JP2012057215A - 蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金および蒸気タービンの鋳造部品 - Google Patents

Abstract

【課題】高温強度特性および鋳造性に優れた蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金、この蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金を用いて作製された、蒸気タービンの鋳造部品を提供する。
【解決手段】実施形態の蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１、Ｃｒ：１５〜２０、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：０．５〜１．４、Ｔｉ：０．３〜２、Ｖ：０．０３〜０．２、Ｚｒ：０．０１〜０．０５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。
【選択図】なし

Description

本発明の実施形態は、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金、この蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金を用いて作製された、蒸気タービンの鋳造部品に関する。

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℃へと上昇する傾向がみられる。

高温の蒸気に曝される蒸気タービンの、タービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックスおよび配管などは、周囲に高温の蒸気が回流し高温になるとともに、高い応力が発生する。そのため、これらは、高温、高応力に耐える必要があり、これらを構成する材料として、室温から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。

特に、蒸気温度が７００℃を超える場合には、従来の鉄系材料では高温強度が不足するため、Ｎｉ基合金の適用が検討されている。

Ｎｉ基合金は、高温強度特性、耐食性に優れていることから、主にジェットエンジンやガスタービンの材料として広く適用されてきた。その代表例としてインコネル６１７合金（スペシャルメタル社製）やインコネル７０６合金（スペシャルメタル社製）が用いられてきた。

Ｎｉ基合金の高温強度を強化するために、ＡｌやＴｉを添加することによりＮｉ基合金の母相材内に、γ’（ガンマプライム：Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ））相、γ”（ガンマダブルプライム：Ｎｉ_３Ｎｂ）相と呼ばれるいずれかの析出相、あるいは双方の析出相を析出させることによって、高温強度を確保する方法がある。このγ’（Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ））相およびγ”（Ｎｉ_３Ｎｂ）相の双方の析出相を析出させて高温強度を確保するものとして、例えばインコネル７０６合金が挙げられる。

一方、インコネル６１７合金のように、Ｃｏ、Ｍｏを添加することにより、Ｎｉ基の母相を強化（固溶強化）して高温強度を確保するものがある。

特開平７−１５０２７７号公報

上記したように、７００℃を超える蒸気タービンのタービンロータの材料として、Ｎｉ基合金の適用が検討されている。このＮｉ基合金の高温強度は、Ｎｉ基合金の鋳造性を維持しつつ、組成改良などにより向上されることが求められている。

そこで、本発明は、高温強度特性および鋳造性に優れた蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金、この蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金を用いて作製された、蒸気タービンの鋳造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、本発明の実施形態の蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１、Ｃｒ：１５〜２０、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：０．５〜１．４、Ｔｉ：０．３〜２、Ｖ：０．０３〜０．２、Ｚｒ：０．０１〜０．０５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。

以下、本発明の実施の形態を説明する。

本発明に係る実施の形態の、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金は、以下に示す組成成分範囲で構成される。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質量％とする。

（Ｍ１）Ｃ：０．０３〜０．１、Ｃｒ：１５〜２０、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：０．５〜１．４、Ｔｉ：０．３〜２、Ｖ：０．０３〜０．２、Ｚｒ：０．０１〜０．０５を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金。

（Ｍ２）Ｃ：０．０３〜０．１、Ｃｒ：１５〜２０、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：０．５〜１．４、Ｔｉ：０．３〜２、Ｚｒ：０．０１〜０．０５、ＴａとＶの合計（ＴａおよびＶは少なくとも０．０１以上）：０．１〜０．７を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなるＮｉ基合金。

ここで、上記した（Ｍ１）〜（Ｍ２）のＮｉ基合金において、ＡｌとＴｉとを合計した含有率が１〜３質量％の範囲内にあることが好ましい。

また、上記した（Ｍ２）のＮｉ基合金において、ＴａとＶのモル数を合計した総モル数が、ＴａとＶの合計した質量をＴａの質量として換算したときのＴａのモル数と等しくなるように構成することが好ましい。

また、上記した（Ｍ１）〜（Ｍ２）のＮｉ基合金における不可避的不純物のうち、少なくとも、Ｓｉが０．１％以下、Ｍｎが０．１％以下に抑制されていることが好ましい。なお、不可避的不純物としては、上記した、ＳｉおよびＭｎの他に、例えば、Ｃｕ、ＦｅおよびＳなどが挙げられる。

上記した組成成分範囲のＮｉ基合金は、運転時の温度が６８０〜７５０℃となる蒸気タービンの鋳造部品を構成する材料として好適である。蒸気タービンの鋳造部品として、例えば、タービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックス、配管などが挙げられる。

