(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％単位で、
２４．０から２６．０％のＣｒ、
１９．０から２２．０％のＣｏ、
１．００から１．６０％のＡｌ、
１．００から１．６０％のＴｉ、
最大１．５０％までのＦｅ、
最大０．０２０％までのＣ、
最大０．４０％までのＳｉ、
最大０．５０％までのＭｎ、
最大０．５０％までのＣｕ、
最大０．５０％までのＭｏ、
最大０．５０％までのＮｂ、
最大０．００５％までのＢ、
最大０．０３％までのＺｒ、
最大０．１０％までのＶ、
最大０．０２％までのＭｇ、
最大０．２５％までのＴａ、
最大０．０１０％までのＳ、
最大０．０１５％までのＰ、
最大０．２０％までのＷ、
最大０．０２％までのＣａ、
最大０．０５％までのＮ、
最大８０ｐｐｍまでのＺｎ、
最大６０ｐｐｍまでのＳｎ、
最大２０ｐｐｍまでのＰｂ、
及び、バランスＮｉ
及び複数の不純物から成る
鋳造された合金であって、
前記合金は、質量で１７．０％から２０．０％のガンマプライムを含む、
合金。
【請求項２】
０．５０％より少ないＮｂを含む、
請求項１に記載の合金。
【請求項３】
０．４９％より少ないＮｂを含む、
請求項１に記載の合金。
【請求項４】
０．４０％より少ないＮｂを含む、
請求項１に記載の合金。
【請求項５】
最大０．２５％までのＮｂを含む、
請求項１に記載の合金。
【請求項６】
最大０．１５％までのＮｂを含む、
請求項１に記載の合金。
【請求項７】
０．２０から０．３０％のＮｂを含む、
請求項１に記載の合金。
【請求項８】
０．２３から０．２７％のＮｂを含む、
請求項１に記載の合金。
【請求項９】
最大０．０１５％までのＣを含む、
請求項１から８の何れか一項に記載の合金。
【請求項１０】
０．１０から０．２０％のＴａを含む、
請求項１から９の何れか一項に記載の合金。
【請求項１１】
０．１３から０．１７％のＴａを含む、
請求項１から９の何れか一項に記載の合金。
【請求項１２】
少なくとも０．００５％のＣを含む、
請求項１から１１の何れか一項に記載の合金。
【請求項１３】
少なくとも２．８質量％のＴｉ＋Ａｌを含む、
請求項１から１２の何れか一項に記載の合金。
【請求項１４】
少なくとも２．９質量％のＴｉ＋Ａｌを含む、
請求項１から１２の何れか一項に記載の合金。
【請求項１５】
３．１５質量％より少ないＴｉ＋Ａｌを含む、
請求項１から１４の何れか一項に記載の合金。
【請求項１６】
３．０５質量％より少ないＴｉ＋Ａｌを含む、
請求項１から１４の何れか一項に記載の合金。
【請求項１７】
１．４０から１．５５％のＡｌを含む、
請求項１から１６の何れか一項に記載の合金。
【請求項１８】
１．４０から１．５５％のＴｉを含む、
請求項１から１７の何れか一項に記載の合金。
【請求項１９】
０．２０から０．３０％のＭｏを含む、
請求項１から１８の何れか一項に記載の合金。
【請求項２０】
０．２３から０．２７％のＭｏを含む、
請求項１から１８の何れか一項に記載の合金。
【請求項２１】
０．１０から０．２５％のＳｉを含む、
請求項１から２０の何れか一項に記載の合金。
【請求項２２】
０．１５から０．４５％のＭｎを含む、
請求項１から２１の何れか一項に記載の合金。
【請求項２３】
２４．５から２５．０％のＣｒを含む、
請求項１から２２の何れか一項に記載の合金。
【請求項２４】
１９．５から２０．５％のＣｏを含む、
請求項１から２３の何れか一項に記載の合金。
【請求項２５】
最大０．１０％までのＣｕを含む、
請求項１から２４の何れか一項に記載の合金。
【請求項２６】
最大１．００％までのＦｅを含む、
請求項１から２５の何れか一項に記載の合金。
【請求項２７】
最大０．８０％までのＦｅを含む、
請求項１から２５の何れか一項に記載の合金。
【請求項２８】
Ｍｇを含む、
請求項１から２７の何れか一項に記載の合金。
【請求項２９】
最大０．０３％までのＮを含む、
請求項１から２８の何れか一項に記載の合金。
【請求項３０】
最大０．００５％までのＳを含む、
請求項１から２９の何れか一項に記載の合金。
【請求項３１】
最大０．００１％までのＳを含む、
請求項１から２９の何れか一項に記載の合金。
【請求項３２】
最大０．０１０％までのＰを含む、
請求項１から３１の何れか一項に記載の合金。
【請求項３３】
最愛０．０１％までのＣａを含む、
請求項１から３２の何れか一項に記載の合金。
【請求項３４】
最大０．０５％までのＷを含む、
請求項１から３３の何れか一項に記載の合金。
【請求項３５】
最大０．０５％までのＶを含む、
請求項１から３４の何れか一項に記載の合金。
【請求項３６】
最大３０ｐｐｍまでのＺｎと、
最大５０ｐｐｍまでのＳｎと、
最大１０ｐｐｍまでのＰｂと
を含む、
請求項１から３５の何れか一項に記載の合金。
【請求項３７】
請求項１から３６の何れか一項に記載の合金を含む、
鋳造製品。
【請求項３８】
請求項１から３６の何れか一項に記載の合金を含む、
蒸気タービンケーシング又はガスタービンケーシング又はバルブ又はバルブコンポーネント。
【請求項３９】
前記蒸気タービンケーシング又はガスタービンケーシング又はバルブ又はバルブコンポーネントは鋳造製品である、
請求項３８に記載の蒸気タービンケーシング又はガスタービンケーシング又はバルブ又はバルブコンポーネント。
【請求項４０】
前記蒸気タービンケーシング又はガスタービンケーシング又はバルブ又はバルブコンポーネントは、
５００から８５０℃で動作する、
請求項３８または３９に記載の蒸気タービンケーシング又はガスタービンケーシング又はバルブ又はバルブコンポーネント。
【請求項４１】
前記蒸気タービンケーシング又はガスタービンケーシング又はバルブ又はバルブコンポーネントは、
６５０から７５０℃で動作する、
請求項３８または３９に記載の蒸気タービンケーシング又はガスタービンケーシング又はバルブ又はバルブコンポーネント。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は合金組成に関し、特にニッケルをベースとする合金組成に関する。本発明の合金組成は、鍛錬プロセス（すなわち、加工、鍛造、又は打出しなど）とは対照的に、鋳造による製品の形成に特に適している。本発明の合金は、とりわけ高圧蒸気タービン用途の使用、例えば、発電所での使用に適している。
【背景技術】
【０００２】
二酸化炭素の排出低減、及び石炭火力発電所の効率改善に向けた流れは、最大８０ＭＰａまでの圧力、又は１００ＭＰａもの高い圧力を伴う、７００℃を超える蒸気温度での動作を可能とする材料開発に関して、世界中で行われている多くの研究をもたらした。 これらの高温及び高圧において、鋼鉄は十分な強度を持たないので、代わりに材料開発は複数のニッケル合金に注目している。
【０００３】
ニッケル合金の開発は、概して、２つの主な合金群、つまり固溶強化合金、及び析出強化合金に集中している。固溶合金は、そのカウンターパートの析出硬化より強度が低く、そのため応力破断強度が減少するが、良好な延性及び溶接性を有する。析出強化合金は、複数のジェットエンジンに使用されている。
【発明の概要】
【０００４】
従って、本発明は、新たな合金組成を提供しようとするものである。特に、本発明は、７００℃を上回る、ことによると７５０℃を上回ることさえある発電所の運転用に、所要の応力破断強度を持つ、キャスタブルな合金組成を提供しようとするものである。
【０００５】
