(57)【要約】【課題】高温強度特性、鋳造性および溶接性にともに優れた蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金、このＮｉ基合金を用いて作製された蒸気タービン用部材を提供することを目的とする。【解決手段】高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れた、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１８〜２８％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：８〜１２％、Ａｌ：１．５〜２％、Ｔｉ：０．１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｔａ：０．１〜０．７％、Ｒｅ：０．５〜３％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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１８〜２８％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：８〜１２％、Ａｌ：１．５〜２％、Ｔｉ：０．１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｔａ：０．１〜０．７％、Ｒｅ：０．５〜３％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、高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れた、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１８〜２８％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：８〜１２％、Ａｌ：１．５〜２％、Ｔｉ：０．１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｎｂ：０．１〜０．４％、Ｒｅ：０．５〜３％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、高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れた、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１８〜２８％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：８〜１２％、Ａｌ：１．５〜２％、Ｔｉ：０．１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｔａ＋２Ｎｂ（ＴａとＮｂのモル比が１：２）：０．１〜０．７％、Ｒｅ：０．５〜３％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、高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れた、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金。
【請求項４】
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３のいずれか１項記載の、高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れた、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金。
【請求項５】
請求項１乃至４のいずれか１項記載の、高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れた、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用部材。
【請求項６】
前記蒸気タービン用部材は、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から選ばれた１種であることを特徴とする請求項５記載の蒸気タービン用部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温の蒸気が作動流体として流入する蒸気タービンの鋳造部品を構成する材料に係わり、高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れた、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金、このＮｉ基合金を用いて作製された蒸気タービン用部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
火力発電プラントにおいて、地球環境の保護の観点から二酸化炭素の排出量を抑制する技術が注目されており、また発電の高効率化のニーズも高まっている。
蒸気タービンの発電効率を上げるためには、蒸気タービンの蒸気温度を高温化することが有効であり、近年の火力発電プラントにおいては、タービンの蒸気温度は６００℃以上に上昇しており、将来的には６５０℃、さらに７００℃へと上昇することが予想される。
【０００３】
高温の蒸気にさらされる蒸気タービンの蒸気タービン用部材は、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、タービンケーシング等は、高温、高応力に耐える必要があり、タービンケーシング等を構成する材料として、室温から高温度の領域において優れた強度、延性、靭性を有する合金が求められており、特に、タービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックス、配管類などの蒸気タービン用部材には、良好な溶接性も必要とされるので、高温、高応力に耐えるとともに、良好な溶接性を有することも求められる。
【０００４】
また、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基合金を用いることが検討されている（例えば、特許文献１参照。）。
【０００５】
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材料として広く用いられてきており、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）が挙げられる。
【０００６】
Ｎｉ基合金の高温強度を強化するメカニズムとして、ＡｌやＴｉを添加することによりＮｉ基合金の母相材内にガンマプライム相（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））、あるいはガンマダブルプライム相（Ｎｉ３Ｎｂ）と称される析出相、又はそれらの両相を析出させて高温強度を確保するものがある。このガンマプライム相あるいはガンマダブルプライム相の両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。
また、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ようにしたＮｉ基合金も知られている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平７−１５０２７７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
