WO2016142962A1 - 鋳造用Ｎｉ基合金およびタービン用鋳造部品 - Google Patents

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casting
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turbine
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邦義 根本
今井　潔
斎藤　大蔵
歴 高久
威夫 須賀
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株式会社 東芝
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    • 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
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    • F01D5/12—Blades
    • F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
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    • F02C—GAS-TURBINE PLANTS; AIR INTAKES FOR JET-PROPULSION PLANTS; CONTROLLING FUEL SUPPLY IN AIR-BREATHING JET-PROPULSION PLANTS
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    • 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

Definitions

  • Embodiments of the present invention relate to a Ni-base alloy for casting and a cast part for turbine.
  • a plant using a high-temperature and high-pressure working fluid as a medium can improve power generation efficiency, and thus has attracted attention from the viewpoint of protecting the global environment, and needs are increasing.
  • a steam turbine using steam as a working fluid it is effective to increase the steam temperature of the steam turbine in order to increase the power generation efficiency of the steam turbine.
  • the steam temperature has risen to 600 ° C. or higher.
  • the steam temperature will tend to rise to 700 ° C.
  • CO 2 turbine using CO 2 as a working fluid natural gas is burned to generate CO 2 and water, and power is generated by turning the turbine using supercritical CO 2 as a medium.
  • CO 2 turbines power generation efficiency is high, the CO 2 recovery, 100%, is a system which does not emit CO 2 to the outside.
  • Turbine parts such as turbine casings, valve casings, nozzle boxes, combustors, and piping that are exposed to high-temperature and high-pressure working fluids generate high stress as the high-temperature and high-pressure working fluid circulates around them and becomes hot. . Therefore, they need to withstand high temperature and high stress, and materials having excellent strength, ductility, and toughness in a range from room temperature to high temperature are required as materials constituting them.
  • Ni-based alloys have been widely applied mainly as materials for jet engines and gas turbines because they are excellent in high-temperature strength characteristics and corrosion resistance. Typical examples include Inconel 617 alloy (made by Special Metal) and Inconel 718 alloy (made by Special Metal).
  • ⁇ ′ (gamma prime: Ni 3 (Al, Ti)
  • ⁇ ′′ (gamma)
  • ⁇ ′ gamma prime: Ni 3 (Al, Ti)
  • ⁇ ′′ gamma
  • ⁇ ′ Ni 3 (Al, Ti)
  • Inconel 718 alloy can be cited as a material that precipitates both precipitated phases of the ⁇ ′′ (Ni 3 Nb) phase and ensures high temperature strength.
  • Inconel 617 alloy there is one that ensures high temperature strength by strengthening (solid solution strengthening) the Ni-based matrix by adding Co and Mo.
  • Ni-based alloys are used as materials for turbine components that use a working fluid exceeding 650 ° C., but it is considered that there is room for further improving the high-temperature strength characteristics and castability.
  • the problem to be solved by the present invention is to provide a casting Ni-base alloy and a casting part for a turbine that are excellent in high-temperature strength characteristics and castability.
  • the casting Ni-based alloy of the embodiment is, in mass%, C: 0.005 to 0.100, Cr: 15.0 to 25.0, Co: 10.0 to 15.0, Mo: 5.0 to 12.0, Al: 0.5 to 2.0, Ti: 0.3 to 2.0, B: 0.001 to 0.006, Ta: 0.05 to 1.00, Si: 0.1 to 0.5, Mn: 0.1 to 0.5, La: 0.05 to 0.20, with the balance being Ni and inevitable impurities.
  • the casting Ni-based alloy of the embodiment is composed of a Ni alloy having a chemical composition range of (M1) to (M3) shown below.
  • M1 to M3 chemical composition range of (M1) to (M3) shown below.
  • “%” representing a chemical composition is “% by mass” unless otherwise specified.
  • the casting Ni-based alloy (M1) of the embodiment has C: 0.005 to 0.100%, Cr: 15.0 to 25.0%, Co: 10.0 to 15.0%, Mo: 5 0.0 to 12.0%, Al: 0.5 to 2.0%, Ti: 0.3 to 2.0%, B: 0.001 to 0.006%, Ta: 0.05 to 1.00 %, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 0.1 to 0.5%, La: 0.05 to 0.20%, with the balance being Ni and inevitable impurities.
  • the casting Ni-based alloy (M2) of the embodiment has C: 0.005 to 0.100%, Cr: 15.0 to 25.0%, Co: 10.0 to 15.0%, Mo: 5 0.0 to 12.0%, Al: 0.5 to 2.0%, Ti: 0.3 to 2.0%, B: 0.001 to 0.006%, Nb: 0.05 to 1.00 %, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 0.1 to 0.5%, La: 0.05 to 0.20%, with the balance being Ni and inevitable impurities.
  • the casting Ni-based alloy (M3) of the embodiment has C: 0.005 to 0.100%, Cr: 15.0 to 25.0%, Co: 10.0 to 15.0%, Mo: 5 0.0 to 12.0%, Al: 0.5 to 2.0%, Ti: 0.3 to 2.0%, B: 0.001 to 0.006%, Si: 0.1 to 0.5 %, Mn: 0.1 to 0.5%, La: 0.05 to 0.20%, Ta + Nb: 0.05 to 1.00%, Ta and Nb are contained, and the balance is Ni and inevitable Consists of impurities.
