケーシング、鍛造弁ケーシング、鍛造ノズルボックス、ロータ、動翼、静翼、締付ボルトなどの構造部品を構成することで、熱間加工性や溶接性を維持しつつ、これらの構造部品の高温強度を向上させ、高温環境中においても高い信頼性を有するものとすることができる。
次に、上記した本発明に係る鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金における各組成成分範囲の限定理由を説明する。
（１）Ｃ（炭素）
Ｃは、強化相であるＭ２３Ｃ６型炭化物の構成元素として有用であり、特に６５０℃以上の高温環境下では、蒸気タービンの運転中にＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させ、合金のクリープ強度を維持させる要因の一つとなる。また、結晶粒の粗大化も防止する。Ｃの含有率が０．０５％未満の場合には、炭化物の十分な析出量を確保できない。一方、Ｃの含有率が０．２％を超えると、大型インゴット製作時の成分偏析傾向が増加するとともに脆化相であるＭ６Ｃ型炭化物の生成を促進し、耐食性や延性の低下を引き起こす。そのため、Ｃの含有率は０．０５〜０．２％、好ましくは０．０６〜０．１５％、最も好ましくは０．０７〜０．１０である。
Ｃは、強化相であるＭ２３Ｃ６型炭化物の構成元素として有用であり、特に６５０℃以上の高温環境下では、蒸気タービンの運転中にＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させ、合金のクリープ強度を維持させる要因の一つとなる。また、結晶粒の粗大化も防止する。Ｃの含有率が０．０５％未満の場合には、炭化物の十分な析出量を確保できない。一方、Ｃの含有率が０．２％を超えると、大型インゴット製作時の成分偏析傾向が増加するとともに脆化相であるＭ６Ｃ型炭化物の生成を促進し、耐食性や延性の低下を引き起こす。そのため、Ｃの含有率は０．０５〜０．２％、好ましくは０．０６〜０．１５％、最も好ましくは０．０７〜０．１０である。
（２）Ｃｒ（クロム）
Ｃｒは、オーステナイト母相に固溶し、固溶強化するだけでなく、耐酸化性や耐食性を高めるのに不可欠な元素である。さらにＭ２３Ｃ６型炭化物の構成元素として不可欠であり、特に６５０℃以上の高温環境下では、蒸気タービンの運転中にＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させることで、合金のクリープ強度が維持される。また、Ｃｒは、高温蒸気環境下における耐酸化性を高める。Ｃｒの含有率が１５％未満の場合には、耐酸化性が低下する。一方、Ｃｒの含有率が２５％を超えると、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の析出を著しく促進することによって粗大化傾向を高め、高温長時間で強度や延性の低下を引き起こす。また、Ｃｒは合金の熱膨張係数を増加させるため、高温用機器設計において添加量は低めの方が好ましい。そのため、Ｃｒの含有率は１５〜２５％、好ましくは１８〜２３％、最も好ましくは２０〜２２％である。
Ｃｒは、オーステナイト母相に固溶し、固溶強化するだけでなく、耐酸化性や耐食性を高めるのに不可欠な元素である。さらにＭ２３Ｃ６型炭化物の構成元素として不可欠であり、特に６５０℃以上の高温環境下では、蒸気タービンの運転中にＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させることで、合金のクリープ強度が維持される。また、Ｃｒは、高温蒸気環境下における耐酸化性を高める。Ｃｒの含有率が１５％未満の場合には、耐酸化性が低下する。一方、Ｃｒの含有率が２５％を超えると、Ｍ２３Ｃ６型炭化物の析出を著しく促進することによって粗大化傾向を高め、高温長時間で強度や延性の低下を引き起こす。また、Ｃｒは合金の熱膨張係数を増加させるため、高温用機器設計において添加量は低めの方が好ましい。そのため、Ｃｒの含有率は１５〜２５％、好ましくは１８〜２３％、最も好ましくは２０〜２２％である。
（３）Ｃｏ（コバルト）
Ｃｏは、オーステナイト母相内に固溶して高温強度を向上させる。また、γ’相［Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）］にも固溶し、γ’相を強化するとともにγ’相の析出量も増加させる効果を有する。しかしながら、Ｃｏの含有率が２０％を超えると、金属間化合物相を生成し、機械的強度を低下させるとともに、合金のコストアップ要因にもなる。一方、Ｃｏの含有率が５％未満の場合には、機械的強度が低下する。そのため、Ｃｏの含有率は５〜２０％、好ましくは７〜１７％、最も好ましくは１０〜１４％である。