従って、本発明は、質量％単位で、２４．０〜２６．０％のＣｒ、１９．０〜２２．０％のＣｏ、１．００〜１．６０％のＡｌ、１．００〜１．６０％のＴｉ、最大１．５０％までのＦｅ、最大０．０２０％までのＣ、最大０．４０％までのＳｉ、最大０．５０％までのＭｎ、最大０．５０％までのＣｕ、最大０．５０％までのＭｏ、最大０．５０％までのＮｂ、最大０．００５％までのＢ、最大０．０３％までのＺｒ、最大０．１０％までのＶ、最大０．０２％までのＭｇ、最大０．２５％までのＴａ、最大０．０１０％までのＳ、最大０．０１５％までのＰ、最大０．２０％までのＷ、最大０．０２％までのＣａ、最大０．０５％までのＮ、最大８０ｐｐｍまでのＺｎ、最大６０ｐｐｍまでのＳｎ、最大２０ｐｐｍまでのＰｂ、及び、バランスＮｉ及び複数の不純物から成る合金を提供する。
【０００６】
本発明の合金は析出強化されており、従って、以前に使用された固溶強化ニッケル合金より高い応力破断強度を有する。更に、当該合金組成はキャスタブルである。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
本発明は、添付の複数の図面を参照し、例として、より十分に説明される。
【０００８】
【図１】５５０〜７６０℃で動作するための様々な鋼鉄及びＮｉ合金の、応力破断強度対温度の比較を示すグラフである。グラフに含まれる複数のニッケル合金は、７００℃を上回るプラント運転用に可能性のある合金として、提案されている。
【０００９】
【図２】熱処理後の鋳造合金のクラックを示すＳＥＭ顕微鏡写真である。
【００１０】
【図３】図２の合金に存在する複数の相を示す、平衡相状態図である。
【００１１】
【図４】図２の合金の、ＭＸ相、イータ相、及びＭ２３Ｃ６相を示す、平衡相状態図である。
【００１２】
【図５】本発明の合金に存在する複数の相を示す、平衡相状態図である。
【００１３】
【図６】本発明に従って、合金のＭＸの組成を示す。
【００１４】
【図７】ガンマプライム％対ニオブ濃度の関係を示す、平衡相状態図である。
【００１５】
【図８】Ｎｂ ＭＸ％対炭素含有量の関係を示す、平衡相状態図である。
【００１６】
【図９】Ｎｂ ＭＸ含有量へのＮｂ及びＣの複合した影響を示す、平衡相状態図である。
【００１７】
【図１０】Ｎｂを０．２５％に固定して、様々な炭素含有量に対するＭＸ予測を示す、平衡相状態図である。
【００１８】
【図１１】Ｎｂを０．２５％に固定して、様々な炭素含有量に対するＭＸ予測を示す、平衡相状態図である。
【００１９】
【図１２】Ｎｂを０．２５％に固定して、様々な炭素含有量に対するＭＸ予測を示す、平衡相状態図である。
【００２０】
【図１３】Ｎｂを０．２５％に固定して、様々な炭素含有量に対するＭＸ予測を示す、平衡相状態図である。
【００２１】
【図１４】合金７４０に対するシェイルの計算の結果である。
【００２２】
【図１５】ガンマプライム（γ'）質量％へのタンタルの影響を示す。
【００２３】
【図１６】ガンマプライム（γ'）質量％へのＭｏの予測される有益な影響を示す。
【００２４】
【図１７】本発明の合金の室温における引張強度を、先進超々臨界圧（Ａ−ＵＳＣ）用途用の他の鋳造候補のＮｉ合金と比較する、棒グラフである。
【００２５】
【図１８】本発明の合金の室温における降伏強度を、Ａ−ＵＳＣ用途用の他の鋳造候補のＮｉ合金と比較する、棒グラフである。
【００２６】
【図１９】本発明の合金の室温における伸長及び断面減少率を、合金２６３と比較する図である。
【００２７】
【図２０】本発明の合金（Ｇ１３０及びＧ１３０Ｂ）の、ラーソンミラーパラメータに対してプロットされた応力破断強度を、他の候補となる鋳造Ａ−ＵＳＣ用の複数のＮｉ合金の公知データと比較したグラフである。
【００２８】
【図２１】異なる断面寸法に関するＧ１３０及びＧ１３０Ｂの、ラーソンミラーパラメータに対してプロットされた応力破断強度のグラフである。
【００２９】
【図２２】熱処理後にＭＸクラックが全く観察されないＧ１３０Ｂ鋳造合金を示す、ＳＥＭ顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
７００℃を上回る温度で高い応力破断強度を持ち（例えば、発電所用の高圧蒸気タービンケーシング、バルブ、又は（補助的な）バルブの複数のコンポーネント）、かつ鋳造によって製品に形成され得る合金組成を探そうとする上で、本発明者は、表１に示された複数のＮｉ合金を検討した。 
【００３１】
【表１】
0006414787.tif 000002
【００３２】
これらの合金は、固溶強化メカニズム（ＳＳ）又は析出硬化メカニズム（ＰＨ）のいずれかによって、強化されている。これらのメカニズムは、以下に簡単に説明される。
【００３３】
固溶強化Ｎｉ合金は、例えばＭｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、及びＷなどの固溶強化剤の添加によって強化される、面心立方（ｆｃｃ）の母相から成る。この硬化方法は、Ｎｉをベースとするオーステナイト構造と、溶質原子との間の格子定数の差異によって変わり、強化効力はこの差異に比例する。溶質原子の割合が大きいほど、硬化の効果は大きくなる。しかしながら、合金添加物の量は、σ相形成の可能性及びそれに伴う複数の不利益によって、制限される。
【００３４】
析出硬化は、３種類の析出、つまりガンマプライム（γ'）、ガンマプライムプライム（γ'）（又はガンマダブルプライム）、並びに、粒界ホウ化物及び炭化物の形成によって、Ｎｉ合金中に実現される。γ'は、概して、Ｎｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）の化学式が与えられる。しかしながら、ニッケル並びにアルミニウム及びチタンは、両方とも複数の他の元素によって置換され得る。
【００３５】
本発明者は、全て鍛錬用合金として開発された合金２６３、Ｈａｙｎｅｓ（登録商標）２８２（登録商標）、及びＩｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０は、図１に示されるように、特に、高い応力破断強度のために、最も有望な候補であること見いだした。しかしながら、合金２６３は、クリープ強度に悪影響を与え得るイータ（η）相（Ｎｉ３Ｔｉ）の析出によって、使用エージングするとすぐに、微細構造の不安定性を欠点として持つ。Ｈａｙｎｅｓ（登録商標）２８２（登録商標）は、３つの合金の中ではより強いが、Ａｌ及びＴｉのレベルは最も高く（Ａｌ＋Ｔｉ＞３．５％）、大気中で注入する間の、これらの元素の酸化の可能性は、著しく増大する。これは、鋳造物内に更に多くの酸化物介在物欠陥をもたらす可能性を持ちうる。合金２８２を鋳造する試験の間、大断面の微細構造の完全性が乏しいことも知られていた。これは、合金２６３又はＩｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０のいずれかで観察されたよりも、はるかに悪い体積クラックをもたらす。
【００３６】
Ｉｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０は、先進超々臨界圧ボイラー管用の鋳造及び鍛錬製品として開発された。鍛錬プロセスでは、合金はビレットとして鋳造され、次に機械的な変形を受けて、ほぼ所望の形状に形成される。次に、最終機械加工の段階が取られて、所望の形状を実現する。
【００３７】
Ｉｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０の組成は、航空機用合金のＮｉｍｏｎｉｃ２６３から派生したもので、約８００℃で時効硬化可能である。これら２つの組成式は、表２に示される。
【００３８】
【表２】
0006414787.tif 000003
【００３９】
残念ながら、元のＩｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０の組成は、大断面管作業の微小亀裂を結合し、好ましくない「Ｇ」相を形成する傾向があったように思われ、いまだにイータ（η）相を析出するが、合金２６３より程度は少ない傾向にある。
【００４０】