  • Examples of the inevitable impurities in the casting Ni-base alloys (M1) to (M3) include Cu, Fe, P, S, and N. Of these inevitable impurities, at least N is preferably suppressed to 0.02% or less.
  • the casting Ni-base alloy having the above-described chemical composition range is suitable as a material for constituting a cast part for turbine having a temperature during operation of 650 ° C. or higher, and further 700 ° C. or higher.
  • turbine casting parts include a turbine casing, a valve casing, a nozzle box, and piping.
  • the above-described casting Ni-based alloy and turbine casting parts can be applied to power generation turbines such as steam turbines, gas turbines, and CO 2 turbines, for example.
  • the turbine casing is a turbine casing in which a turbine rotor in which moving blades are implanted penetrates, nozzles (stationary blades) are disposed on an inner peripheral surface, and high-temperature and high-pressure working fluid is introduced.
  • the valve casing is a valve casing that functions as a valve that adjusts the flow rate of the high-temperature and high-pressure working fluid supplied to the turbine and blocks the flow of the working fluid.
  • the nozzle box is a component that constitutes an annular working fluid flow path that guides the high-temperature and high-pressure working fluid introduced into the turbine to the first-stage moving blade via the first-stage nozzle (static blade). It is.
  • piping examples include piping installed in a power generation turbine plant and the like through which a high-temperature and high-pressure working fluid passes.
  • These turbine casing, valve casing, nozzle box, and piping are all installed in an environment that is exposed to a high-temperature and high-pressure working fluid.
  • all the parts of the above-described turbine casting part may be constituted by the casting Ni-based alloy of the embodiment, or at least a predetermined part of the turbine casting part is made of the casting Ni-based alloy of the embodiment. It may be configured.
  • a part of a casting part for turbine having a temperature of 650 ° C. or higher is manufactured using the Ni-based alloy for casting according to the embodiment.
  • the casting Ni-base alloy of the embodiment is superior in high-temperature strength characteristics and castability to conventional casting Ni-base alloys. Therefore, cast parts for turbines such as a turbine casing, a valve casing, a nozzle box, and piping manufactured using the casting Ni-based alloy according to the embodiment have high reliability even in a high temperature environment.
  • C (carbon) C is useful as a constituent element of the M 23 C 6 type carbide that is the strengthening phase.
  • the precipitation of M 23 C 6 type carbide during the operation of the turbine is one of the factors for maintaining the creep strength of the Ni base alloy for casting.
  • C also has the effect of ensuring the fluidity of the molten metal during casting.
  • the C content is less than 0.005%, a sufficient precipitation amount of the carbide cannot be ensured, so that the mechanical strength (high temperature strength characteristics, the same applies hereinafter) is reduced, and the molten metal at the time of casting The fluidity of the is significantly reduced.
  • the C content is determined to be 0.005 to 0.100%.
  • a more preferable C content is 0.008 to 0.030%.
  • (2) Cr (chromium) Cr is essential for enhancing the oxidation resistance, corrosion resistance and mechanical strength of the Ni-based alloy. Further, it is indispensable as a constituent element of M 23 C 6 type carbide, and particularly in a high temperature environment of 650 ° C. or higher, the creep strength of the alloy is maintained by precipitating M 23 C 6 type carbide during turbine operation. . Moreover, Cr improves the oxidation resistance in a high temperature environment. When the Cr content is less than 15.0%, the oxidation resistance decreases. On the other hand, when the Cr content exceeds 25.0%, precipitation of M 23 C 6 type carbide is remarkably promoted to increase the coarsening tendency. In addition, the mechanical strength decreases due to the precipitation of the ⁇ phase which is a harmful phase. Therefore, the Cr content is determined to be 15.0 to 25.0%. A more preferable Cr content is 15.0 to 20.0%.
  • Co (cobalt) Co is a solid solution in the parent phase in the Ni-based alloy and improves the mechanical strength of the parent phase.
  • the Co content exceeds 15.0%, an intermetallic compound phase that lowers the mechanical strength is generated, and the mechanical strength decreases.
  • the Co content is less than 10.0%, the castability is lowered and the mechanical strength is further lowered. Therefore, the content ratio of Co is set to 10.0 to 15.0%.
  • a more preferable Co content is 10.0 to 13.0%.
  • Mo (molybdenum) Mo has an effect of improving the mechanical strength of the parent phase by solid solution in the Ni parent phase, and stabilizing the carbide by partially replacing the M 6 C, M 23 C 6 type carbide. Increase sex.
  • Mo content is less than 5.0%, the above effects are not exhibited.
  • Mo content exceeds 12.0%, the tendency of component segregation during the production of large ingots increases, and the mechanical strength decreases due to ⁇ phase precipitation. Therefore, the Mo content is determined to be 5.0 to 12.0%. A more preferable Mo content is 8.0 to 10.0%.
  • Al (aluminum) Al forms a ⁇ ′ (Ni 3 Al) phase together with Ni, and improves the mechanical strength of the Ni-based alloy by precipitation.
  • the Al content is less than 0.5%, the mechanical strength cannot be improved as compared with the conventional steel.
  • the Al content exceeds 2.0%, oxidation is significant in atmospheric casting. Therefore, the Al content is determined to be 0.5 to 2.0%.
  • a more preferable Al content is 0.5 to 1.4%.
  • Ti (titanium) Ti is replaced with Al in the ⁇ ′ (Ni 3 Al) phase to become ⁇ ′ (Ni 3 (Al, Ti)), which is useful for strengthening the solid solution of the ⁇ ′ phase.