ここで、タービンケーシングは、タービン動翼が植設されたタービンロータが貫通し、内周面にノズルが配設され、蒸気が導入されるタービン車室を構成するケーシングである。バルブケーシングは、蒸気タービンに供給する、高温高圧の蒸気の流量を調整したり、蒸気の流れを遮断したりする蒸気弁として機能するバルブのケーシングである。特に、温度が６８０〜７５０℃の蒸気が流動するバルブのケーシングなどが例示できる。ノズルボックスは、蒸気タービン内に導入された高温高圧の蒸気を、第１段ノズルおよび第１段のタービン動翼からなる第１段落に向けて導出する、タービンロータの周囲に亘って設けられた環状の蒸気流路である。配管は、ボイラからの蒸気を蒸気タービンに導く主蒸気配管または再熱蒸気配管である。これらのタービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックス、配管は、いずれも高温高圧の蒸気に曝される環境に設置される。

ここで、上記した蒸気タービンの鋳造部品のすべての部位を上記した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鋳造部品の一部の部位を上記したＮｉ基合金で構成してもよい。ここで、蒸気タービンの鋳造部品が高温となるのは、具体的には、例えば、高圧タービンの全領域、または高圧タービンから中圧タービンの一部分までの領域などが挙げられる。さらに、蒸気タービンの鋳造部品が高温となるのは、高圧タービンに蒸気を導入する主蒸気ライン部などが挙げられる。なお、蒸気タービンの鋳造部品が高温となる部分は、これらに限られるものではなく、例えば、温度が６８０〜７５０℃程度となる部分であればこれに含まれる。

また、上記した実施の形態のＮｉ基合金は、従来のＮｉ基合金よりも、高温強度特性および鋳造性に優れている。すなわち、このＮｉ基合金を用いて、タービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックス、配管などの蒸気タービンの鋳造部品を構成することで、高温環境下においても高い信頼性を有するタービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックス、配管などの鋳造部品を作製することができる。

次に、上記した実施の形態の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Ｍ_２３Ｃ_６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Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物を析出させることが合金のクリープ強度を維持させる要因の一つである。また、鋳造時の溶湯の流動性を確保する効果も併せ持つ。Ｃの含有率が０．０３％未満の場合には、炭化物の十分な析出量を確保することができないため、機械的強度（高温強度特性、以下同じ）が低下するとともに、鋳造時の溶湯の流動性が著しく低下する。一方、Ｃの含有率が０．１％を超えると、大型鋳塊作製時の成分偏析傾向が増加するとともに脆化相であるＭ_６Ｃ型炭化物の生成を促進する。そのため、Ｃの含有率を０．０３〜０．１％とした。

（２）Ｃｒ（クロム）
Ｃｒは、Ｎｉ基合金の耐酸化性、耐食性および機械的強度を高めるのに不可欠な元素である。さらにＭ_２３Ｃ_６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Ｍ_２３Ｃ_６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２０％を超えると、Ｍ_２３Ｃ_６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る。そのため、Ｃｒの含有率を１５〜２０％とした。

（３）Ｃｏ（コバルト）
Ｃｏは、Ｎｉ基合金において、母相内に固溶して母相の機械的強度を向上させる。しかしながら、Ｃｏの含有率が１５％を超えると、機械的強度を低下させる金属間化合物相を生成し、機械的強度が低下する。一方、Ｃｏの含有率が１０％未満の場合には、鋳造性が低下し、さらに機械的強度が低下する。そのため、Ｃｏの含有率を１０〜１５％とした。

（４）Ｍｏ（モリブデン）
Ｍｏは、Ｎｉ母相中に固溶して母相の機械的強度を向上させる効果を有し、また、Ｍ_２３Ｃ_６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。Ｍｏの含有率が８％未満の場合には、上記した効果が発揮されず、Ｍｏの含有率が１２％を超えると、大型鋳塊作製時の成分偏析傾向が増加するとともに、脆化相であるＭ_６Ｃ型炭化物の生成を促進する。そのため、Ｍｏの含有率を８〜１２％とした。

（５）Ａｌ（アルミニウム）
Ａｌは、Ｎｉとともにγ’（Ｎｉ_３Ａｌ）相を生成し、析出によるＮｉ基合金の機械的強度を向上させる。Ａｌの含有率が０．５％未満の場合には、機械的強度が従来鋼と比べて向上されず、Ａｌの含有率が１．４％を超えると、機械的強度は向上するが、鋳造性が低下する。そのため、Ａｌの含有率を０．５〜１．４％とした。