Ｃｏは、オーステナイト母相内に固溶して高温強度を向上させる。また、γ’相［Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）］にも固溶し、γ’相を強化するとともにγ’相の析出量も増加させる効果を有する。しかしながら、Ｃｏの含有率が２０％を超えると、金属間化合物相を生成し、機械的強度を低下させるとともに、合金のコストアップ要因にもなる。一方、Ｃｏの含有率が５％未満の場合には、機械的強度が低下する。そのため、Ｃｏの含有率は５〜２０％、好ましくは７〜１７％、最も好ましくは１０〜１４％である。
（４）Ｍｏ（モリブデン）、Ｗ（タングステン）、Ｒｅ（レニウム）
Ｍｏ、Ｗ、Ｒｅはいずれも、オーステナイト母相内に固溶して高温強度を向上させる。また、Ｍ２３Ｃ６型炭化物中に一部が置換することによって炭化物の安定性を高める。さらに、合金の熱膨張係数を下げる効果があり、高温用機器設計において有用である。Ｍｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２の含有率が８％未満の場合には、上記の効果が少なく、Ｍｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２の含有率が２５％を超えると、大型インゴット製作時の成分偏析傾向が増加するとともに、脆化相であるＭ６Ｃ型炭化物やσ相（ＦｅＣｒ）の生成を促進して、延性の低下を引き起こす。また、熱間加工性の低下を招く。そのため、Ｍｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２の含有率は８〜２５％、好ましくは１２〜２０％、最も好ましくは１５〜１８％である。
Ｍｏ、Ｗ、Ｒｅはいずれも、オーステナイト母相内に固溶して高温強度を向上させる。また、Ｍ２３Ｃ６型炭化物中に一部が置換することによって炭化物の安定性を高める。さらに、合金の熱膨張係数を下げる効果があり、高温用機器設計において有用である。Ｍｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２の含有率が８％未満の場合には、上記の効果が少なく、Ｍｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２の含有率が２５％を超えると、大型インゴット製作時の成分偏析傾向が増加するとともに、脆化相であるＭ６Ｃ型炭化物やσ相（ＦｅＣｒ）の生成を促進して、延性の低下を引き起こす。また、熱間加工性の低下を招く。そのため、Ｍｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２の含有率は８〜２５％、好ましくは１２〜２０％、最も好ましくは１５〜１８％である。
（５）Ａｌ（アルミニウム）
Ａｌは、Ｎｉとともにγ’相［Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）］を生成し、析出によるＮｉ基合金の高温強度を向上させる。また、耐高温腐食性の向上にも効果がある。Ａｌの含有率が０．１％未満の場合には、γ’相の析出が不十分で強化に効かず、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａが多量に存在するとγ’相が不安定になり、η相（Ｎｉ３Ｔｉ）やδ相［Ｎｉ３（Ｎｂ，Ｔａ）］が析出して脆化する。一方、Ａｌの含有率が０．４％を超えると、インゴット製造時に多量の共晶γ’相が析出し、高温強度の低下や熱間加工性の低下の原因になる。そのため、Ａｌの含有率は０．１〜０．４％、好ましくは０．２〜０．３％、最も好ましくは０．２１〜０．２５％である。
Ａｌは、Ｎｉとともにγ’相［Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）］を生成し、析出によるＮｉ基合金の高温強度を向上させる。また、耐高温腐食性の向上にも効果がある。Ａｌの含有率が０．１％未満の場合には、γ’相の析出が不十分で強化に効かず、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａが多量に存在するとγ’相が不安定になり、η相（Ｎｉ３Ｔｉ）やδ相［Ｎｉ３（Ｎｂ，Ｔａ）］が析出して脆化する。一方、Ａｌの含有率が０．４％を超えると、インゴット製造時に多量の共晶γ’相が析出し、高温強度の低下や熱間加工性の低下の原因になる。そのため、Ａｌの含有率は０．１〜０．４％、好ましくは０．２〜０．３％、最も好ましくは０．２１〜０．２５％である。