上記したように、７００℃を超える蒸気タービンのタービンケーシング等の材料として、鉄系材料よりは高温強度の強いＮｉ基合金の使用が検討されており、Ｎｉ基合金の鋳造性や溶接性などを維持しつつ、高温強度等を満足する組成の改良が求められている。
【０００９】
そこで、本発明は、高温強度特性、鋳造性および溶接性にともに優れた、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用部材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記目的を達成するために、本発明の高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れた、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金の一態様は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１８〜２８％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：８〜１２％、Ａｌ：１．５〜２％、Ｔｉ：０．１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｔａ：０．１〜０．７％、Ｒｅ：０．５〜３％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。
【００１１】
また、本発明の高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れた、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金の一態様は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１８〜２８％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：８〜１２％、Ａｌ：１．５〜２％、Ｔｉ：０．１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｎｂ：０．１〜０．４％、Ｒｅ：０．５〜３％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。
【００１２】
さらに、本発明の高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れた、蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金の一態様は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１８〜２８％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：８〜１２％、Ａｌ：１．５〜２％、Ｔｉ：０．１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｔａ＋２Ｎｂ（ＴａとＮｂのモル比が１：２）：０．１〜０．７％、Ｒｅ：０．５〜３％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。
【００１３】
また、本発明の蒸気タービン用部材は、上記したいずれかの、高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れた、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。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、高温強度特性、鋳造性および溶接性にともに優れた、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用部材を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明の一実施の形態を説明する。
本発明の実施形態における、高温強度特性、鋳造性および溶接性にともに優れた、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の範囲で構成される。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。
【００１６】
（合金１）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１８〜２８％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：８〜１２％、Ａｌ：１．５〜２％、Ｔｉ：０．１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｔａ：０．１〜０．７％、Ｒｅ：０．５〜３％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。
（合金２）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１８〜２８％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：８〜１２％、Ａｌ：１．５〜２％、Ｔｉ：０．１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｎｂ：０．１〜０．４％、Ｒｅ：０．５〜３％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。
（合金３）Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：１８〜２８％、Ｃｏ：１０〜１５％、Ｍｏ：８〜１２％、Ａｌ：１．５〜２％、Ｔｉ：０．１〜３％、Ｂ：０．００１〜０．００６％、Ｔａ＋２Ｎｂ：０．１〜０．７％、Ｒｅ：０．５〜３％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。なお、「Ｔａ＋２Ｎｂ」は、ＴａとＮｂのモル比が１：２を意味する。
【００１７】
ここで、上記（合金１）〜（合金３）のＮｉ基合金における不可避的不純物において、その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。
【００１８】
上記した組成成分の範囲を有するＮｉ基合金は、運転時の温度が、例えば６８０〜７５０℃となる高温の蒸気タービン用部材として好適である。蒸気タービン用部材として、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、配管類などが挙げられる。
【００１９】
蒸気タービン用部材としての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。また、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℃の高温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。さらに、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。配管類は、ボイラーからの蒸気をタービンに導く主蒸気配管である。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、配管類は、いずれも高温高圧の蒸気にさらされる環境に設置される。
【００２０】