（６）Ｔｉ（チタン）
Ｔｉは、γ’（Ｎｉ_３Ａｌ）相中のＡｌと置換して（Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ）となり、γ’相の固溶強化に役立つ元素である。Ｔｉの含有率が０．３％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％を超えると、Ｎｉ_３Ｔｉ相（η相）やＴｉの窒化物の析出を促し、機械的強度および鋳造性が低下する。そのため、Ｔｉの含有率を０．３〜２％とした。

また、上記したＡｌおよびＴｉを、ＡｌとＴｉを合計（Ａｌ＋Ｔｉ）した含有率が１〜３％の範囲で含有することで、γ’（Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ））相を強化し、機械的強度を向上させる。（Ａｌ＋Ｔｉ）の含有率が１％未満の場合には、上記した効果において従来鋼と比べて機械的強度の向上がみられず、（Ａｌ＋Ｔｉ）の含有率が３％を超えると、機械的強度は向上するが、鋳造性が低下する傾向にある。そのため、本発明に係る実施の形態のＮｉ基合金において、（Ａｌ＋Ｔｉ）の含有率を１〜３％とすることが好ましい。

（７）Ｚｒ（ジルコニウム）
Ｚｒは、Ｎｉ母相中の粒界を強化して母相の機械的強度を向上させる効果を有する。Ｚｒの含有率が０．０１％未満の場合には、母相の機械的強度を向上させる効果が発揮されず、Ｚｒの含有率が０．０５％を超えると、粒界脆化を招く恐れがある。そのため、Ｚｒの含有率を０．０１〜０．０５％とした。

（８）Ｖ（バナジウム）およびＴａ（タンタル）
ＶおよびＴａは、γ’（Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ））相に固溶して、γ’相を強化し、γ’相の安定化を図ることができる。

Ｔａを含有せずにＶを含有する場合、Ｖの含有率が０．０３％未満の場合には、上記した効果において従来鋼と比べて向上がみられず、Ｖの含有率が０．２％を超えると、機械的強度は向上するが、鋳造性が低下する。そのため、Ｖの含有率を０．０３〜０．２％とした。

次に、ＴａおよびＶを含有する場合について説明する。ＴａとＶを合計（Ｔａ＋Ｖ）した含有率を０．１〜０．７％とすることで、γ’相（Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ））の析出強度を向上させ、さらに長期的な組織の安定化を図ることができる。（Ｔａ＋Ｖ）の含有率が０．１％未満の場合には、上記した効果において従来鋼と比べて向上がみられず、（Ｔａ＋Ｖ）の含有率が０．７％を超えると、機械的強度は向上するが、鋳造性が低下する。なお、この場合、ＴａおよびＶは、それぞれ少なくとも０．０１％以上含有される。

さらに、ＴａとＶを合計（Ｔａ＋Ｖ）した含有率を０．１〜０．７％とする場合、ＴａとＶのモル数を合計した総モル数を、ＴａとＶの合計した質量をＴａの質量として換算したときのＴａのモル数と等しくすることが好ましい。

このように、ＴａとＶのモル数を合計した総モル数を、ＴａとＶの合計した質量をＴａの質量として換算したときのＴａのモル数と等しくすることで、Ｔａと同等な効果が得られる。さらに、ＶはＴａに比べ価格が安いことから、製造コストを削減することができる。

ここで、ＴａとＶのモル数を合計した総モル数を、ＴａとＶの合計した質量をＴａの質量として換算したときのＴａのモル数と等しくすることについて説明する。

ＴａとＶの合計した質量をＴａの質量として換算したときのＴａのモル数をＡｍｏｌとする。ＴａとＶの双方を含有する場合においても、ＴａとＶのモル数の合計である総モル数が、このＡｍｏｌとなるように構成する。

例えば、このＴａの質量として換算したときのＴａのモル数であるＡｍｏｌのうちのＢ％をＶに置き換えて添加したとすると、Ｖの添加モル数は、「Ａ×Ｂ／１００＝Ｃｍｏｌ」となり、Ｖの添加量は、「Ｃ×５０．９４（Ｖの原子量）」となる。また、ＡｍｏｌのうちのＢ％をＶに置き換えた後のＴａの添加モル数は、「Ａ−Ｃ＝Ｄｍｏｌ」となり、Ｔａの添加量は、「Ｄ×１８０．９（Ｔａ原子量）」となる。