  • Ti content is less than 0.3%, the above-described effects are not exhibited.
  • the Ti content exceeds 2.0%, oxidation is significant in atmospheric casting. Therefore, the Ti content is determined to be 0.3 to 2.0%. A more preferable Ti content is 0.3 to 1.5%.
  • the Ni-based alloy for casting contains Al and Ti so that the total content of Al and Ti (Al + Ti) is 1.0 to 3.0%.
  • the ⁇ ′ (Ni 3 (Al, Ti)) phase can be further strengthened and the mechanical strength can be further improved.
  • B (boron) B precipitates in the Ni matrix and has the effect of improving the mechanical strength of the matrix.
  • the B content is less than 0.001%, the effect of improving the mechanical strength of the matrix is not exhibited.
  • the B content exceeds 0.006%, grain boundary embrittlement may occur. Therefore, the B content is determined to be 0.001 to 0.006%.
  • a more preferable B content is 0.002 to 0.005%.
  • Si (silicon) Si has the effect of improving the hot water flow during casting.
  • the Si content is less than 0.1%, the above effects are not exhibited.
  • the Si content exceeds 0.5%, castability and mechanical strength are lowered. Therefore, the Si content is determined to be 0.1 to 0.5%.
  • a more preferable Si content is 0.2 to 0.4%.
  • Mn manganese
  • S sulfur
  • MnS sulfur due to brittleness
  • the Mn content is determined to be 0.1 to 0.5%.
  • a more preferable Mn content is 0.2 to 0.4%.
  • Ta (10) Ta (tantalum), Nb (niobium) Ta can be dissolved in the ⁇ ′ (Ni 3 (Al, Ti)) phase to strengthen the ⁇ ′ phase and stabilize the ⁇ ′ phase.
  • the content of Ta is less than 0.05%, the above effect is not improved as compared with the conventional steel.
  • the Ta content exceeds 1.00%, the economic efficiency is impaired and the production cost increases. Therefore, the Ta content is determined to be 0.05 to 1.00%. A more preferable Ta content is 0.05 to 0.50%.
  • Nb like Ta, solidifies into the ⁇ ′ (Ni 3 (Al, Ti)) phase to strengthen and stabilize the ⁇ ′ phase.
  • Nb is cheaper and more economical than Ta.
  • the Nb content is determined to be 0.05 to 1.00%.
  • a more preferable Nb content is 0.05 to 0.50%.
  • the Ni-based alloy for casting may contain both Ta and Nb. Since Nb is cheaper than Ta, the manufacturing cost can be reduced. When the total content of Ta and Nb (Ta + Nb) is less than 0.05, as in the case of Ta, no improvement is observed in the above-described effect compared to the conventional steel. On the other hand, if the content of (Ta + Nb) exceeds 1.00%, the economic efficiency is impaired and the manufacturing cost increases. Therefore, the content of (Ta + Nb) is set to 0.05 to 1.00%. A more preferable content of (Ta + Nb) is 0.05 to 0.50%.
  • La (lantern) La is added as an inoculum, and La 2 O 3 is dispersed throughout the molten metal to become nuclei and a fine equiaxed crystal structure is obtained, thereby improving the mechanical strength.
  • the content of La is less than 0.05%, the effect of improving the mechanical strength is not exhibited.
  • the La content exceeds 0.20%, La is excessively added, and the workability may be lowered. Therefore, the La content is determined to be 0.05 to 0.20%. A more preferable La content is 0.05 to 0.10%.
  • Ni-based alloy for casting according to the embodiment and a method for manufacturing a cast part for turbine manufactured using the Ni-based alloy for casting.
  • the casting Ni-based alloy of the embodiment is manufactured, for example, as follows. First, the composition components constituting the casting Ni-based alloy are subjected to vacuum induction melting (VIM), and the molten metal is poured into a predetermined mold to form an ingot. Then, the ingot is subjected to a solution treatment and an aging treatment to produce a Ni-based alloy for casting.
  • VIP vacuum induction melting
  • Turbine casings, valve casings, and nozzle boxes that are cast parts for turbines are manufactured, for example, as follows. First, composition components constituting the Ni-based alloy for casting are subjected to vacuum induction melting (VIM), and the molten metal is injected into a mold for forming the shape of a turbine casing, a valve casing or a nozzle box, and cast into the atmosphere. Manufacture the body. And a solution treatment and an aging treatment are given to a structure, and a turbine casing, a valve casing, or a nozzle box is manufactured.
  • VIP vacuum induction melting
  • a composition component constituting a Ni-based alloy for casting is dissolved in an electric furnace (EF), and argon-oxygen decarburization (AOD) is performed.
  • EF electric furnace
  • AOD argon-oxygen decarburization
  • the molten metal is poured into a mold for forming a turbine casing, a valve casing or a nozzle box, and is cast in the air to produce a structure.
  • a solution treatment and an aging treatment are given to a structure, and a turbine casing, a valve casing, or a nozzle box is manufactured.
  • Pipes that are cast parts for turbines are manufactured, for example, as follows. First, the constituent components of the Ni-based alloy for casting are made into a molten metal by vacuum induction melting (VIM), or melted by electric furnace melting (EF) and argon-oxygen decarburization (AOD) to make a molten metal. The molten metal is poured while the mold is rotated at a high speed. Subsequently, the molten metal is pressurized using the centrifugal force of rotation to produce a pipe-shaped structure (centrifugal casting). And a solution treatment and an aging treatment are given to a structure, and piping is manufactured.