（６）Ｔｉ（チタン）
Ｔｉは、Ａｌと同様、Ｎｉとともにγ’相［Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）］を生成し、析出によるＮｉ基合金の高温強度を向上させる。さらに、合金の熱膨張係数を下げる効果があり、高温用機器設計において有用である。Ｔｉの含有率が０．１％未満の場合には、上記した効果が発揮されず、Ｔｉの含有率が２．５％を超えると、脆化相のσ相（ＦｅＣｒ）やη相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出を助長し、高温強度の低下と欠き感受性を増大させる。そのため、Ｔｉの含有率は０．１〜２．５％、好ましくは、０．５〜２．０％、最も好ましくは１．０〜１．６％である。
Ｔｉは、Ａｌと同様、Ｎｉとともにγ’相［Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）］を生成し、析出によるＮｉ基合金の高温強度を向上させる。さらに、合金の熱膨張係数を下げる効果があり、高温用機器設計において有用である。Ｔｉの含有率が０．１％未満の場合には、上記した効果が発揮されず、Ｔｉの含有率が２．５％を超えると、脆化相のσ相（ＦｅＣｒ）やη相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出を助長し、高温強度の低下と欠き感受性を増大させる。そのため、Ｔｉの含有率は０．１〜２．５％、好ましくは、０．５〜２．０％、最も好ましくは１．０〜１．６％である。
（７）Ｂ（ホウ素）
Ｂは、結晶粒界に入り込み、高温強度を向上させる。また、Ｔｉの量が多い場合は、脆化相のη相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出を抑制し、高温強度および延性の低下を防止する。Ｂの含有率が０．００１％未満の場合には、上記した効果が発揮されず、Ｂの含有率が０．０２％を超えると、粒界脆化を招き、高温強度および靭性の低下を生ずる可能性がある。また、熱間加工性の低下を招く。そのため、Ｂの含有率は０．００１〜０．０２％、好ましくは、０．００２〜０．０１５％、最も好ましくは０．００５〜０．０１２％である。
Ｂは、結晶粒界に入り込み、高温強度を向上させる。また、Ｔｉの量が多い場合は、脆化相のη相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出を抑制し、高温強度および延性の低下を防止する。Ｂの含有率が０．００１％未満の場合には、上記した効果が発揮されず、Ｂの含有率が０．０２％を超えると、粒界脆化を招き、高温強度および靭性の低下を生ずる可能性がある。また、熱間加工性の低下を招く。そのため、Ｂの含有率は０．００１〜０．０２％、好ましくは、０．００２〜０．０１５％、最も好ましくは０．００５〜０．０１２％である。
（８）Ｎｂ（ニオブ）、Ｔａ（タンタル）
ＮｂやＴａは、γ’相［Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）］に固溶し、高温強度を高め、γ’相の粗大化を抑制して、析出強度を安定させる。また、Ｃと結合して炭化物を形成することによっても高温強度向上に寄与する。Ｎｂ＋Ｔａ／２の含有量が０．５％未満の場合には、上記した効果が発揮されず、Ｎｂ＋Ｔａ／２の含有量が５％を超えると、δ相［Ｎｉ３（Ｎｂ，Ｔａ）］やσ相（ＦｅＣｒ）が析出して脆化する。そのため、Ｎｂ＋Ｔａ／２の含有量は０．５〜５％、好ましくは、１．０〜３．７％、最も好ましくは１．５〜２．８％である。
ＮｂやＴａは、γ’相［Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）］に固溶し、高温強度を高め、γ’相の粗大化を抑制して、析出強度を安定させる。また、Ｃと結合して炭化物を形成することによっても高温強度向上に寄与する。Ｎｂ＋Ｔａ／２の含有量が０．５％未満の場合には、上記した効果が発揮されず、Ｎｂ＋Ｔａ／２の含有量が５％を超えると、δ相［Ｎｉ３（Ｎｂ，Ｔａ）］やσ相（ＦｅＣｒ）が析出して脆化する。そのため、Ｎｂ＋Ｔａ／２の含有量は０．５〜５％、好ましくは、１．０〜３．７％、最も好ましくは１．５〜２．８％である。