この問題を解決すべく、Ｉｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０の合金組成は変更され、７４０Ｈと呼ばれる合金を作り出し、ＥＰＲＩの「化石燃料発電所用の先進材料技術に関する第６回国際会議」において発表され、２０１０年１０月に「Ｏｐｔｉｍｉｚａｔｉｏｎ  ｏｆ  ＩＮＣＯＮＥＬ（登録商標）ａｌｌｏｙ  ７４０  ｆｏｒ  Ａｄｖａｎｃｅｄ  Ｕｌｔｒａ  Ｓｕｐｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ  Ｂｏｉｌｅｒｓ」という論文に発表された。この論文は、複数の特殊金属がＩｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０のケミストリ（ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ）に対して行った複数の変化を説明し、以下の表３に詳述される。 Ｓｉ、Ｎｂ、Ａｌ、及びＴｉの組成変化に留意されたい。
【００４１】
【表３】
0006414787.tif 000004
【００４２】
各元素の変化の背後にある合理性は、次のように要約されている。
【００４３】
「Ｇ」相はＳｉリッチ相であり、従って、その形成を妨げるべく、Ｓｉは目標仕様に減らされた。Ｎｂ含有量の減少は、熱影響域において、材料が液化割れの影響を受けやすい傾向を制限する。Ａｌ：Ｔｉ比は、ガンマプライム（γ'）の安定性を高めるべく、増やされた。これが、エージングされ、より安定な母相に起因して、亀裂が防がれる主な理由である。一方、Ｔｉの低減は、７２５℃での使用において、針状のイータ（η）相を生成する材料の能力を減少させ得る。 
【００４４】
本発明者は、標準的な鍛錬用合金７４０又は７４０Ｈのケミストリが鋳造物に使用される場合、熱処理後にクラックが生じ、それが複数のＮＤＥ欠陥及びスクラップ鋳造物をもたらすことを、見いだした。
【００４５】
ＳＥＭを使った調査により、クラックは体積的な性質があり、合金の複数の粒間領域から拡大すると考えられることが見いだされた。これらの粒間の粒界領域において、ＮｂリッチＭＸの複数の粒子が存在し、これ自体が熱処理の間にクラックになる。これらの粒子が境界凝集の損失の理由であり、それが、熱処理中に応力が材料内に引き起こされる間の、クラックの原因である。更に、固溶処理後に、Ｎｂ ＭＸの部分的な溶解によって複数の粒界に沿って形成された空間は、複数の粒界においてクラックの複数の拡大場所を生成した。
【００４６】
図２は、１１００℃で均質化熱処理をした後の、鋳造Ｉｎｃｏｎｅｌ７４０Ｈ中の粒界のＳＥＭ顕微鏡写真を示す。図に示すように、２つの粒界相が存在する。本発明者は、これらがＴｉリッチＭＸ相、及びＮｂリッチＭＸ相であることを発見した。ＳＥＭ顕微鏡写真に示すように、ＮｂリッチＭＸ相は、クラックが入っている。これは、母相と、ＮｂリッチＭＸ相との間の熱膨張係数の差異に起因するものであると、考えられる。
【００４７】
析出物のクラックが起こる段階を確認し、昇温及び降温の速度を調節することによってクラックが回避され得るかどうかを立証すべく、一連の熱処理試験が成された。これらは、表４に示される。
【００４８】
【表４】
0006414787.tif 000005
【００４９】
表４の全条件において、ＮｂリッチＭＸの複数の析出物が存在し、ほとんどにクラックが入った。
【００５０】
示差走査熱量計（ＤＳＣ）の曲線図は、ＮｂリッチＭＸの溶解温度が、１３５０℃のオーダーである可能性があったことを示す。しかしながら、合金の融点は、約１４００℃である。従って、ＮｂリッチＭＸが、凝固後に、鍛錬Ｉｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０及びＩｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０Ｈ組成中に一度形成されると、その塊を溶解して、ＭＸを通るクラックを除くことは、ほぼ不可能であると考えられる。
【００５１】
従って、本発明者は、ＭＸ析出物は液体が凝固した直後に存在するので、熱処理だけによって、ＮｂリッチＭＸ粒子を鋳造合金Ｉｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０Ｈから取り除く、又は、昇温及び降温の速度を下げることによってクラックを防ぐことは不可能であると、結論付けた。実験及び熱分析によって、ＮｂリッチＭＸの溶解温度は、１３５０℃であることが見いだされた。この溶解温度は合金の融点に近接しすぎているので、この温度が利用され得ることはない。
【００５２】
上記に基づいて、本発明者は、Ｎｂ ＭＸ炭化物の形成を低減すべく、合金の組成が変更され得るかどうかを、検討した。鍛錬用合金では、鍛錬プロセスの間に、再結晶化が実現され得るという点で、粒子サイズの制御が可能である。炭化物及び他の複数の相を使用して、粒界を固定することによって、小さい粒子サイズを維持することが可能である。本発明者は、鋳造製品では、そのような粒子サイズの制御は達成可能ではないことを、理解した。と言うのは、再結晶化は機械的変形によって促進されないからである。そのため、Ｎｂ ＭＸの減少、及び潜在的に少ないＭ２３Ｃ６相によって、粒界凝集及びいくつかのγ'相の分率は低減され得るが、鋳造製品では、クラックの除去はより重要である。
【００５３】
本発明者は、熱力学モデルを使用して、複数の相の平衡分配、及び個々の元素の分離挙動を、温度の関数として計算した。
【００５４】
熱力学モデルは、バルク合金の元素濃度を示されるとき、複数の相の平衡分配、及び個々の元素の分離挙動を、温度の関数として計算する。熱力学モデルは、合金相の複数の特性を決定するのに使用される、複数の数学アルゴリズムを含む。複数の数学アルゴリズムは、注目する合金システムの熱力学データを含むデータベースを使用する。データベースは、生成エンタルピー、エントロピー、化学ポテンシャル、相互作用係数、熱容量、結晶構造など、本質的な技術データを含む。複数の熱力学計算は、ギブスの自由エネルギーの最小化に基づいている。
【００５５】
図３は、表５にあるような組成（Ｉｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０の組成式の組成に近い組成）を持つＩｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０の平衡相状態図を示し、図４は、ＭＸ相、η相、Ｍ２３Ｃ６相を強調すべく拡大した平衡相状態図を示す。
【００５６】
【表５】
0006414787.tif 000006
【００５７】
図に示すように、高温（平衡が実現される可能性がより高い）において、η相及びＭＸ相は、平衡状態にある。これらの温度から冷却すると、これらの相はそのまま留まるか、又は長期エージング後に析出し得る。
【００５８】
表６は、Ｉｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０の組成が、本発明者によってどのように変更されたかを示す。鋳造によって製品を製造するように設計された、新たな合金は、従来の鍛錬組成を越えた、いくつかの重要なケミストリの違いを有し、これによって合金をはるかにキャスタブルなものにする。
【００５９】
【表６】
0006414787.tif 000007
【００６０】
凝固後のＮｂ炭化物の形成（ＭＸ）を制限すべく、炭素及びニオブが減らされた。炭素及びニオブの濃度が低い新たな合金に関して、熱力学計算が行われた。新たな合金の平衡状態図（図５）は、複数の主要な相は標準的なＩｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０（図３及び図４に示される）とほぼ同一であることを示す。ただし、もろく、クラックを引き起こす、及び／又は使用中にクリープ強度を損なうイータ相は、取り除かれた。また、下記に示されるように、最大０．０２０％までの炭素含有量、かつ最大０．５０％までのＮｂ含有量の本発明の合金には、所望の複数の特性が存在する。