  • VIP vacuum induction melting
  • EF electric furnace melting
  • AOD argon-oxygen decarburization
  • the method for manufacturing the above-described turbine cast part is not limited to the above-described method.
  • the ⁇ ′ phase is preferably precipitated in a large amount and finely because a sufficient mechanical strength cannot be obtained when it is coarsened. Therefore, in order to precipitate the ⁇ ′ phase accurately in the casting Ni-based alloy, it is necessary to adjust the crystal grain structure of the casting Ni-based alloy.
  • a solution treatment and an aging treatment can be considered as one factor for determining the grain internal structure in the Ni-based alloy for casting. Below, the temperature range of a solution treatment and an aging treatment is demonstrated.
  • the solution treatment will be described.
  • the casting Ni-based alloy is preferably maintained at a temperature of 1100 to 1200 ° C.
  • the solution treatment is performed in order to sufficiently dissolve the alloy element in the parent phase to obtain a sufficient effect of solid solution strengthening and to allow precipitation control by the subsequent heat treatment.
  • the solution treatment may also be performed for the purpose of adjusting the crystal grain size.
  • the temperature of the solution treatment is lower than 1100 ° C.
  • the alloy element is not completely dissolved in the matrix phase and is not sufficiently strengthened by the solid solution strengthening element. Furthermore, it becomes difficult to control the precipitation form of the precipitated phase by the heat treatment after the solution treatment.
  • the temperature of the solution treatment exceeds 1200 ° C.
  • the crystal grain size becomes coarse and the mechanical strength decreases. Therefore, the temperature of the solution treatment was set to 1100 to 1200 ° C. In the solution treatment, it is more preferable to maintain the temperature at 1100 to 1150 ° C.
  • the solution-treated Ni alloy for casting is cooled to room temperature by, for example, water cooling or forced air cooling.
  • the aging treatment applied to the casting Ni-base alloy cooled to room temperature after the solution treatment will be described.
  • the casting Ni-base alloy is preferably maintained at a temperature of 750 to 850 ° C.
  • the casting Ni-based alloy is cooled to room temperature by, for example, water cooling or furnace cooling.
  • the temperature of the aging treatment is set to 750 to 850 ° C. More preferably, the temperature of the aging treatment is 750 to 820 ° C.
  • the time for the solution treatment and the aging treatment described above is, for example, 10 to 25 minutes per 1 cm thickness of the Ni-based alloy for casting.
  • Example 1 Raw materials necessary for obtaining a casting Ni-based alloy of Sample 1 having the chemical composition shown in Table 1 were melted in a vacuum induction melting furnace to obtain 20 kg of an ingot. Subsequently, the ingot was subjected to a solution treatment at 1110 ° C. for 24 hours, and then cooled to room temperature by air cooling to obtain a solution treatment sample. Then, the solution-treated sample was subjected to an aging treatment at 780 ° C. for 10 hours, and then cooled to room temperature by air cooling to produce an ingot casting Ni-based alloy (sample 1).
  • Example 2 to Example 31 A casting Ni-based alloy (Sample 2 to Sample 31) in the same manner as in Example 1 except that the raw materials necessary for obtaining the casting Ni-based alloys of Sample 2 to Sample 31 having the chemical compositions shown in Table 1 were used. Manufactured.
  • the manufactured samples 1 to 45 contain Fe, Cu, and S as inevitable impurities.
  • the high temperature strength characteristics were evaluated by a tensile strength test.
  • the manufactured ingot samples 1 to 45 were cut to obtain test pieces having a predetermined size. And on the test piece by each sample, the temperature is room temperature (24 ° C.) and 750 ° C., and a tensile strength test is performed according to JIS G 0567 (high temperature tensile test method of steel materials and heat-resistant alloys), Tensile strength and 0.2% yield strength were measured.
  • Castability was evaluated based on the presence or absence of casting cracks.
  • Various samples of the ingot produced are cut vertically into two parts, and the cut surface is JIS Z 2343-1 (Non-destructive test-penetration test-Part 1: General rules: penetration test method and classification of penetration instructions pattern ), A penetration flaw test (PT) was conducted, and the presence or absence of casting cracks was visually observed.
  • Table 2 shows the evaluation results of the high temperature strength characteristics and castability described above.
  • “No” is indicated when there is no casting crack
  • “Yes” is indicated when there is a casting crack.
  • it is excellent in castability.
  • Sample 1 to Sample 31 had high tensile strength and 0.2% proof stress at each temperature and excellent castability.
  • the tensile strength and 0.2% yield strength were high because the balance between precipitation strengthening and solid solution strengthening by aging treatment and the refinement of crystal grains increased the strength. It is believed that there is.
  • Samples 32 to 45 according to the comparative example did not give excellent results in both high temperature strength characteristics and castability.
  • the Ni-based alloy for casting according to the embodiment has excellent high-temperature strength characteristics and castability.