（９）Ｚｒ（ジルコニウム）
Ｚｒは、Ｂと同様に、結晶粒界に入り込み、高温強度を向上させる。また、Ｃと結合して炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与する。Ｚｒの含有量が０．０１％未満では、上述した効果が発揮されず、Ｚｒの含有量が０．２％を超えると、逆に高温強度が低下するとともに、延性の低下も引き起こされる。そのため、Ｚｒの含有量は０．０１〜０．２％、好ましくは、０．０２〜０．１５％、最も好ましくは０．０５〜０．１３％である。
Ｚｒは、Ｂと同様に、結晶粒界に入り込み、高温強度を向上させる。また、Ｃと結合して炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与する。Ｚｒの含有量が０．０１％未満では、上述した効果が発揮されず、Ｚｒの含有量が０．２％を超えると、逆に高温強度が低下するとともに、延性の低下も引き起こされる。そのため、Ｚｒの含有量は０．０１〜０．２％、好ましくは、０．０２〜０．１５％、最も好ましくは０．０５〜０．１３％である。
（１０）Ｆｅ（鉄）
Ｆｅは、Ｎｉ基合金においては、合金のコスト低減に貢献する。ただし、１０％を超えて添加すると、高温強度の低下を引き起こすだけでなく、合金の熱膨張係数の増加につながり、高温用機器設計において不利になる。そのため、Ｆｅの含有量は１０％以下、好ましくは、６％以下、最も好ましくは５％以下である。
Ｆｅは、Ｎｉ基合金においては、合金のコスト低減に貢献する。ただし、１０％を超えて添加すると、高温強度の低下を引き起こすだけでなく、合金の熱膨張係数の増加につながり、高温用機器設計において不利になる。そのため、Ｆｅの含有量は１０％以下、好ましくは、６％以下、最も好ましくは５％以下である。
（１１）Ｓｉ（ケイ素）
Ｓｉは、溶解精錬時の脱酸剤として有用である。耐酸化性も改善する。ただし、含有量が１％を超えると、延性の低下を引き起こす。そのため、Ｓｉの含有量は０．０１〜１％、好ましくは、０．０２〜０．５％、最も好ましくは、０．１〜０．４％である。
Ｓｉは、溶解精錬時の脱酸剤として有用である。耐酸化性も改善する。ただし、含有量が１％を超えると、延性の低下を引き起こす。そのため、Ｓｉの含有量は０．０１〜１％、好ましくは、０．０２〜０．５％、最も好ましくは、０．１〜０．４％である。
（１２）Ｍｎ（マンガン）
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、溶解精錬時の脱酸剤として有用である。ただし、含有量が１％を超えると、高温酸化特性の低下や、η相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出による延性の低下が引き起こされる。そのため、Ｍｎ含有量は０．０１〜１％、好ましくは、０．１〜０．４％、最も好ましくは０．２〜０．３％である。
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、溶解精錬時の脱酸剤として有用である。ただし、含有量が１％を超えると、高温酸化特性の低下や、η相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出による延性の低下が引き起こされる。そのため、Ｍｎ含有量は０．０１〜１％、好ましくは、０．１〜０．４％、最も好ましくは０．２〜０．３％である。
本発明に係る鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金が、機械的特性（高温強度の代表的な特性であるクリープ破断強度およびクリープ破断伸び）、熱間加工可能温度範囲幅、耐水蒸気酸化、低熱膨張係数および溶接性に優れていることを証明するために、化学組成を変えた複数の試料について以下の試験を行った。
（試料の化学組成）
表１に、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３３のＮｉ基合金、および比較例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１８のＮｉ基合金の化学組成及びこれらの合金に施した熱処理条件を記載した。実施例のＮｉ基合金の熱処理として、Ａｌ及びＴｉを添加していない試料については、溶体化処理（１１００〜１２００℃×４ｈｒ 水冷）のみ、Ａｌ及びＴｉを添加している試料については、溶体化処理（１１００〜１２００℃×４ｈｒ 水冷）及び時効処理（７００〜８００℃×１６ｈｒ 空冷）とした。