さらに、具体的に説明する。例えば、Ｎｉ基合金１００（ｋｇ）中にＴａのみが０．５％添加されている場合のＴａ質量は、「１０００００×０．００５＝５００（ｇ）」で、Ｔａの総モル数は、「５００／１８０．９（Ｔａ原子量）＝２．７６４（ｍｏｌ）」となる。例えば、Ｔａの総モル数のうち４０％をＶに置き換えたとすると、Ｖの添加量は、「２．７６４×０．４×５０．９４（Ｖの原子量）＝５６．３（ｇ）」となり、Ｖの添加率は、Ｎｉ基合金１００（ｋｇ）に対して、「５６．３／１０００００×１００＝０．０５６３％」となる。

一方、Ｔａの添加量は、「２．７６４×０．６×１８０．９＝３００（ｇ）」となり、Ｔａの添加率は、Ｎｉ基合金１００（ｋｇ）に対して、「３００／１０００００×１００＝０．３％」となる。よって、Ｎｉ基合金中におけるＴａとＶを合計した添加率は、「０．３＋０．０５６３＝０．３５６３％」となり、ＴａとＶを合計した総添加量は、「３００＋５６．３＝３５６．３（ｇ）」となる。

（９）Ｓｉ（ケイ素）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｕ（銅）、Ｆｅ（鉄）およびＳ（硫黄）
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、ＦｅおよびＳは、本発明に係る実施の形態のＮｉ基合金においては、不可避的不純物に分類されるものである。これらの不可避的不純物は、可能な限りその残存含有率を０％に近づけることが望ましい。また、これらの不可避的不純物のうち、少なくとも、ＳｉおよびＭｎは、０．１％以下に抑制されることが好ましい。

Ｓｉは、普通鋼の場合、耐食性を補うため添加される。しかしながら、Ｎｉ基合金は、Ｃｒ含有量が多く、十分に耐食性を確保できることから、実施の形態のＮｉ基合金では、Ｓｉの残存含有率を０．１％以下とし、可能な限りその残存含有率を０％に近づけることが望ましい。

Ｍｎは、普通鋼の場合、脆性に起因するＳ（硫黄）をＭｎＳとして脆性を防止する。しかしながら、Ｎｉ基合金におけるＳの含有量は極めて少なく、Ｍｎを添加する必要はない。そのため、実施の形態のＮｉ基合金では、Ｍｎの残存含有率を０．１％以下とし、可能な限りその残存含有率を０％に近づけることが望ましい。

ここで、本発明に係る実施の形態の、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金、およびこの鋳造部品用Ｎｉ基合金を用いて製造される蒸気タービンの鋳造部品の製造方法について説明する。

実施の形態の、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金は、この鋳造部品用Ｎｉ基合金を構成する組成成分の材料を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、その溶湯を所定の型枠に注入して鋳塊を形成し、その鋳塊に溶体化処理および時効処理を施すことで作製される。

また、本発明に係る実施の形態の鋳造部品である、タービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックスは、例えば、実施の形態の、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金を構成する組成成分の材料を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、その溶湯をタービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックスの形状に形成するための型枠に注入して大気鋳造し、溶体化処理および時効処理を施すことで作製される。

また、タービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックスは、実施の形態の、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金を構成する組成成分の材料を電気炉溶解（ＥＦ）し、アルゴン−酸素脱炭（ＡＯＤ）を行い、その溶湯をタービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックスの形状に形成するための型枠に注入して大気鋳造し、溶体化処理および時効処理を施すことで作製されてもよい。

また、本発明に係る実施の形態の鋳造部品である配管は、実施の形態の、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金を構成する組成成分の材料を、真空誘導溶解（ＶＩＭ）を行い溶湯とし、または電気炉溶解（ＥＦ）してアルゴン−酸素脱炭（ＡＯＤ）を行い溶湯とし、円筒形の型を高速回転させた状態でこの溶湯を流し込み、回転の遠心力を利用して溶湯を加圧し、配管形状に形成し、溶体化処理および時効処理を施すことで作製される（遠心鋳造法）。

ここで、上記した溶体化処理においては、鋳造部品に応じて、１１００〜１２００の温度範囲で３〜２４時間処理を行うことが好ましい。ここで、溶体化処理温度は、γ’相析出物を均質に固溶化するために行われ、温度が１１００℃を下回る温度では十分に固溶されず、１２００℃を上回る温度では結晶粒の粗大化により強度が低下する。