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Abstract

本発明は、高温強度特性および鋳造性に優れた鋳造用Ｎｉ基合金およびタービン用鋳造部品を提供することを目的とする。実施形態の鋳造用Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｃ：０．００５～０．１００、Ｃｒ：１５．０～２５．０、Ｃｏ：１０．０～１５．０、Ｍｏ：５．０～１２．０、Ａｌ：０．５～２．０、Ｔｉ：０．３～２．０、Ｂ：０．００１～０．００６、Ｔａ：０．０５～１．００、Ｓｉ：０．１～０．５、Ｍｎ：０．１～０．５、Ｌａ：０．０５～０．２０を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。

Description

鋳造用Ｎｉ基合金およびタービン用鋳造部品
　本発明の実施の形態は、鋳造用Ｎｉ基合金およびタービン用鋳造部品に関する。
　高温高圧の作動流体を媒体として用いたプラントは、発電効率を向上することができることから、地球環境保護の観点から注目され、ニーズが高まっている。例えば作動流体に蒸気を利用した蒸気タービンの場合、蒸気タービンの発電効率を上げるためには、蒸気タービンの蒸気温度を高温化することが有効である。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、蒸気温度は７００℃へと上昇する傾向がみられる。また、作動流体にＣＯ２を利用したＣＯ２タービンの場合では、天然ガスを燃焼させてＣＯ２と水を生成し、超臨界ＣＯ２を媒体としてタービンを回して発電する。ＣＯ２タービンは、発電効率が高く、ＣＯ２を１００％回収し、外部にＣＯ２を排出しないシステムである。
　高温高圧の作動流体に曝される、タービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックス、燃焼器および配管などのタービン用部品は、周囲に高温高圧の作動流体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、作動流体の温度が６５０℃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基合金の適用が必要となる。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７１８合金（スペシャルメタル社製）などがある。
　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：Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相、γ”（ガンマダブルプライム：Ｎｉ３Ｎｂ）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。これらのγ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相およびγ”（Ｎｉ３Ｎｂ）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７１８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、６５０℃を超える作動流体を利用したタービンの構成部品の材料として様々なＮｉ基合金が使用されているが、さらに高温強度特性および鋳造性を向上させる余地があると考えられる。
　本発明が解決しようとする課題は、高温強度特性および鋳造性に優れた鋳造用Ｎｉ基合金およびタービン用鋳造部品を提供することである。
　実施形態の鋳造用Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｃ：０．００５～０．１００、Ｃｒ：１５．０～２５．０、Ｃｏ：１０．０～１５．０、Ｍｏ：５．０～１２．０、Ａｌ：０．５～２．０、Ｔｉ：０．３～２．０、Ｂ：０．００１～０．００６、Ｔａ：０．０５～１．００、Ｓｉ：０．１～０．５、Ｍｎ：０．１～０．５、Ｌａ：０．０５～０．２０を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。
　高温強度特性および鋳造性に優れた鋳造用Ｎｉ基合金およびタービン用鋳造部品を提供することができる。
　以下、実施の形態を説明する。
　実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金は、以下に示す（Ｍ１）～（Ｍ３）の化学組成範囲を有するＮｉ合金で構成される。なお、以下の説明において、化学組成を表す％は、特に明記しない限り質量％とする。
　実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金（Ｍ１）は、Ｃ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：１５．０～２５．０％、Ｃｏ：１０．０～１５．０％、Ｍｏ：５．０～１２．０％、Ａｌ：０．５～２．０％、Ｔｉ：０．３～２．０％、Ｂ：０．００１～０．００６％、Ｔａ：０．０５～１．００％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｌａ：０．０５～０．２０％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。
　実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金（Ｍ２）は、Ｃ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：１５．０～２５．０％、Ｃｏ：１０．０～１５．０％、Ｍｏ：５．０～１２．０％、Ａｌ：０．５～２．０％、Ｔｉ：０．３～２．０％、Ｂ：０．００１～０．００６％、Ｎｂ：０．０５～１．００％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｌａ：０．０５～０．２０％を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。
　実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金（Ｍ３）は、Ｃ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：１５．０～２５．０％、Ｃｏ：１０．０～１５．０％、Ｍｏ：５．０～１２．０％、Ａｌ：０．５～２．０％、Ｔｉ：０．３～２．０％、Ｂ：０．００１～０．００６％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｌａ：０．０５～０．２０％、Ｔａ＋Ｎｂ：０．０５～１．００％を含有し、ＴａおよびＮｂを含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。
　上記した（Ｍ１）～（Ｍ３）の鋳造用Ｎｉ基合金における不可避的不純物としては、例えば、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｐ、ＳおよびＮなどが挙げられる。また、これらの不可避的不純物の中でも、少なくともＮは、０．０２％以下に抑制されていることが好ましい。