表１に、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３３のＮｉ基合金、および比較例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１８のＮｉ基合金の化学組成及びこれらの合金に施した熱処理条件を記載した。実施例のＮｉ基合金の熱処理として、Ａｌ及びＴｉを添加していない試料については、溶体化処理（１１００〜１２００℃×４ｈｒ 水冷）のみ、Ａｌ及びＴｉを添加している試料については、溶体化処理（１１００〜１２００℃×４ｈｒ 水冷）及び時効処理（７００〜８００℃×１６ｈｒ 空冷）とした。
また、比較例において、試料Ｎｏ．１は従来合金であるインコネル７４０相当の化学組成、試料Ｎｏ．２は従来合金であるインコネル６１７（ＩＮ６１７）相当の化学組成、試料Ｎｏ．３は従来合金であるインコネル６２５（ＩＮ６２５）相当の化学組成、試料Ｎｏ．４は従来合金であるＨＲ６Ｗ相当の化学組成、試料Ｎｏ．５は従来合金であるインコネル７１３Ｃ（ＩＮ７１３Ｃ）相当の化学組成、試料Ｎｏ．６は従来合金であるＵｄｉｍｅｔ５２０（Ｕ５２０）相当の化学組成、試料Ｎｏ．７は従来合金であるインコネルＸ−７５０（Ｘ−７５０）相当の化学組成、試料Ｎｏ．８は従来合金であるＭ２５２相当の化学組成、試料Ｎｏ．９は従来合金であるインコネル７１８（ＩＮ７１８）相当の化学組成を有するものである。これらの比較例の試料については、その合金に施される代表的な熱処理条件とした。
（クリープ破断試験）
クリープ破断試験では、表１に示す化学組成を有する実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３、および比較例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１８のＮｉ基合金各２０ｋｇを真空溶解炉にて溶解し、金型に鋳込み、凝固した鋳塊を鍛造比３で鍛造を行った後、所定の熱処理を加え、所定サイズの試験片を作製した。
クリープ破断試験では、表１に示す化学組成を有する実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３、および比較例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１８のＮｉ基合金各２０ｋｇを真空溶解炉にて溶解し、金型に鋳込み、凝固した鋳塊を鍛造比３で鍛造を行った後、所定の熱処理を加え、所定サイズの試験片を作製した。
各試料に対して、７３０℃、３００ＭＰａの条件でクリープ破断試験を実施した。クリープ破断試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２７１（金属材料のクリープ及びクリープ破断試験方法）に基づいて実施した。クリープ破断試験で得られる特性としてクリープ破断時間（ｈｒ）およびクリープ破断伸び（％）を表２に示す。
表２の結果より、実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３は、いずれも従来合金である比較例の試料Ｎｏ．２（ＩＮ６１７相当）、比較例の試料Ｎｏ．３（ＩＮ６２５相当）、比較例の試料Ｎｏ．４（ＨＲ６Ｗ相当）および比較例の試料Ｎｏ．９（ＩＮ７１８相当）に比べて、クリープ破断時間が大幅に増加し、クリープ破断強度の向上がなされていることが明らかである。
また、実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３は、いずれも従来合金である比較例の試料Ｎｏ．１（ＩＮ７４０相当）、比較例の試料Ｎｏ．５（ＩＮ７１３Ｃ相当）および比較例の試料Ｎｏ．６（Ｕ５２０相当）に比べてクリープ破断伸びが大幅に向上していた。
また、Ｍｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２において本発明の化学組成範囲の下限を下回った比較例Ｎｏ．１２や、Ｔｉにおいて本発明の化学組成範囲の下限を下回った比較例Ｎｏ．１４に比較して、実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３は、いずれもクリープ破断時間が大幅に増加し、クリープ破断強度の向上がなされている。