【００６１】
Ｎｂ減少による更なる複数の利点は、以下のとおりである。ａ）Ｎｂは分離に対して高い潜在能力を有する元素なので、合金は、大断面において分離する傾向がより低くなる。これは、鋳造合金７４０の非平衡分離傾向を示すシェイルの計算である、図１４に示される。ｂ）Ｎｂの減少は、製品に溶け込む大気中の窒素の可溶性を低くして、特殊プロセスを有しない標準的な製品によって実現されるよりも、低い窒素レベルが実現されることを可能にする。
【００６２】
図５は、表６の新たな合金組成式１の平衡相状態図であり、当該合金の主要相の熱力学的予測が、合金７４０Ｈと類似であることを示す。ただし、イータ相は完全に取り除かれている。
【００６３】
図６は同一の熱力学モデルを使用して、本発明の合金中のＭＸ相の組成を予測する。本発明の合金のＭＸの組成は、標準的なＩｎｃｏｎｅｌ７４０Ｈ（登録商標）の組成と異なる。本発明の合金は、９００℃上回る温度で０．０１未満のＮｂの質量分率増加を有し、Ｔｉの質量分率は３００℃から融点までほぼ一定である。従って、予測されるＭＸの合計質量分率は、著しく減少する。
【００６４】
イータ相は有害であるため、さらにＮｂの減少によって、７４０Ｈと比べて、鋳造合金では減らされている。
【００６５】
Ｎｂ濃度の減少に起因して、従来の鍛錬用合金などＮｂ含有量がより高い場合と比べて、本発明の合金では、ガンマプライム（γ'）分率が低下している。Ｎｂは、（γ'）（Ｎｉ３Ａｌ）において、Ｔｉと同じようにＡｌの代わりになる。鍛錬用合金７４０及び７４０Ｈは、約２１％のガンマプライム（γ'）を含む。このレベルの析出において、高レベルのＭＸ析出と共に、本発明者は、鋳造合金では、室温の延性が非常に低いことを見いだした。これは、合金が使用されるプラントが、運転停止と運転開始との間を、熱的に繰り返すとき、及び、使用中に例えば溶接によって修復が必要とされるときに、検討する重要な要因である。従って、本発明の合金では、ガンマプライム（γ'）は、延性が最終的なクリープ強度とバランスが取れるレベルまで、好ましくは増大される。
【００６６】
好適な実施形態において、アルミニウム及びチタンの合計質量％が、確実に２．８質量％、好ましくは２．９質量％より大きい又はそれと等しくなることによって、及び／又は、Ｔａの総量が確実に０．１３〜０．１７質量％になることによって、及び／又は、０．２３〜０．２７質量％の量で存在するＮｂの量を有することによって、及び／又は、Ｍｏの量を０．２３〜０．２７質量％に増大させることによって、ガンマプライム（γ'）の量は、増大させられる。
【００６７】
本発明の合金は、質量％単位で、２４．０〜２６．０％のＣｒ、１９．０〜２２．０％のＣｏ、１．００〜１．６０％のＡｌ、１．００〜１．６０％のＴｉ、最大１．５０％までのＦｅ、最大０．０２０％までのＣ、最大０．４０％までのＳｉ、最大０．５０％までのＭｎ、最大０．５０％までのＣｕ、最大０．５０％までのＭｏ、最大０．５０％までのＮｂ、最大０．００５％までのＢ、最大０．０３％までのＺｒ、最大０．１０％までのＶ、最大０．０２％までのＭｇ、最大０．２５％までのＴａ、最大０．０１０％までのＳ、最大０．０１５％までのＰ、最大０．２０％までのＷ、最大０．０２％までのＣａ、最大０．０５％までのＮ、最大８０ｐｐｍまでのＺｎ、最大６０ｐｐｍまでのＳｎ、最大２０ｐｐｍまでのＰｂ、及び、バランスＮｉ及び複数のトレース添加物及び複数の不純物から成る合金から成る。
【００６８】
「から成る」という用語は、１００％の組成が言及されており、付加的な構成要素の存在は除外されることを示すべく、本明細書中に使用される。その結果、割合を合計すると１００％になる。
【００６９】
本発明の組成の合理性は、以下に明示される。全ての量は、別途記載がない限り、質量％である。
【００７０】
ニッケル：バランス。
【００７１】
これは、材料のケミストリのバランスを形成する母相元素であり、多種多様な二次要素に対する良好な可溶性を有し、その結果として、容易に合金化され得る。面心立方（ＦＣＣ）のニッケル格子は、固溶及び析出強化メカニズムの両方に適合している。
【００７２】
クロム：２４．０〜２６．０質量％、好ましくは２４．５〜２５．０質量％。
【００７３】
クロムは、高温腐食下で、下にある合金を過度の腐食攻撃から効果的に保護する表面層（Ｃｒ２Ｏ３）を速やかに形成することによって、きわめて重要な耐腐食性を合金に提供する。また、クロムは、低い温度において、合金の耐腐食性をさらに高める、表面アルミナ層の形成を促進する。Ｍｇ（最大０．０２％まで）及びＳｉ（最大０．４％まで）と共に、スケールの保護的性質はさらに一層高められ、より高い温度に対して効果的になる。これらの微量元素の機能は、スケール付着、スケール密度、及びスケールの分解耐性を高めることである。
【００７４】
クロムは、Ｎｉとの原子パラメータの不一致に起因して、母相への軽度の固溶強化効果を有する。
【００７５】
Ｃｒの最小レベルは、高温において、α−クロミアスケールの形成を確実にするように選択される。このＣｒのレベルは、約２４．０％、好ましくは２４．５％である。僅かにこれより高いＣｒレベルは、α−クロミアの形成を加速するが、スケールの性質を変化させることはない。Ｃｒの最大レベルは、合金の安定性によって決定される。このＣｒの最大レベルは、約２６．０％、又はより良好には２５．０％であることが見いだされた。
【００７６】
コバルト：１９．０〜２２．０質量％、好ましくは１９．５〜２０．５質量％。
【００７７】
Ｃｏ添加の主目的は、複数のγ'析出物の可溶性を改善することによって、間接的に固相線温度を上昇させ、続いて、合金の使用温度を上昇させることである。この上昇は、合金のγ'体積分率を上げ、さらに強化効果を及ぼすので、１９．０％より大きい、望ましくは１９．５％より大きい量が使用される。
【００７８】
ニッケルの原子サイズと類似のコバルトの原子サイズは、母相に対するコバルトの固溶強化効果を制限し、及びコストに起因して、量は２２．０％又はそれより少なく、望ましくは２０．５％又はそれより少なく制限される。
【００７９】
アルミニウム：１．００〜１．６０質量％、好ましくは１．２０〜１．５５質量％、より好ましくは１．４０〜１．５５質量％。
【００８０】
アルミニウムは、複数のγ'析出物を分配（ｐａｒｔｉｔｉｏｎ）する主要な合金元素である。主要なγ'形成元素として、Ａｌはγ'体積分率、及びその結果として、合金の析出強化に直接的な影響を有するので、Ａｌは少なくとも１．００質量％、望ましくは少なくとも１．２０質量％、より望ましくは少なくとも１．４０質量％の量で存在する。
【００８１】
アルミニウムは、高温腐食下で、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）表面保護層を形成することによって、合金に耐腐食性を提供する。過度のアルミニウム量は、合金の延性を低減させ得るので、その量は、１．６０質量％又はそれより少なく、望ましく１．５５質量％又はそれより少なく制限される。
【００８２】
チタン：１．００〜１．６０質量％、好ましくは１．２０〜１．５５質量％、より好ましくは１．４０〜１．５５質量％。
【００８３】
チタンは別の主要なγ'形成元素であり、γ'相を分配する傾向もあるので、Ｔｉは少なくとも１．００％、望ましく少なくとも１．２０％、より望ましくは少なくとも１．４０％の量で存在する。
【００８４】
１．６０％を上回る量のＴｉは、母相の延性低下をもたらす内部酸化を起こしやすい。好ましくは、Ｔｉは１．５５％より少なく存在する。