　上記した化学組成範囲を有する鋳造用Ｎｉ基合金は、運転時の温度が６５０℃以上、さらには、７００℃以上となるタービン用鋳造部品を構成する材料として好適である。タービン用鋳造部品として、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。また、上記した、鋳造用Ｎｉ基合金やタービン用鋳造部品は、例えば、蒸気タービン、ガスタービン、ＣＯ２タービンなどの発電用タービンに適用することができる。
　ここで、タービンケーシングは、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（静翼）が配設され、高温高圧の作動流体が導入されるタービン車室である。バルブケーシングは、タービンに供給する、高温高圧の作動流体の流量を調整したり、作動流体の流れを遮断したりする弁として機能するバルブのケーシングである。ノズルボックスは、タービン内に導入された高温高圧の作動流体を、第１段のノズル（静翼）を介して第１段の動翼に向けて導出する環状の作動流体流路を構成する部品である。配管としては、例えば、発電用タービンプラントなどに設置され、高温高圧の作動流体が通過する配管などを例示することができる。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作動流体に曝される環境に設置される。
　ここで、上記したタービン用鋳造部品のすべての部位を実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金で構成してもよいし、タービン用鋳造部品の少なくとも所定部位を実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金で構成してもよい。例えば、温度６５０℃以上となるタービン用鋳造部品の一部の部位が、実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金で製造される。
　実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金は、従来の鋳造用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。そのため、実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金を用いて製造された、タービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックス、配管などのタービン用鋳造部品は、高温環境下においても高い信頼性を有する。
　次に、上記した実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金における各化学組成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る。特に６５０℃以上の高温環境下では、タービンの運転中にＭ２３Ｃ６型炭化物を析出させることが鋳造用Ｎｉ基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、Ｃは、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０．００５％未満の場合には、上記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０．１００％を超えると、大型鋳塊製造時の成分偏析傾向が増加する。そのため、Ｃの含有率を０．００５～０．１００％とした。さらに好ましいＣの含有率は、０．００８～０．０３０％である。
　（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、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、高温環境下における耐酸化性を高める。Ｃｒの含有率が１５．０％未満の場合には、耐酸化性が低下する。一方、Ｃｒの含有率が２５．０％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る。また、有害相であるσ相の析出により機械的強度が低下する。そのため、Ｃｒの含有率を１５．０～２５．０％とした。さらに好ましいＣｒの含有率は、１５．０～２０．０％である。
　（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１５．０％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１０．０％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１０．０～１５．０％とした。さらに好ましいＣｏの含有率は、１０．０～１３．０％である。
　（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、Ｍ６Ｃ、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。Ｍｏの含有率が５．０％未満の場合には、上記した効果が発揮されない。一方、Ｍｏの含有率が１２．０％を超えると、大型鋳塊製造時の成分偏析傾向が増加するとともに、σ相析出により機械的強度が低下する。そのため、Ｍｏの含有率を５．０～１２．０％とした。さらに好ましいＭｏの含有率は、８．０～１０．０％である。
　（５）Ａｌ（アルミニウム）
　Ａｌは、Ｎｉとともにγ’（Ｎｉ３Ａｌ）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、従来鋼と比べて機械的強度の向上が図れない。一方、Ａｌの含有率が２．０％を超えると、大気鋳造において酸化が著しい。そのため、Ａｌの含有率を０．５～２．０％とした。さらに好ましいＡｌの含有率は、０．５～１．４％である。
　（６）Ｔｉ（チタン）
　Ｔｉは、γ’（Ｎｉ３Ａｌ）相中のＡｌと置換してγ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））となり、γ’相の固溶強化に役立つ。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ない。一方、Ｔｉの含有率が２．０％を超えると、大気鋳造において酸化が著しい。そのため、Ｔｉの含有率を０．３～２．０％とした。さらに好ましいＴｉの含有率は、０．３～１．５％である。
　また、ＡｌとＴｉを合計した（Ａｌ＋Ｔｉ）の含有率が１．０～３．０％となるように、鋳造用Ｎｉ基合金はＡｌおよびＴｉを含有することが好ましい。（Ａｌ＋Ｔｉ）の含有率を１．０～３．０％とすることで、γ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相をさらに強化し、機械的強度をさらに向上させることができる。
　（７）Ｂ（ホウ素）
　Ｂは、Ｎｉ母相中に析出して母相の機械的強度を向上させる効果を有する。Ｂの含有率が０．００１％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ない。一方、Ｂの含有率が０．００６％を超えると、粒界脆化を招く恐れがある。そのため、Ｂの含有率を０．００１～０．００６％とした。さらに好ましいＢの含有率は、０．００２～０．００５％である。