一方、Ｍｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２、Ｔｉ、Ｎｂ＋Ｔａ／２において本発明の化学組成範囲の上限を上回った、それぞれ比較例Ｎｏ．１３、比較例Ｎｏ．１５、比較例Ｎｏ．１６は、いずれもクリープ破断時間の向上が見られたが、逆にクリープ破断伸びの低下が顕著であった。
（熱間加工性試験）
熱間加工性試験では、クリープ破断試験と同様に、表１に示す化学組成を有する実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３、および比較例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１８のＮｉ基合金から、直径１０ｍｍφ、長さ１２０ｍｍの丸棒試験片を採取し、１０００〜１４００℃の各温度でグリーブル試験（高温高速引張試験）を実施し、断面収縮率を計測し、断面収縮率が５０％を越える温度範囲幅を求め、この熱間加工可能温度範囲幅を熱間加工性の指標とした。その結果を表２に示す。
熱間加工性試験では、クリープ破断試験と同様に、表１に示す化学組成を有する実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３、および比較例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１８のＮｉ基合金から、直径１０ｍｍφ、長さ１２０ｍｍの丸棒試験片を採取し、１０００〜１４００℃の各温度でグリーブル試験（高温高速引張試験）を実施し、断面収縮率を計測し、断面収縮率が５０％を越える温度範囲幅を求め、この熱間加工可能温度範囲幅を熱間加工性の指標とした。その結果を表２に示す。
実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３は、いずれも従来合金である比較例の試料Ｎｏ．１（ＩＮ７４０相当）、比較例の試料Ｎｏ．５（ＩＮ７１３Ｃ相当）、比較例の試料Ｎｏ．６（Ｕ５２０相当）、比較例の試料Ｎｏ．７（Ｘ−７５０相当）および比較例の試料Ｎｏ．８（Ｍ２５２相当）に比べて熱間加工可能温度範囲幅が大幅に増加し、熱間加工性の向上がなされていることが明らかである。
また、Ｔｉにおいて本発明の化学組成範囲の上限を上回った比較例Ｎｏ．１５に比較して、実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３は、いずれも熱間加工可能温度範囲幅が大幅に増加し、熱間加工性の向上がなされている。
（水蒸気酸化試験）
水蒸気酸化試験では、クリープ破断試験や熱間加工性試験と同様に、表１に示す化学組成を有する実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３、および比較例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１８のＮｉ基合金から、幅１０ｍｍ、長さ１５ｍｍ、厚さ３ｍｍの試験片を採取し、７００℃の水蒸気環境中で３０００時間暴露して、暴露前後の酸化増量（ｍｇ／ｃｍ２）を測定した。その結果を表２に示す。
水蒸気酸化試験では、クリープ破断試験や熱間加工性試験と同様に、表１に示す化学組成を有する実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３、および比較例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１８のＮｉ基合金から、幅１０ｍｍ、長さ１５ｍｍ、厚さ３ｍｍの試験片を採取し、７００℃の水蒸気環境中で３０００時間暴露して、暴露前後の酸化増量（ｍｇ／ｃｍ２）を測定した。その結果を表２に示す。
実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３は、いずれも従来合金である比較例の試料Ｎｏ．２（ＩＮ６１７相当）および比較例の試料Ｎｏ．３（ＩＮ６２５相当）と同等の水蒸気酸化増量であり、良好な耐水蒸気酸化特性を有することがわかった。また、実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３は、いずれも従来合金である比較例の試料Ｎｏ．５（ＩＮ７１３Ｃ）、比較例の試料Ｎｏ．７（Ｘ−７５０）およびＣｒにおいて本発明の化学組成範囲の下限を下回った比較例Ｎｏ．１０に比較すると、大幅に水蒸気酸化増量が低下し、耐水蒸気酸化特性の向上が顕著であった。