【００８５】
チタンは、アルミニウムと類似の析出強化効果を分担する。
【００８６】
Ｎｂ含有量減少によるガンマプライム（γ'）分率の減少をさらに補償すべく、新たな合金では、Ａｌ及びＴｉの質量％が増やされる。表１３は、提案された新たな組成式に詳述されるように、バランスケミストリ（ｂａｌａｎｃｅ  ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ）とともに、推定ガンマプライム（γ'）分率にもたらす、Ａｌ＋Ｔｉ質量％の増加の影響を示す。Ｇ１３０は、表１４のようになる。望ましくは、Ａｌ＋Ｔｉ質量％は、２．８質量％より大きい又はそれと等しい、より望ましくは２．９質量％より大きい又はそれと等しい、又は、さらに３．０質量％より大きい又はそれと等しい。大気中で注入する間の酸化の可能性を低減すべく、Ａｌ＋Ｔｉ質量％は、好ましくは３．１５質量％より少なく、又はより好ましくは３．０５質量％より少なく保持される。
【００８７】
ニオブ：０．００〜０．５０質量％、好ましくは０．２０〜０．３０質量％、さらに一層好ましくは０．２３〜０．２７質量％。
【００８８】
ニオブは、γ'相の形成を促進するが、Ａｌ及びＴｉと比べると、その程度は少ない。本発明は、合金中のＮｂレベルを、０．５０％又はそれより少なく、又は０．５０％より少なく、又は好ましくは０．４０％より少なく低減する。Ｎｂの存在は、γ'の体積分率の増大をもたらすので、０．１５％又はそれより大きいレベル、より望ましくは少なくとも０．２０質量％のレベル、又は少なくとも０．２３質量％でさえ、望ましくなり得る。
【００８９】
Ｎｂ低減の主要な利点は、ＮｂリッチＭＸ（ＮｂＣ）の析出を防ぐことである。別の利点は、イータ相の形成傾向を低減することである。また、Ｎｂは大断面の鋳造物において、高い分離傾向を有するので、その濃度を制限することで、この傾向の低減に役立つ。本発明では、ＮｂリッチＭＸを形成することなく、又は使用中に有害なイータ相析出傾向を有することなく、最大０．３０質量％までのＮｂ量が、ガンマプライム（γ'）体積分率に所望の微増を生じさせる。しかしながら、０．４９％まで、又は０．４０％まで、より好ましくは０．３０％、最も好ましくは０．２７質量％までのＮｂの最大量は、ＭＸの析出のいかなる可能性も低く保つには、好ましい。
【００９０】
炭素：０．０００〜０．０２０質量％、好ましくは０．００５〜０．０１５質量％。
【００９１】
炭素は、複数の粒界領域を分配する合金元素である。その主要な機能は、他の複数の合金元素と様々な炭化物を形成し、増大した粒界凝集を提供することである。本発明の合金で予測された炭化物は、Ｍ２３Ｃ６およびＭＸである。また、炭素は母相内に分散されると、適度な固溶強化を有する。
【００９２】
０．０２０質量％の上限は、特に、ニオブも減らされるときに、ＮｂリッチＭＸの形成を制限する。本発明者は、０．０２％を超える炭素レベルは、鋳造物内に、特に１００ｍｍを上回る断面寸法内に、許容できないレベルのＮｂ ＭＸをもたらすことになることを見いだした。好ましくは、炭素は、複数の粒界炭化物を実現し、それにより粒界凝集を増大させ、母相に分散されるときに一定の固溶強化を提供すべく、少なくとも０．００５質量％の量で存在する。好ましくは、炭素は、粒界における過度の炭化物析出を回避すべく、０．０１５質量％又はそれより少ない量で存在する。
【００９３】
ホウ素：０．０００〜０．００５質量％、ジルコニウム：０．０００〜０．０３質量％。
【００９４】
ホウ素及びＺｒは、炭化物の粗大化を抑制し、その結果として粒界強度を増大させるべく、添加され得る。クリープ強度及び延性は、これらの元素の添加によって、増大する。ホウ素の添加は、粒界スライド耐性を改善する。
【００９５】
マンガン：０．００〜０．５０質量％、好ましくは０．１５〜０．４５質量％。
【００９６】
マンガンは、合金の凝固範囲を低減させることによって、合金の溶接性を改善する。そのため、Ｍｎは、最大０．５０質量％まで、好ましくは少なくとも０．１５質量％、存在する。しかしながら、マンガンは保護スケールの完全性を低減するので、好ましくは０．４５質量％又はそれより少ない最大量で存在する。
【００９７】
シリコン：０．００〜０．４０質量％、好ましくは０．１０〜０．２５質量％。
【００９８】
シリコンは、炭化物のモホロジーを制御し、耐腐食性に有益であり得る。Ｓｉレベルが高過ぎる場合、次にこれはＧ相形成を促進し得る。
【００９９】
更に、過度のＳｉ量は、延性、靱性、及び加工性の損失に寄与し得る。従って、Ｓｉは、モホロジー及び炭化物含有量の制御を利用するとともに、延性、靱性、及び加工性の損失を制限すべく、好ましくは、最大０．４０質量％まで存在する。好ましい範囲は、０．１０〜０．２５質量％である。
【０１００】
モリブデン：０．００〜０．５０質量％、好ましくは０．２０〜０．３０質量％、より好ましくは０．２３〜０．２７質量％。
【０１０１】
本発明は、Ｍｏ含有量を、その分離傾向、及びＭｏリッチの析出物（炭化物）を形成する能力に起因して、０．５０％に制限する。Ｍｏは、母相の固溶強化に寄与する。Ｍｏはガンマ（γ）母相、Ｍ２３Ｃ６、及びガンマプライム内に、主に分配される。Ｍｏはガンマ母相の固溶強化、及びガンマプライムの微増に寄与し、従って好ましくは、０．２０〜０．３０質量％の範囲内、より好ましくは０．２３〜０．２８質量％、理想的には０．２５質量％で添加され、Ｎｂの除去による強度損失を克服すべく補償を行う。図１６は、ガンマプライム（γ'）質量％の増大への、予測されるＭｏの小さいが有益な効果を示す。
【０１０２】
鋳造は鍛錬用合金と同程度に均質化され得ないので、鋳造合金中に分離する複数の元素への更なる制限は、鍛錬用合金と比較するとより重要である。
【０１０３】
窒素：０．００〜０．０５質量％、好ましくは最大０．０３質量％。
【０１０４】
チタンは最も有力な窒化物形成元素なので、窒素と容易に結合して、ＭＸを形成する。残留窒素を最小に維持することによって、ガンマプライムγ'質量分率に逓減効果を有する、不要なＭＸの形成が防がれる。
【０１０５】
硫黄及びリンは、不要なトレース元素であり、Ｎｉ合金の複数の粒界に分配する。従って、これらの元素は、粒界強度に影響しないように、低レベルに望ましく制御される。
【０１０６】
硫黄は、望ましくは、最大０．０１０質量％、好ましくは最大０．００５％、理想的には０．００１質量％より少なく又はこれと等しく制御され、リンは、最大０．０１５質量％、好ましくは最大０．０１０％に制御される。
【０１０７】
亜鉛、スズ、鉛は低融点構成物質であり、これらの存在が粒界凝集に影響し得るので、Ｎｉ合金中のトランプ元素と見なされる。望ましくは、これらの元素は、８０ｐｐｍのＺｎ、６０ｐｐｍのＳｎ、及び２０ｐｐｍのＰｂに制限され、より望ましくは、３０ｐｐｍのＺｎ、５０ｐｐｍのＳｎ、及び１０ｐｐｍのＰｂに制限される。
【０１０８】
タンタルは、Ｎｉ合金中の炭化物形成元素であり、望ましくは最大０．２５％に制限される。本発明者は、実行されたシミュレーションに従って、タンタルは０．１５質量％の添加で、０．２％だけガンマプライム（γ'）質量分率を増大させることを、理解した。また、Ｔａは、ガンマ（γ）及びガンマプライム（γ'）中に分配するだけであることが、複数の平衡計算から分かる。従って、Ｔａの添加は、不要なＭＸの増大に影響しないであろう。従って、本発明の合金では、好ましくは、Ｔａは０．１０〜０．２０質量％、より望ましく０．１３〜０．１７質量％のレベルで存在する。図１５は、ガンマプライム（γ'）質量％へのタンタルの影響を示す。
【０１０９】
銅は、本発明の意図された添加物ではなく、残留物と見なされ、従って、０．５０質量％、好ましくは０．１０質量％に制限される。
【０１１０】