　（８）Ｓｉ（ケイ素）
　Ｓｉは、鋳造時の湯流れを向上させる効果がある。Ｓｉ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ない。一方、Ｓｉの含有率が０．５％を超えると、鋳造性や機械的強度を低下させる。そのため、Ｓｉの含有率を０．１～０．５％とした。さらに好ましいＳｉの含有率は、０．２～０．４％である。
　（９）Ｍｎ（マンガン）
　Ｍｎは、普通鋼の場合、脆性に起因するＳ（硫黄）をＭｎＳとして脆性を防止し、強度を向上させる。Ｍｎ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ない。一方、Ｍｎの含有率が０．５％を超えると、機械的強度が低下する。そのため、Ｍｎの含有率を０．１～０．５％とした。さらに好ましいＭｎの含有率は、０．２～０．４％である。
　（１０）Ｔａ（タンタル）、Ｎｂ（ニオブ）
　Ｔａは、γ’（Ｎｉ３（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の含有率が０．０５％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ない。一方、Ｔａの含有率が１．００％を超えると、経済性が損なわれ、製造コストが増加する。そのため、Ｔａの含有率を０．０５～１．００％とした。さらに好ましいＴａの含有率は、０．０５～０．５０％である。
　Ｎｂは、Ｔａと同様に、γ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相に固容して、γ’相を強化し、安定化させる。Ｎｂは、Ｔａに比べ価格が安く、経済的である。Ｎｂの含有率が０．０５％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ない。一方、Ｎｂの含有率が１．００％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、Ｎｂの含有率を０．０５～１．００％とした。さらに好ましいＮｂの含有率は、０．０５～０．５０％である。
　また、鋳造用Ｎｉ基合金は、ＴａとＮｂの両方を含有してもよい。Ｎｂ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。ＴａとＮｂを合計した（Ｔａ＋Ｎｂ）の含有率が０．０５未満の場合には、Ｔａと同様に、上記した効果において従来鋼と比べて向上がみられない。一方、（Ｔａ＋Ｎｂ）の含有率が１．００％を超えると、経済性が損なわれ、製造コストが増加する。そのため、（Ｔａ＋Ｎｂ）の含有率を０．０５～１．００％とした。さらに好ましい（Ｔａ＋Ｎｂ）の含有率は、０．０５～０．５０％である。
　（１１）Ｌａ（ランタン）
　Ｌａは、接種材として添加し、Ｌａ２Ｏ３が溶湯全体に分散して核となり微細な等軸晶組織が得られることで、機械的強度を向上させる効果を有する。Ｌａの含有率が０．０５％未満の場合には、機械的強度を向上させる効果が発揮されない。一方、Ｌａの含有率が０．２０％を超えると、Ｌａの過剰添加となり加工性が低下することがある。そのため、Ｌａの含有率を０．０５～０．２０％とした。さらに好ましいＬａの含有率は、０．０５～０．１０％である。
　（１２）Ｃｕ（銅）、Ｆｅ（鉄）、Ｐ（リン）、Ｓ（硫黄）およびＮ（窒素）
　Ｃｕ、Ｆｅ、Ｐ、ＳおよびＮは、実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金において、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％に近づけることが好ましい。これらの不可避的不純物の中でも、Ｎは、鋳造用Ｎｉ基合金に含まれるＴｉと反応することでＴｉＮを形成することから、γ’相の生成に寄与するＴｉの含有量を減少させる。その結果、鋳造用Ｎｉ基合金の強度低下を招く。Ｎの含有率を０．０２％以下に制限することで、上記した強度低下を防止することができる。そのため、鋳造用Ｎｉ基合金に含まれる不可避的不純物のうち、少なくともＮの含有率は、０．０２％以下とし、可能な限り０％に近づけることが好ましい。
　ここで、実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金、およびこの鋳造用Ｎｉ基合金を用いて製造されるタービン用鋳造部品の製造方法について説明する。
　実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金は、例えば、次のように製造される。まず、鋳造用Ｎｉ基合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、その溶湯を所定の型枠に注入して鋳塊を形成する。そして、鋳塊に溶体化処理および時効処理を施して、鋳造用Ｎｉ基合金が製造される。
　タービン用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、次のように製造される。まず、鋳造用Ｎｉ基合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、その溶湯をタービンケーシング、バルブケーシングまたはノズルボックスの形状に形成するための型枠に注入し、大気鋳造して構造体を製造する。そして、構造体に溶体化処理および時効処理を施して、タービンケーシング、バルブケーシングまたはノズルボックスが製造される。
　また、タービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックスの他の製造方法として、まず、鋳造用Ｎｉ基合金を構成する組成成分を電気炉溶解（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、バルブケーシングまたはノズルボックスの形状に形成するための型枠に注入し、大気鋳造して構造体を製造する。そして、構造体に溶体化処理および時効処理を施して、タービンケーシング、バルブケーシングまたはノズルボックスが製造される。
　タービン用鋳造部品である配管は、例えば、次のように製造される。まず、鋳造用Ｎｉ基合金を構成する組成成分を、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む。続いて、回転の遠心力を利用して溶湯を加圧し、配管形状の構造体を製造する（遠心鋳造法）。そして、構造体に溶体化処理および時効処理を施して、配管が製造される。
　なお、上記したタービン用鋳造部品を製造する方法は、上記した方法に限定されるものではない。
　ここで、鋳造用Ｎｉ基合金において、十分な機械的強度を発揮するためには、結晶粒内に、γ’（ガンマプライム：Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相を析出させることが好ましい。さらに、γ’相は、粗大化すると十分な機械的強度が得られないため、多量にかつ微細に析出させることが好ましい。そこで、鋳造用Ｎｉ基合金において、的確にγ’相を析出させるためには、鋳造用Ｎｉ基合金の結晶粒内組織の調整を図る必要がある。