（平均熱膨張係数測定）
平均熱膨張係数測定では、クリープ破断試験、熱間加工性試験や水蒸気酸化試験と同様に、表１に示す化学組成を有する実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３、および比較例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１８のＮｉ基合金から、直径５ｍｍ、長さ１９ｍｍの丸棒の試験片を採取し、理学電気製熱機械分析装置を使用して測定した。標準試料として石英を使用し、昇温速度５℃／分の条件で、室温から７００℃までの平均熱膨張係数を示差膨張方式によって測定した。その結果を表２に示す。
平均熱膨張係数測定では、クリープ破断試験、熱間加工性試験や水蒸気酸化試験と同様に、表１に示す化学組成を有する実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３、および比較例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１８のＮｉ基合金から、直径５ｍｍ、長さ１９ｍｍの丸棒の試験片を採取し、理学電気製熱機械分析装置を使用して測定した。標準試料として石英を使用し、昇温速度５℃／分の条件で、室温から７００℃までの平均熱膨張係数を示差膨張方式によって測定した。その結果を表２に示す。
実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３は、いずれも比較例の試料Ｎｏ．１（ＩＮ７４０相当）、比較例の試料Ｎｏ．２（ＩＮ６１７相当）、比較例の試料Ｎｏ．３（ＩＮ６２５相当）、比較例の試料Ｎｏ．４（ＨＲ６Ｗ相当）、比較例の試料Ｎｏ．６（Ｕ５２０相当）、比較例の試料Ｎｏ．７（Ｘ−７５０相当）および比較例の試料Ｎｏ．９（ＩＮ７１８相当）に比べて室温から７００℃までの平均熱膨張係数が低下していることが明らかである。
また、Ｃｒにおいて本発明の化学組成範囲の上限を上回った比較例Ｎｏ．１１やＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２において本発明の化学組成範囲の下限を下回った比較例Ｎｏ．１２に比較して、実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３は、いずれも室温から７００℃までの平均熱膨張係数が低下していることが明らかであった。
（溶接性試験）
溶接性試験では、クリープ破断試験、熱間加工性試験、水蒸気酸化試験や平均熱膨張係数測定と同様に、表１に示す化学組成を有する実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３、および比較例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１８のＮｉ基合金から、長さ１５０ｍｍ×幅８０ｍｍ×厚さ２０ｍｍの平板を製作し、その板面に所定の溶接棒により３パスの溶接を行い、その後、溶接ビードに垂直な５断面について割れ発生の有無を調査した。その結果を表２に示す。
溶接性試験では、クリープ破断試験、熱間加工性試験、水蒸気酸化試験や平均熱膨張係数測定と同様に、表１に示す化学組成を有する実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３、および比較例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．１８のＮｉ基合金から、長さ１５０ｍｍ×幅８０ｍｍ×厚さ２０ｍｍの平板を製作し、その板面に所定の溶接棒により３パスの溶接を行い、その後、溶接ビードに垂直な５断面について割れ発生の有無を調査した。その結果を表２に示す。
なお、５断面のいずれにおいても割れの発生が認められなかった場合、割れ発生の有無は「無」、５断面のいずれか１断面以上に割れの発生が認められた場合、割れ発生の有無は「有」と記載した。
実施例の試料Ｎｏ．１〜試料Ｎｏ．３３は、いずれも「無」であった。また、従来合金である比較例の試料Ｎｏ．１（ＩＮ７４０相当）、比較例の試料Ｎｏ．２（ＩＮ６１７相当）、比較例の試料Ｎｏ．３（ＩＮ６２５相当）および比較例の試料Ｎｏ．４（ＨＲ６Ｗ相当）も「無」であった。