鉄はいくつかの固溶強化特性を有するが、本発明では１．５０質量％、好ましくは１．００％、より好ましくは０．８０％より少なく制限され、残留物と見なされる。
【０１１１】
バナジウム及びタングステンは、本発明では意図して添加されず、以下の値に制限される。Ｗは、最大０．２０質量％、望ましくは最大０．０５質量％。バナジウムは、最大０．１０質量％、望ましくは最大０．０５質量％。
【０１１２】
マグネシウムは、脱酸素剤又は脱硫黄剤として使用され得る。Ｍｇレベルは、合金内に最大０．０２質量％まで許容され得る。しかしながら、鋳造合金では、大気中で鋳造するとき酸化膜を生じさせる傾向に起因して、好ましくは、０．０１質量％に制限されるべきである。
【０１１３】
カルシウムは、脱硫黄剤及び脱酸素剤として添加され得る。この点において、最大０．０２質量％まで、望ましくは最大０．０１質量％までに限って、許容される。
【０１１４】
特性評価中の鋳造合金に存在する主要相のリスト。
【０１１５】
母相：ガンマ（γ）。
【０１１６】
合金母相は、最大２０％までのγ'を有するγ（ガンマ）から成る。
【０１１７】
ガンマプライム（γ'）。
【０１１８】
γ'相は、合金に強固な析出強化を提供する。
【０１１９】
ＭＸ
【０１２０】
０．５０％より少なく又はさらに低くＮｂ含有量を減少させ、及び炭素含有量を低減させることは、ＮｂリッチＭＸが形成されないことを意味する。従って、ＭＸ質量分率は、合金７４０及び７４０Ｈの場合より低くなる。
【０１２１】
Ｍ２３Ｃ６は、多くの他のニッケルをベースとする超合金でのように、粒界に沿って、通例生じるＣｒリッチの析出物である。それは、より低い温度のエージングの作用として析出する。
【０１２２】
シグマ：従来この相はＣｒ含有量が高く、低い温度の相である。
【０１２３】
シグマは、本発明における固溶処理条件及びエージングでは、検出されなかった。
【０１２４】
Ｍ３Ｂ２：未検出。
【０１２５】
鋳造業では、大断面鋳造として固溶強化合金を成功裏に製造することは、現在製品化されている。
【０１２６】
ガンマプライム（γ'）強化合金では、これらの合金が比較的新しいので、これらの新材料を鋳造する世界的な経験がほとんどなく、利用可能な鋳造仕様もない。
【０１２７】
これらの合金に、特別の配慮が以下に望ましく与えられる。
【０１２８】
ａ）溶融手法：Ｎｉ合金の溶融手法は、従来の鋼鉄製造と多くの点で異なる。複数の揮発性合金元素の酸化を防ぐべく、特殊な技術が使用され得る。ＶＯＤ、ＶＯＤＣ、又はＡＯＤ溶融が、複数の大型コンポーネントの製造のために用いられる。
【０１２９】
ｂ）注入技術：チタン及びアルミニウムと合金化され、大気中で注入されるＮｉ合金は、望ましくは、鋳造物の表面の複数の酸化欠陥を防ぐよう注意して注入される。
【０１３０】
ｃ）凝固：Ｎｉ合金の凝固特性は鋼鉄とは全く異なり、従来の方法技術は、単に許容できる品質の鋳造物を製造することにおいて、満足のいくものではないことが多い。本発明の合金とともに使用され得るニッケル合金を鋳造するプロセスが、国際公開第２００９／１３０４７２号に開示されている。
【０１３１】
ｄ）熱処理：本発明の合金は、理想的には固溶処理によって熱処理され、続いて水焼き入れ、空冷、又は断面寸法が許容されれば静止空気冷却などで冷却される、又は特定の用途に対しては熱処理せずに「鋳造のまま」である。特殊な均質化技術が、特定の複数の断面寸法に対して用いられ得る。
【０１３２】
従って、本発明は、７００℃を上回る温度で高い応力破断強度を有し、かつ鋳造物として鋳造され得る、析出硬化型超合金用の新たな合金組成を提供する。従って、本発明の合金は、鋳造プロセスを使用した、複数の蒸気タービンケーシング、バルブ、及び（補助的な）バルブコンポーネントの製造のための、又は７００℃を上回る高温、強度、耐腐食性が所望される任意の他の用途のための使用に理想的である。一実施形態では、５００〜８５０℃、望ましく６５０〜７５０℃で動作するためのバルブ又はバルブコンポーネントに合金が使用される。（補助的な）バルブコンポーネントは、ボンネット、カバー、ベンド、又はエルボーなどのコンポーネントであってよく、発電所内で高温において動作し得る。以下の表７及び表８は、本発明を要約する。
【０１３３】
トランプ元素：（最大値）
【０１３４】
Ｚｎ：最大８０ｐｐｍ、望ましくは最大３０ｐｐｍ、Ｓｎ：６０ｐｐｍ、望ましくは最大５０ｐｐｍ、Ｐｂ：最大２０ｐｐｍ、望ましくは最大１０ｐｐｍ
【０１３５】
【表７】
0006414787.tif 000008
【０１３６】
【表８】
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【０１３７】
本発明は、樹脂結合された粒子状物質が型を作成するために使用される砂型（ｓａｎｄ  ｍｏｕｌｄｉｎｇ）鋳造技術を使用して典型的に作成されるものなど、一度限りの鋳造物に特に適用できる。砂型の粒子状物質は、例えば、砂、ジルコン、溶融石英、アルミナ、マグネシア、セラミック球、又はクロマイト、又はそれらの任意の組み合わせであってよい。例えば、合金は、例えば発電所で使用される高圧蒸気タービンケーシング、又はバルブを、鋳造によって製造するために使用され得る。最新の先進超々臨界圧タービンでは、コンポーネントの動作温度が７００℃を超える。
【０１３８】
一連の熱力学的予測が成され、そこに表９にあるような、全ての主要元素の組成式がある。結果は、図７〜１３、及び表１０〜１２にある。
【０１３９】
【表９】
0006414787.tif 000010
【０１４０】
図７は、０．０１５％の固定炭素含有量における、４００〜１６００℃の最大γ'含有量の変化をｘ軸に、Ｎｂ含有量の変化をｙ軸にして示す。 Ｉｎｃｏｎｅｌ（登録商標）７４０及び７４０Ｈ（炭素０．０１５％と仮定）は、それぞれ２１％及び１９．７％のγ'含有量を有するが、０．５％のＮｂ含有量を有する本発明は、約１８％のγ'含有量を有し、０．２５％のＮｂ含有量では約１７％のγ'含有量を有す。こうして、本発明の合金は、良好な複数の析出硬化特性を持つ。
【０１４１】
図８は、０．２５％の固定Ｎｂ含有量における、８００〜１３５０℃の間のＮｂ ＭＸ相の最大質量％の変化をｙ軸に、炭素の質量％の変化をｘ軸に示す。図に示すように、０．０１５％より少ない炭素含有量において、Ｎｂ ＭＸの質量分率は０である。これが、好ましいＣの上限レベルが０．０１５％又はそれより少ない理由である。しかしながら、最大０．０２％までの炭素レベルでさえ、Ｎｂ ＭＸは０．０２質量％より少なく存在するだけである。図９は、図８と類似である。ただし、図９はグラフ上部のｘ軸にＮｂ含有量、グラフ下部のｘ軸にＣ含有量をプロットすることによって、Ｎｂ及びＣ含有量の複合効果を示す。左側に多量のＮｂ ＭＸのが存在するが、Ｎｂ及びＣの両方とも減らされるにつれて、Ｎｂ ＭＸのレベルは減少する。０．４３％及びそれより少ないＮｂ含有量、かつ０．０１５％及びそれより少ないＣ含有量において、生じるＮｂ ＭＸは非常に少ない、又は全くないことが予測される。
【０１４２】
熱力学計算が示すことは以下のとおりである。
【０１４３】
１）イータ相は、炭素を０．０１８％まで又はそれより低く減らすことによって、かつＮｂを０．５４まで又はそれより低く減らすことによって、本発明の合金から完全に取り除かれる。
【０１４４】
２）本発明では、Ｎｂ ＭＸは、炭素を０．０１５％又はそれより低く、Ｎｂを０．４３％又はそれより低くすると完全に取り除かれ、ガンマプライムは１７％と予測される。
【０１４５】
図１０〜１３は、Ｎｂ ＭＸ及びＴｉ ＭＸへの炭素含有量の低減効果を示す。全てのグラフは０．２５％のＮｂ含有量を仮定し、炭素含有量は、図１０、１１、１２及び１３に対して、それぞれ０．０４６％、０．０３６％、０．０２９％、及び０．０１５％である。これらの図に示すように、ＭＸ相中のＮｂの量（及び全体のＭＸの一部としてのＮｂ ＭＸの量）は、Ｎｂ含有量が減らされるにつれて、減少する。