上記した蒸気タービン用部材のすべての部位を、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用部材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、蒸気タービン用部材が高温となるのは、具体的には、例えば、高圧蒸気タービン部の全領域、または高圧蒸気タービン部から中圧蒸気タービン部の一部分までの領域などが挙げられる。さらに、蒸気タービン用部材が高温となるのは、高圧蒸気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、蒸気タービン用部材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。
【００２１】
また、上記した組成成分の範囲を有するＮｉ基合金は、従来のＮｉ基合金よりも高温強度特性に優れ、かつ鋳造性および溶接性に優れている。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、配管類などの蒸気タービン用部材を構成することで、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、配管類などの蒸気タービン用部材を作製することができる。
【００２２】
次に、上記した本実施形態のＮｉ基合金における各組成成分の範囲の限定理由について説明する。
（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ものである。Ｃの含有率が０．０１％未満の場合、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０．１５％を超えると、大型鋳塊を作製する際に成分の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する。そのため、Ｃの含有率を０．０１〜０．１５％にした。
【００２３】
（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、高温蒸気の環境下における耐酸化性を高めることができる。Ｃｒの含有率が１８％未満の場合には、耐酸化性が低下する。一方、Ｃｒの含有率が２８％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。そのため、Ｃｒの含有率を１８〜２８％にした。
【００２４】
（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、加工性（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％にした。
【００２５】
（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、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８％未満の場合には、上記した効果が発揮されず、一方、Ｍｏの含有率が１２％を超えると、大型鋳塊を作製する際に成分の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する。そのため、Ｍｏの含有率を８〜１２％にした。
【００２６】
（５）Ａｌ（アルミニウム）
Ａｌは、Ｎｉとともにγ’（ガンマプライム：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１．５％未満の場合には、機械的強度、加工性（鋳造性）ともに従来合金と比べて向上されず、一方、Ａｌの含有率が２％を超えると、機械的強度は向上するが、加工性（鋳造性）が低下する。そのため、Ａｌの含有率を１．５〜２％にした。
【００２７】
（６）Ｔｉ（チタン）
Ｔｉは、Ａｌと同様、Ｎｉとともにγ’（ガンマプライム：Ｎｉ３Ｔｉ）相を生成し、Ｎｉ基合金の機械的強度を向上させる。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、一方、Ｔｉの含有率が３％を超えると、熱間加工性が低下し、さらに、切欠き感受性が高くなる。そのため、Ｔｉの含有率を０．１〜３％にした。
【００２８】
（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ず、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％にした。
【００２９】
（８）Ｔａ（タンタル）
Ｔａは、γ’（ガンマプライム：Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））相の析出強度を安定させる。Ｔａの含有率が０．１％未満の場合には、上記した効果において、従来合金と比べて向上がみられず、一方、Ｔａの含有率が０．７％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０．１〜０．７％にした。
【００３０】
（９）Ｎｂ（ニオブ）
Ｎｂは、Ｔａと同様に、γ’相に固溶して強度を高め、析出強度を安定させる。Ｎｂの含有率が０．１％未満の場合には、上記した効果において、従来合金と比べて向上がみられず、一方、Ｎｂの含有率が０．４％を超えると、機械的強度は向上するが、加工性（鋳造性）が低下する。そのため、Ｎｂの含有率を０．１〜０．４％にした。
【００３１】
また、上記したＴａとＮｂを、（Ｔａ＋２Ｎｂ）の含有率が０．１〜０．７％の範囲で含有することで、γ’相の析出強度を向上させる。（Ｔａ＋２Ｎｂ）の含有率が０．１％未満の場合には、上記した効果において、従来合金と比べて向上がみられず、一方、（Ｔａ＋２Ｎｂ）の含有率が０．７％を超えると、機械的強度は向上するが、加工性（鋳造性）が低下する。なお、この場合、ＴａおよびＮｂは、それぞれ少なくとも０．０１％以上含有される。
【００３２】
Ｎｂの比重は、Ｔａの約１／２（Ｔａの比重：１６．６、Ｎｂの比重：８．５７）であることから、Ｔａ単独で添加する場合に比べ、ＴａとＮｂを複合添加することで固溶量を増大することができる。また、Ｔａは、戦略物質ということもあり、材料調達が不安定であるが、Ｎｂの埋蔵量はＴａの約１００倍あることから安定供給が可能である。Ｔａは、Ｎｂよりも融点が高く（Ｔａの融点：約３０００℃、Ｎｂの融点：約２４７０℃）、より高温におけるγ’相が強化され、また、Ｎｂよりも耐酸化性に優れている。
【００３３】
（１０）Ｒｅ（レニウム）
Ｒｅ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する。Ｒｅの含有率が０．５％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、一方、Ｒｅの含有率が３％を超えると、脆弱な相を形成する。そのため、Ｒｅの含有率を０．５〜３％にした。Ｃｏ、Ｍｏも、Ｒｅと同様に、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するが、同量の含有率でＲｅが最も機械的強度の向上に優れ、ベース金属の化学成分の組成を大きく変化させることなく機械的強度を向上させることができる。
【００３４】
（１１）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、本実施形態の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。
【００３５】
Ｓｉは、普通鋼の場合、耐食性を補うために添加される。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、本実施形態の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。