　鋳造用Ｎｉ基合金における結晶粒内組織を定める一つの因子として、溶体化処理および時効処理が考えられる。以下に、溶体化処理および時効処理の温度範囲について説明する。
　まず、溶体化処理について説明する。溶体化処理では、鋳造用Ｎｉ基合金を１１００～１２００℃の温度に維持することが好ましい。溶体化処理は、合金元素を母相に十分に固溶させ、固溶強化の効果を十分に得るとともに、その後の熱処理による析出物の析出制御を可能にするために施される。また、溶体化処理は、結晶粒径を調整する目的でも行われることがある。
　溶体化処理の温度が１１００℃よりも低い場合、合金元素は、母相に完全に固溶せず、固溶強化元素による強化が十分に行われない。さらに、溶体化処理後の熱処理による析出相の析出形態の制御も困難となる。一方、溶体化処理の温度が１２００℃を超える場合、結晶粒径の粗大化を引き起こし、機械的強度が低下する。そのため、溶体化処理の温度を１１００～１２００℃とした。また、溶体化処理において、１１００～１１５０℃の温度に維持することがさらに好ましい。なお、溶体化処理された鋳造用Ｎｉ基合金は、例えば、水冷や強制空冷などによって室温まで冷却される。
　次に、溶体化処理後に室温まで冷却された鋳造用Ｎｉ基合金に施される時効処理について説明する。時効処理は、鋳造用Ｎｉ基合金を７５０～８５０℃の温度に維持することが好ましい。時効処理後、鋳造用Ｎｉ基合金は、例えば、水冷や炉冷によって室温まで冷却される。
　時効処理の温度が７５０℃よりも低い場合、γ’相の成長が著しく遅く、γ’相が析出することによる機械的強度の向上が得られない。一方、時効処理の温度が８５０℃を超える場合、γ’相の析出量が少なく、析出したγ’相が粗大化して機械的強度が低下する。そのため、上記したように時効処理の温度を７５０～８５０℃とした。また、時効処理の温度を７５０～８２０℃とすることがさらに好ましい。
　上記した溶体化処理および時効処理の時間は、例えば、鋳造用Ｎｉ基合金の厚さ１ｃｍ当り１０～２５分である。
　以下、実施例を参照して詳細に説明する。なお、本発明は、これらの実施例によって何ら限定されない。
（実施例１）
　表１に示す化学組成を有する試料１の鋳造用Ｎｉ基合金を得るために必要な原材料を真空誘導溶解炉にて溶解し、鋳塊２０ｋｇを得た。続いて、鋳塊に対して、１１１０℃で２４時間溶体化処理を施した後、空冷によって室温まで冷却して溶体化処理試料を得た。そして、溶体化処理試料に対して、７８０℃で１０時間時効処理を施した後、空冷によって室温まで冷却して、鋳塊の鋳造用Ｎｉ基合金（試料１）を製造した。
（実施例２～実施例３１）
　表１に示す化学組成を有する試料２～試料３１の鋳造用Ｎｉ基合金を得るために必要な原材料を用いた以外は実施例１と同様にして鋳造用Ｎｉ基合金（試料２～試料３１）を製造した。
（比較例１～比較例１４）
　表１に示す化学組成を有する試料３２～試料４５（比較例１～比較例１４）の鋳造用Ｎｉ基合金を得るために必要な原材料を用いた以外は実施例１と同様にして鋳造用Ｎｉ基合金（試料３２～試料４５）を製造した。
　なお、表１に示すように、製造した試料１～試料４５には、不可避的不純物として、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｓが含まれている。
　上記実施例および比較例で製造した試料１～試料４５について、下記の特性を評価した。
（高温強度特性）
　高温強度特性は、引張強度試験により評価した。製造した鋳塊の試料１～試料４５を切断して、所定のサイズを有する試験片を得た。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（鉄鋼材料および耐熱合金の高温引張試験方法）に準拠して引張強度試験を行い、引張強度および０．２％耐力を測定した。
（鋳造性）
　鋳造性は、鋳造割れの有無に基づいて評価した。製造した鋳塊の各種試料を縦に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）に準拠して浸透探傷試験（ＰＴ）を行い、鋳造割れの有無を目視観察した。
　上記した高温強度特性および鋳造性の評価結果を表２に示す。表２において、鋳造割れがない場合には「無」と示し、鋳造割れがある場合には「有」と示している。なお、鋳造割れがない場合が鋳造性に優れている。
　表２に示すように、試料１～試料３１は、各温度において、引張強度および０．２％耐力は高く、かつ鋳造性にも優れていることがわかった。試料１～試料３１において、引張強度および０．２％耐力が高い値となったのは、時効処理による析出強化と固溶強化とのバランス、および結晶粒の微細化が、強度を高めたからであると考えられる。
　一方、比較例に係る試料３２～試料４５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。
　上記したように、実施の形態の鋳造用Ｎｉ基合金は、優れた高温強度特性および鋳造性を有する。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002

Claims (6)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．００５～０．１００、Ｃｒ：１５．０～２５．０、Ｃｏ：１０．０～１５．０、Ｍｏ：５．０～１２．０、Ａｌ：０．５～２．０、Ｔｉ：０．３～２．０、Ｂ：０．００１～０．００６、Ｔａ：０．０５～１．００、Ｓｉ：０．１～０．５、Ｍｎ：０．１～０．５、Ｌａ：０．０５～０．２０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鋳造用Ｎｉ基合金。
  2. 　質量％で、Ｃ：０．００５～０．１００、Ｃｒ：１５．０～２５．０、Ｃｏ：１０．０～１５．０、Ｍｏ：５．０～１２．０、Ａｌ：０．５～２．０、Ｔｉ：０．３～２．０、Ｂ：０．００１～０．００６、Ｎｂ：０．０５～１．００、Ｓｉ：０．１～０．５、Ｍｎ：０．１～０．５、Ｌａ：０．０５～０．２０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鋳造用Ｎｉ基合金。
  3. 　質量％で、Ｃ：０．００５～０．１００、Ｃｒ：１５．０～２５．０、Ｃｏ：１０．０～１５．０、Ｍｏ：５．０～１２．０、Ａｌ：０．５～２．０、Ｔｉ：０．３～２．０、Ｂ：０．００１～０．００６、Ｓｉ：０．１～０．５、Ｍｎ：０．１～０．５、Ｌａ：０．０５～０．２０、Ｔａ＋Ｎｂ：０．０５～１．００を含有し、ＴａおよびＮｂ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鋳造用Ｎｉ基合金。　
  4. 　Ｌａが０．０５～０．１０質量％含有していることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項記載の鋳造用Ｎｉ基合金。
  5. 　前記不可避的不純物のうち、少なくともＮが０．０２質量％以下に抑制されていることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項記載の鋳造用Ｎｉ基合金。
  6. 　請求項１乃至５のいずれか１項記載の鋳造用Ｎｉ基合金を用いて、少なくとも所定部位が製造されたことを特徴とするタービン用鋳造部品。
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