さらに、Ｃｒにおいて本発明の化学組成範囲の下限を下回った比較例Ｎｏ．１０、上限を上回った比較例Ｎｏ．１１、Ｍｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２において本発明の化学組成範囲の下限を下回った比較例Ｎｏ．１２、上限を上回った比較例Ｎｏ．１３およびＴｉにおいて本発明の化学組成範囲の下限を下回った比較例Ｎｏ．１４は、いずれも「無」であった。
しかし、Ｔｉにおいて本発明の化学組成範囲の上限を上回った比較例Ｎｏ．１５、Ｎｂ＋Ｔａ／２において本発明の化学組成範囲の上限を上回った比較例Ｎｏ．１６、Ｂにおいて本発明の化学組成範囲の上限を上回った比較例Ｎｏ．１７およびＺｒにおいて本発明の化学組成範囲の上限を上回った比較例Ｎｏ．１８は、いずれも「有」であった。
なお、比較例の試料Ｎｏ．５（ＩＮ７１３Ｃ相当）、比較例の試料Ｎｏ．６（Ｕ５２０相当）、比較例の試料Ｎｏ．７（Ｘ−７５０相当）、比較例の試料Ｎｏ．８（Ｍ２５２相当）および比較例の試料Ｎｏ．９（ＩＮ７１８相当）は適用対象として、動翼、静翼、締付ボルトなどの鍛造または何らかの塑性変形を伴って加工される部品であり、溶接対象にならないことから、溶接性試験は実施しなかった。
Claims (17)
- 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ａｌ：０．１〜０．４、Ｔｉ：０．１〜２．５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋Ｔａ／２：０．５〜５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ｂ：０．００１〜０．０２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｆｅ：０．０１〜１０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ｚｒ：０．０１〜０．２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 少なくとも溶体化処理が施されていることを特徴とする請求項１記載の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 溶体化処理及び時効処理が施されていることを特徴とする請求項２記載の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 溶体化処理が施され、時効処理が施されていないことを特徴とする請求項３乃至５のいずれか１項記載の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ａｌ：０．１〜０．４、Ｔｉ：０．１〜２．５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、ＮｂおよびＴａの１種または２種をＮｂ＋Ｔａ／２：０．５〜５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ｂ：０．００１〜０．０２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２、Ｓｉ：０．０１〜１、Ｍｎ：０．０１〜１、Ｃｏ：５〜２０、Ｃｒ：１５〜２５、Ｍｏ、ＷおよびＲｅの１種または２種以上をＭｏ＋（Ｗ＋Ｒｅ）／２：８〜２５、Ｚｒ：０．０１〜０．２を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなることを特徴とする鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 少なくとも溶体化処理が施されていることを特徴とする請求項９記載の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 溶体化処理及び時効処理が施されていることを特徴とする請求項１０記載の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 溶体化処理が施され、時効処理が施されていないことを特徴とする請求項１１乃至１３のいずれか１項記載の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金。
- 請求項１乃至請求項１６のいずれか１項に記載の鍛造又は圧延用Ｎｉ基合金を材料とする蒸気タービン用部品。
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