【００３６】
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、本実施形態の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。
【００３７】
上記した本実施形態の蒸気タービン用部材のタービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックスのＮｉ基合金は、例えば、Ｎｉ基合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、溶解した溶湯を所定の型枠に注入して大気鋳造し、溶体化処理を施すことで作製される。
また、本実施形態の蒸気タービン用部材の配管類のＮｉ基合金は、例えば、Ｎｉ基合金を構成する組成成分を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、溶解した溶湯を、円筒形の型を高速回転させた状態で流し込み、回転の遠心力で溶湯を加圧して配管を形成し、溶体化処理を施すことで作製される。（遠心鋳造法）
【００３８】
溶体化処理では、１１００〜１２００℃の温度範囲で４〜１５時間維持することが好ましい。ここで、溶体化処理用の温度は、γ’相析出物を均質に固溶化するために行われ、温度が１１００℃未満の温度ではγ’相析出物が十分に固溶されず、一方、１２００℃を超える温度では結晶粒の粗大化により強度が低下する。
【００３９】
本発明に係る蒸気タービン用部材の一実施形態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、上記した実施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を真空誘導溶解（ＶＩＭ）し、溶解した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する。
【００４０】
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、上記した実施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を電気炉溶解（ＥＦ）し、アルゴン−酸素脱炭（ＡＯＤ）を行い、ＡＯＤされた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、溶体化処理を施すことで作製されてもよい。
また、蒸気タービン用部材の配管類は、円筒形の型を高速回転させた状態で溶湯を流し込み、回転の遠心力で溶湯を加圧して配管を形成し、溶体化処理を施すことで作製される。
【００４１】
なお、上記した、タービンケーシング、バルブケーシング、ノズルボックス、配管類を作製する方法は、上記した方法に限定されるものではない。
【００４２】
以下に、上記した実施形態の蒸気タービンの鋳造部品用Ｎｉ基合金が、高温強度特性、鋳造性および溶接性に優れていることを説明する。
（高温強度特性、鋳造性および溶接性の評価）
表１は、高温強度特性、鋳造性および溶接性の評価に用いられた試料１〜試料３０の化学組成を示す。なお、試料１〜試料６は、上記した実施形態の化学組成の範囲にあるＮｉ基合金であり、試料７〜試料３０は、その組成が上記した実施形態の化学組成の範囲にないＮｉ基合金であり、比較例である。また、試料７は、従来合金であるインコネル６１７相当の化学組成を有する。なお、ここで使用した上記した実施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。
【表１】
2010242156.tif 000002
【００４３】
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３０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１１８０℃で４時間溶体化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。
【００４４】
各試料による試験片に対して、温度が２３℃、７００℃、８００℃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７００℃、８００℃は、蒸気タービンの通常の運転時の温度条件およびそれに安全率を見込んだ温度を考慮して設定した。０．２％耐力の測定結果を表２に示す。
【００４５】
また、各試料に対して、鋳造性の評価を行った。ここで、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、溶接熱影響部の浸透探傷試験（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」は鋳造後に「鋳造割れ」の有無を観察した結果であり、「無」は「鋳造割れ」が無かったもの、「有」は有ったものである。「鋳造性」は鋳造性を評価した結果であり、「○」は良好と判定されたもの、「×」は鋳造性が良くなかったものである。
【００４６】
さらに、各試料に対して、溶接性の評価を行った。溶接性の評価において使用する試験片として、上記した鋳塊から幅が６０ｍｍ、長さが１５０ｍｍ、厚さが４０ｍｍの試験片を製作した。この試験片に、幅が１０ｍｍ、深さが５ｍｍの溝を、試験片の幅方向のほぼ中心で長さ方向に沿って形成した。そして、その溝部分にティグ（ＴＩＧ）溶接のアーク加熱を行った後、試験片を、試験片の幅方向に平行にかつ厚さ方向に切断した。そして、切断面についてＪＩＳ  Ｚ  ２３４３−１（同上）に基づいて、溶接熱影響部の浸透探傷試験（ＰＴ）を行い、溶接割れの有無を目視観察した。溶接性の評価結果を表２に示す。ここで、表２において、「溶接割れ」は溶接後に「溶接割れ」の有無を観察した結果であり、「無」は「溶接割れ」が無かったもの、「有」は有ったものである。「溶接性」は溶接性を評価した結果であり、「○」は良好と判定されたもの、「×」は溶接性が良くなかったものである。
【表２】
2010242156.tif 000003
【００４７】
表２に示すように、試料１〜試料６は、各温度において高い０．２％耐力が得られるとともに、鋳造性および溶接性にも優れていることがわかった。具体的には、例えば、７００℃の温度条件において、鋳造割れが有った比較合金の０．２％耐力値は、２３８〜２８５（４０９）ＭＰａであるのに対し、鋳造割れが無かった比較合金の０．２％耐力値は、１２１〜２４５（２９６）ＭＰａであって、相対的に０．２％耐力値が小さい場合に鋳造性に優れており、２３８〜２４５（２９６）ＭＰａ程度を超えると鋳造割れが生ずる傾向が認められた。それに対し、本発明合金の試料１〜試料６では、０．２％耐力が３１５〜３４３ＭＰａであって、比較合金で鋳造割れを示した０．２％耐力値（２３８〜２８５（４０９）ＭＰａ）と比べて総じて大きい値を示すにもかかわらず、鋳造割れがないという効果が認められた。なお、試料１〜試料６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。
【００４８】
一方、例えば、試料１８や試料２０の従来合金では、０．２％耐力は高い値を示したが、鋳造性、溶接性が劣っていることがわかった。このように、高温強度特性、鋳造性および溶接性のすべてに優れた従来合金はなかった。
【００４９】
なお、本発明は、上記実施形態のみに限定されるものではなく、実施段階ではその要旨を逸脱しない範囲で構成要素を変形してもよい。また、上記実施形態に開示されている複数の構成要素を適宜組み合わせることにより、種々の発明を構成できる。例えば実施形態に示される全構成要素から幾つかの構成要素を削除してもよい。さらに、異なる実施形態にわたる構成要素を適宜組み合わせてもよい。