【０１４６】
Ｎｂ及びＣの両方は、大断面の鋳造物にクラックが入ることが示されたＮｂＣが、生じるかどうかを決定する上で重要である。そのため、本発明にあるように、Ｎｂ及びＣの含有量を低く維持することが有益である。
【０１４７】
表１０〜１２は、変化するＮｂ及びＣの含有量を有する、表９（図７〜１３と同様）の組成に基づいた熱力学計算の結果を示す。これらの表は、任意のＭＸ相中のＴｉ及びＮｂの最大量、並びに８００〜１３５０℃の温度範囲におけるイータ相の最大量を示す。＊が付けられた複数の例は、本発明の範囲外である。
【０１４８】
【表１０】
0006414787.tif 000011
【０１４９】
【表１１】
0006414787.tif 000012
【０１５０】
従って、ＣはＭＸの組成分配に最も大きな影響を及ぼすため、望ましくは、より少ないＣが選択される。
【０１５１】
【表１２】
0006414787.tif 000013
【０１５２】
Ｎｂが０．６２重量％に増加するとイータ相が現れ、Ｎｂが０．２５重量％から１．８６重量％に増加すると、ガンマプライムの割合が１７％から２１％に増加することが、分かり得る。
【０１５３】
従って、Ｎｂは、ガンマプライム及びイータ相に最も大きな影響を及ぼす。
【０１５４】
イータ相は、Ｃが０．０１８％及びそれより低い組成、かつＮｂが０．５４％及びそれより低い組成の場合に、完全に消滅する。Ｔｉ及びＮｂの分布線は、０．０１５％及びそれより低いＣ、かつ０．４３％及びそれより低いＮｂの組成において、ほぼ平坦である。計算中に、ガンマプライムの分率は、Ｎｂの含有量が減少するにつれて、２０％から１７％に減少する。
【０１５５】
図７〜１３及び表１０〜１２は、ＣがＮｂより大きい影響をＭＸに及ぼすことを示し、Ｃが増えるほど、予測によるＮｂＣが増える。また、Ｎｂはイータ相及びガンマプライムに影響を及ぼし、イータ相及びガンマプライムの割合は、Ｎｂ含有量の増加とともに増加する。従って、Ｃを低含有量（実用性に応じて）に維持すると同時に、適切なＮｂ含有量を選択することが、十分なガンマプライムをもたらし、かつイータ相もなくなる。
【０１５６】
図７〜１３及び表１０〜１２から、０．０２％又はそれより低い炭素の最大量、かつ０．５％又はそれより低いＮｂの最大量が、イータ相を除去しＮｂ ＭＸの量を非常に低いレベルに維持するために見いだされ得る。０．２５％もしくはそれより低いＮｂ含有量、又は０．０１５％もしくはそれより低いＣ含有量において、イータ及びＮｂ ＭＸの存在は取り除かれる。
【０１５７】
本発明者は、γ'の分率の微増は合金の強度を増大させ得て、それは、ＭＸ析出の減少に起因して延性に悪影響を及ぼすことなく、現在では実現され得ることを理解した。γ'の分率の増加を実現すべく、本発明者は、合金中のＴｉ及びＡｌの総量の影響を調査した。表１３は、室温での平衡シミュレーションの結果を示す。その中で、Ｔｉ及びＡｌの量は変えられ、さもなければ、組成は表１４の合金Ｇ１３０と等しい。
【０１５８】
【表１３】
0006414787.tif 000014
【０１５９】
Ａｌ含有量を１．４３質量％に、Ｔｉ含有量を１．５２質量％に増やすことによって、ガンマプライム（γ'）は１０％だけ増大され得ることが分かる。
【０１６０】
表１３の結果によれば、長期使用エージング中にイータ（η）相の析出を防ぐために、Ｔｉを最大１．６質量％に維持しつつ、Ａｌ＋Ｔｉは２．８質量％以上、より好ましくは２．９質量％以上であることが望ましい。
【０１６１】
新たな合金中の予測ガンマプライム（γ'）分率の減少を補うことに更に役立てるべく、最大０．２５質量％までの許容レベルで、０．１５質量％のＴａが添加される。これは、図１５に示すように、ガンマプライム（γ'）質量％を増大させる効果を有する。ここで、ガンマプライム（γ'）質量％は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＭｏを表６に詳述されたような提案された組成式１に維持しながら、Ｔａ（質量％）の増大に対してプロットされた。ガンマプライム（γ'）分率は、０．１５質量％のＴａの添加で０．２％だけ増える。計算から、Ｔａはガンマ（γ）及びガンマプライム（γ'）中に分配するだけである。従って、Ｔａの添加は、ＭＸの増大に何の影響もない。
【０１６２】
表１４は、本発明の範囲内に含まれる３つの試験合金の組成式を質量％で示す。一番右側の列は、それぞれの合金の推定質量分率γ'を示す。
【０１６３】
【表１４】
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【０１６４】
Ｇ１３０融成物が最初に製造され、試験された。主な目標は、高品質のタービンコンポーネントに必要とされ得るような、材料の微細構造的な完全性を、薄い断面から厚い断面まで保証することである。合金Ｇ１３０は、合金７４０Ｈから炭素含有量を低減し、Ｎｂを除去することは、粒間クラック及び体積的欠陥が除去されるような程度に、ＭＸ析出を低減することを示す。
【０１６５】
Ｇ１３０合金は、Ｇ１３０Ａ及びＧ１３０Ｂより低い強度を有するが、これはより低いγ'質量分率によってもたらされたと考えられる。Ｇ１３０Ａ及びＧ１３０Ｂは、ＭＸの大部分を合金母相に（特に大断面に）添加することなく、これに対処する。
【０１６６】
Ｇ１３０を超えるγ'分率の増大は、名目上０．２５質量％のＮｂ（Ｇ１３０Ａ組成）の導入によって、及びＡｌ＋Ｔｉの合計含有量を２．８質量％以上に更に増大、及び名目上０．１５質量％のＴａ（Ｇ１３０Ｂ組成）を添加することによって実現された。図７はγ'質量分率へのＮｂの影響、表１３はγ'質量分率へのＡｌ＋Ｔｉの影響、図１５はγ'質量分率へのＴａの影響を示す。全ての試験中、Ｍｏは目的のある添加物であり、０．２５質量％のレベルまで添加された。図１６は、γ'質量分率へのＭｏの影響を示す。
【０１６７】
表１５は、Ｇ１３０、Ｇ１３０Ａ，及びＧ１３０Ｂの間の組成及び特性における主な違いを要約する。
【０１６８】
【表１５】
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【０１６９】
表１６及び表１７は、１００ｍｍ及び２００ｍｍの厚さの断面を持つ合金Ｇ１３０、Ｇ１３０Ａ、及びＧ１３０Ｂの、室温及び高温の機械的特性を詳述する。引張試験に対するＵＴＳ、降伏強度、伸長、断面減少率、及び室温試験の場合におけるシャルピー試験の結果が与えられる。
【０１７０】
【表１６】
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【０１７１】
【表１７】
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【０１７２】
図に示すように、Ｇ１３０Ｂの機械的特性は、Ｇ１３０の機械的特性より優れたＧ１３０Ａの機械的特性より優れている。
【０１７３】
図１７は、鋳造物として製造された他の複数の析出硬化Ｎｉ合金と比べた、Ｇ１３０Ｂ、Ｇ１３０Ａ，及びＧ１３０合金の厚い断面の引張強度の利点を示す。本発明の合金は、鋳造合金２８２、２６３および７４０Ｈと比べて試験された２００ｍｍ断面において、改善されたＵＴＳを有する。一方、試験された本発明の複数の合金は、１００ｍｍ断面において、合金２８２、２６３および７４０Ｈに匹敵する。しかしながら、２６３及び２８２合金では、それらの伸長及び断面減少率の特性がはるかに劣り、これらの材料を処理、溶接補修、製造することを非常に難しくしている。このことは、これらの材料が特定の最大断面寸法の限度を有することを意味し得る。
【０１７４】
図１８は、本発明の複数の合金の室温における降伏強度を詳述する。降伏強度は、他の複数のＡ−ＵＳＣ鋳造合金候補に匹敵する。