また、時効処理においては、鋳造部品に応じて、７００〜８００℃の温度範囲で１０〜４８時間処理を行うことが好ましい。これによって、γ’相を早期に析出させることができる。

なお、上記した、本発明に係る実施の形態の、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金、タービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックス、配管を作製する方法は、上記した方法に限定されるものではない。

以下に、本発明に係る実施の形態の、蒸気タービンの鋳造部品用のＮｉ基合金が、高温強度特性および鋳造性に優れていることを説明する。

（高温強度特性および鋳造性の評価）
ここでは、本発明の化学組成範囲にあるＮｉ基合金が、優れた、高温強度特性および鋳造性を有することを説明する。表１は、高温強度特性および鋳造性の評価に用いられた試料１〜試料１７の化学組成を示す。なお、試料１〜試料７は、本発明に係る実施の形態の化学組成範囲にあるＮｉ基合金であり、試料８〜試料１７は、その組成が本発明に係る実施の形態の化学組成範囲にないＮｉ基合金であり、比較例である。なお、ここで使用した、本発明に係る実施の形態の化学組成範囲にあるＮｉ基合金には、不可避的不純物として、Ｓｉ、Ｍｎ以外に、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｓが含まれている。

高温強度特性を引張強度試験によって評価した。引張強度試験では、表１に示す化学組成を有する試料１〜試料１７のＮｉ基合金２０ｋｇをそれぞれ真空誘導溶解炉にて溶解し、鋳塊を作製した。続いて、この鋳塊に対して、１１５０℃で３時間溶体化処理を施して、７７５℃で１０時間時効処理を施して、鋳造合金とした。そして、この鋳造合金から所定のサイズの試験片を作製した。

そして、各試料による試験片に対して、温度が室温（２４℃）および７５０℃の条件でＪＩＳ Ｇ ０５６７（鉄鋼材料及び耐熱合金の高温引張試験方法）に基づいて引張強度試験を行い、０．２％耐力を測定した。ここで、引張強度試験における温度条件である７５０℃は、蒸気タービン起動運転時の温度条件を考慮して設定した。０．２％耐力の測定結果を表２に示す。

また、各試料に対して鋳造性の評価を行った。鋳造性の評価では、上記した鋳塊を縦に２分割に切断し、切断面についてＪＩＳ Ｚ ２３４３−１（非破壊試験−浸透探傷試験−第１部：一般通則：浸透探傷試験方法及び浸透指示模様の分類）に基づいて浸透探傷試験（ＰＴ）を行い、鋳造割れの有無を目視観察した。鋳造性の評価結果を表２に示す。ここで、表２において、鋳造割れがない場合には「無」と示し、さらに、鋳造性が優れていることを示すため、鋳造性の評価を「○」で示す。一方、鋳造割れがある場合には「有」と示し、さらに、鋳造性が劣ることを示すため、鋳造性の評価を「×」で示す。

表２に示すように、試料１〜試料７は、各温度において高い０．２％耐力が得られるとともに、鋳造性にも優れていることがわかった。試料１〜試料７において、０．２％耐力が高い値となったのは、析出強化と固溶強化が図られたためと考えられる。

一方、比較例に係る試料８〜試料１７では、高温強度特性および鋳造性の双方に優れた結果は得られなかった。

本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれるとともに、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１、Ｃｒ：１５〜２０、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：０．５〜１．４、Ｔｉ：０．３〜２、Ｖ：０．０３〜０．２、Ｚｒ：０．０１〜０．０５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蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金。
2. 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１、Ｃｒ：１５〜２０、Ｃｏ：１０〜１５、Ｍｏ：８〜１２、Ａｌ：０．５〜１．４、Ｔｉ：０．３〜２、Ｚｒ：０．０１〜０．０５、ＴａとＶの合計（ＴａおよびＶは少なくとも０．０１以上）：０．１〜０．７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蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金。
3. ＴａとＶのモル数を合計した総モル数が、ＴａとＶの合計した質量をＴａの質量として換算したときのＴａのモル数と等しいことを特徴とする請求項２記載の蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金。
4. ＡｌとＴｉを合計した含有率が１〜３質量％の範囲内にあることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項記載の蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金。
5. 前記不可避的不純物のうち、少なくとも、Ｓｉを０．１質量％以下、Ｍｎを０．１質量％以下に抑制したことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項記載の蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金。
6. 請求項１乃至５のいずれか１項記載の蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金を用いて、少なくとも所定部位が鋳造により作製されたことを特徴とする蒸気タービンの鋳造部品。