【０１７５】
合金２６３は、長期使用時の不安定性を欠点として持ち得るが、７５０℃のＡ−ＵＳＣ用途用の候補として知られている。当該材料は、他の複数の析出硬化Ｎｉ合金と比べて全般的に良好な延性、及び良好な複数の溶接能力特性で、概して知られている。しかしながら、図１９は、鋳造物として鋳造されるとき、当該材料の大断面の延性は、Ｇ１３０Ｂ合金と比べて劣ることを示す。一方、図１８が示すように、本発明の合金の室温での強度は、合金２６３に匹敵する、又はそれより高い。
【０１７６】
図２０は、他の複数の鋳造Ｎｉ合金と比べた、短期試験後の、合金Ｇ１３０及びＧ１３０Ｂの応力破断性能を示す。これは、合金Ｇ１３０は固溶強化合金より良好に機能するが、予想されたように、他の複数の析出強化合金より低い強度であることを示す。しかしながら、合金Ｇ１３０は、合金２６３、７４０、及び２８２で問題となり、大断面鋳造物としてそれらの合金の使用を妨げる大断面での微細構造のクラックを欠点として持たないので、使用に適している。また、Ｇ１３０は、標準組成の合金７４０及び合金２６３で問題となる、使用中の好ましくないイータ相の形成を欠点として持たない。図２０のＧ１３０Ｂ（好ましい合金範囲）の結果は、Ｇ１３０より高い応力破断強度を示し、応力試験の結果は、鋳造合金２６３のスキャッタバンド内に近接している。しかしながら、鋳造合金２６３、７４０、及び２８２のデータは、非常に小さい７ｋｇの鋳造物から取られており、本来の厚い断面のコンポーネントでの応力破断強度を表わさないことは、留意されるべきである。２６３、７４０、及び２８２が、より大きい試験片サイズ、例えば５００ｋｇを超える鋳造物で試験されたとき、非常に劣った微細構造粒界の完全性に起因して、ほとんどの応力破断サンプルは早期に、又はローディング中にさえ壊れた。
【０１７７】
しかしながら、Ｇ１３０及びＧ１３０Ｂの結果は、適切な大きい試験材料からのものであり、従って、本来のコンポーネント特性に関する。更に、早期故障は全く認められなかった。
【０１７８】
図２１は、本発明の範囲内の２つの合金（Ｇ１３０及びＧ１３０Ｂ）の異なる断面寸法に対する、短期応力破断対ラーソンミラーパラメータを詳述する。グラフは、Ａ−ＵＳＣの目標基準である７００℃、１００，０００時間で８０Ｍｐａが、試験された全ての材料で明瞭に満たされ得ること、及びサンプルがいまだに試験中のＧ１３０Ｂ融成物（好ましい組成）は、７５０℃、１００，０００時間の用途で８０ＭＰａを実現する可能性があるように見えることを示す。
【０１７９】
図２２は、鋳造及び熱処理後の合金Ｇ１３０Ｂの粒界のＳＥＭ顕微鏡写真であり、ＭＸ炭化物析出物が全く存在しないことを示す。ここで、本実施形態に係る発明の例を項目として記載する。
［項目１］
質量％単位で、２４．０〜２６．０％のＣｒ、１９．０〜２２．０％のＣｏ、１．００〜１．６０％のＡｌ、１．００〜１．６０％のＴｉ、最大１．５０％までのＦｅ、最大０．０２０％までのＣ、最大０．４０％までのＳｉ、最大０．５０％までのＭｎ、最大０．５０％までのＣｕ、最大０．５０％までのＭｏ、最大０．５０％までのＮｂ、最大０．００５％までのＢ、最大０．０３％までのＺｒ、最大０．１０％までのＶ、最大０．０２％までのＭｇ、最大０．２５％までのＴａ、最大０．０１０％までのＳ、最大０．０１５％までのＰ、最大０．２０％までのＷ、最大０．０２％までのＣａ、最大０．０５％までのＮ、最大８０ｐｐｍまでのＺｎ、最大６０ｐｐｍまでのＳｎ、最大２０ｐｐｍまでのＰｂ、及び、バランスＮｉ及び複数の不純物から成る合金。
［項目２］
０．５０％より少ないＮｂ、又は０．４９％より少ないＮｂ、好ましくは０．４０％より少ないＮｂから成る、項目１に記載の合金。
［項目３］
最大０．２５％までのＮｂ、好ましくは最大０．１５％までのＮｂから成る、項目１又は２に記載の合金。
［項目４］
０．２０〜０．３０％のＮｂ、好ましくは０．２３〜０．２７％のＮｂから成る、請求項１に記載の合金。
［項目５］
最大０．０１５％までのＣから成る、項目１から４の何れか一項に記載の合金。
［項目６］
０．１０〜０．２０％のＴａ，好ましくは０．１３〜０．１７％のＴａから成る、請求項１から５の何れか一項に記載の合金。
［項目７］
０．００５％又はそれより多くのＣから成る、項目１から６の何れか一項に記載の合金。
［項目８］
少なくとも２．８質量％のＴｉ＋Ａｌ、望ましくは少なくとも２．９質量％のＴｉ＋Ａｌから成る、項目１から７の何れか一項に記載の合金。
［項目９］
３．１５質量％より少ないＴｉ＋Ａｌ、望ましくは３．０５質量％より少ないＴｉ＋Ａｌから成る、項目１から８の何れか一項に記載の合金。
［項目１０］
１．４０〜１．５５％のＡｌから成る、項目１から９の何れか一項に記載の合金。
［項目１１］
１．４０〜１．５５％のＴｉから成る、項目１から１０の何れか一項に記載の合金。
［項目１２］
０．２０〜０．３０％のＭｏ、好ましくは０．２３〜０．２７％のＭｏから成る、請求項１から１１の何れか一項に記載の合金。
［項目１３］
０．１０〜０．２５％のＳｉから成る、項目１から１２の何れか一項に記載の合金。
［項目１４］
０．１５〜０．４５％のＭｎから成る、項目１から１３の何れか一項に記載の合金。
［項目１５］
２４．５〜２５．０％のＣｒから成る、項目１から１４の何れか一項に記載の合金。
［項目１６］
１９．５〜２０．５％のＣｏから成る、項目１から１５の何れか一項に記載の合金。
［項目１７］
最大０．１０％までのＣｕから成る、項目１から１６の何れか一項に記載の合金。
［項目１８］
最大１．００％までのＦｅ、好ましくは最大０．８０％までのＦｅから成る、項目１から１７の何れか一項に記載の合金。
［項目１９］
Ｍｇを含む、項目１から１８の何れか一項に記載の合金。
［項目２０］
最大０．０３％までのＮから成る、項目１から１９の何れか一項に記載の合金。
［項目２１］
最大０．００５％までのＳ、より望ましくは０．００１％のＳから成る、項目１から２０の何れか一項に記載の合金。
［項目２２］
最大０．０１０％までのＰから成る、項目１から２1の何れか一項に記載の合金。
［項目２３］
最愛０．０１％までのＣａから成る、項目１から２２の何れか一項に記載の合金。
［項目２４］
最大０．０５％までのＷから成る、項目１から２３の何れか一項に記載の合金。
［項目２５］
最大０．０５％までのＶから成る、項目１から２４の何れか一項に記載の合金。
［項目２６］
最大３０ｐｐｍまでのＺｎ，最大５０ｐｐｍまでのＳｎ、最大１０ｐｐｍまでのＰｂから成る、項目１から２５の何れか一項に記載の合金。
［項目２７］
項目１から２６の何れか一項に記載の合金を含む、鋳造製品。
［項目２８］
項目１から２６の何れか一項に記載の合金を含む、蒸気タービンケーシング又はガスタービンケーシング又はバルブ。
［項目２９］
項目１から２６の何れか一項に記載の合金を含む、バルブ又はバルブコンポーネント。
［項目３０］
上記コンポーネントは鋳造製品である、項目２８又は２９に記載の蒸気タービンケーシング又はガスタービンケーシング又はバルブ又はバルブコンポーネント。
［項目３１］
上記バルブ又はバルブコンポーネントは、５００〜８５０℃、望ましくは６５０〜７５０℃で動作する、項目３０に記載のバルブ又はバルブコンポーネント。
［項目３２］
実質的に、添付の複数の図面を参照して以上に説明されたような、及びそれらに示されたような、合金。
［項目３３］
実質的に添付の複数の図面を参照して以上に説明されたような、及びそれらに示されたような、バルブ、バルブコンポーネント、蒸気タービンケーシング又はガスタービンケーシング。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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