"質量で、C:0.01~0.1、Cr:15~25、Co:10~15、Mo:5~12、Al:0.5~2、Ti:0.3~2、B:0.001~0.006、Ta:0.05~1、Si:0.1~0.5、Mn:0.1~0.5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蒸気タービンの鋳造用Ni基合金。質量で、C:0.01~0.1、Cr:15~25、Co:10~15、Mo:5~12、Al:0.5~2、Ti:0.3~2、B:0.001~0.006、Nb:0.025~0.5、Si:0.1~0.5、Mn:0.1~0.5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蒸気タービンの鋳造用Ni基合金。質量で、C:0.01~0.1、Cr:15~25、Co:10~15、Mo:5~12、Al:0.5~2、Ti:0.3~2、B:0.001~0.006、Si:0.1~0.5、Mn:0.1~0.5、TaとNbの合計TaおよびNbは少なくとも0.01以上:0.1~1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用Ni基合金。TaとNbのモル数を合計した総モル数が、TaとNb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3記載の蒸気タービンの鋳造用Ni基合金。Alが0.5~1.4質量であることを特徴とする請求項1乃至4のいずれか1項記載の蒸気タービンの鋳造用Ni基合金。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5のいずれか1項記載の蒸気タービンの鋳造用Ni基合金。請求項1乃至6のいずれか1項記載の蒸気タービンの鋳造用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。上記したように、700°Cを超える蒸気タービンの構成部品の材料として、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。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蒸気タービンの鋳造用Ni基合金、この蒸気タービンの鋳造用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ものである。実施形態の蒸気タービンの鋳造用Ni基合金は、質量で、C:0.01~0.1、Cr:15~25、Co:10~15、Mo:5~12、Al:0.5~2、Ti:0.3~2、B:0.001~0.006、Ta:0.05~1、Si:0.1~0.5、Mn:0.1~0.5を含有し、残部がNiおよび不可避的不純物からなる。本発明では、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用Ni基合金、この蒸気タービンの鋳造用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ができる。以下、本発明の実施の形態を説明する。実施の形態における蒸気タービンの鋳造用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。M1C:0.01~0.1、Cr:15~25、Co:10~15、Mo:5~12、Al:0.5~2、Ti:0.3~2、B:0.001~0.006、Ta:0.05~1、Si:0.1~0.5、Mn:0.1~0.5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。M2C:0.01~0.1、Cr:15~25、Co:10~15、Mo:5~12、Al:0.5~2、Ti:0.3~2、B:0.001~0.006、Nb:0.025~0.5、Si:0.1~0.5、Mn:0.1~0.5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。M3C:0.01~0.1、Cr:15~25、Co:10~15、Mo:5~12、Al:0.5~2、Ti:0.3~2、B:0.001~0.006、Si:0.1~0.5、Mn:0.1~0.5、TaとNbの合計TaおよびNbは少なくとも0.01以上:0.1~1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~M3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M3のNi基合金において、TaとNbのモル数を合計した総モル数が、TaとNb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~M3の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°C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°C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、蒸気タービンの鋳造部品が高温となるのは、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°C程度となる部分であればこれに含まれる。また、上記した組成成分範囲の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、上記した本発明に係る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。1C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°C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。Cの含有率が0.01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。そのため、Cの含有率を0.01~0.1とした。また、Cの含有率を、0.02~0.08とすることがより好ましく、0.03~0.07とすることがさらに好ましい。2Cr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°C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15~25とした。また、Crの含有率を、17~23とすることがより好ましく、18~20とすることがさらに好ましい。3Co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。また、Coの含有率を12~14とすることがより好ましい。4Mo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5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、σ相析出により機械的強度を低下させる。そのため、Moの含有率を5~12とした。また、Moの含有率を、7~11とすることがより好ましく、8~10とすることがさらに好ましい。5Al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、機械的強度が従来鋼と比べて向上されず、Alの含有率が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、Alの含有率を0.5~2とした。また、Alの含有率を、0.5~1.4とすることがより好ましく、0.7~1.3とすることがさらに好ましい。6TiチタンTiは、γ’Ni3Al相中のAlと置換してNi3Al,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、Ni3Ti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。Tiの含有率を、0.5~1.5とすることがより好ましく、0.6~1.3とすることがさらに好ましい。また、上記したAlおよびTiを、AlとTiを合計AlTiした含有率が1~3の範囲で含有することで、γ’Ni3Al,Ti相を強化し、機械的強度を向上させる。AlTi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、AlTi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Ni基合金において、AlTiの含有率を1~3とすることが好ましい。また、AlTiの含有率を、1.3~2.7とすることがより好ましく、1.5~2.5とすることがさらに好ましい。7B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、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。また、Bの含有率を0.002~0.005とすることがより好ましい。8TaタンタルTaは、γ’Ni3Al,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ず、Taの含有率が1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とした。また、Taの含有率を、0.05~0.8とすることがより好ましく、0.05~0.5とすることがさらに好ましい。9NbニオブNbは、Taと同様に、γ’Ni3Al,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0.025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、Nbの含有率が0.5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0.025~0.5とした。また、Nbの含有率を、0.05~0.5とすることがより好ましく、0.1~0.4とすることがさらに好ましい。また、上記したTaとNbを合計TaNbした含有率を0.1~1とすることで、γ’相Ni3Al,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。TaNb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、TaNbの含有率が1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、TaNbの含有率を0.1~1とした。また、TaNbの含有率を0.2~0.9とすることがより好ましい。なお、TaおよびNbの双方を含有する場合、TaおよびNbは、それぞれ少なくとも0.01以上含有される。さらに、TaとNbを合計TaNbした含有率を0.1~1とする場合、TaとNbのモル数を合計した総モル数を、TaとNb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Nbのモル数を合計した総モル数を、TaとNb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Nbを含有する場合でも、Taと同等な効果が得られる。さらに、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。ここで、TaとNbのモル数を合計した総モル数を、TaとNb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Nb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Nbの双方を含有する場合においても、TaとNb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Nbに置き換えて添加したとすると、Nbの添加モル数は、A×B/100=Cmolとなり、Nbの添加量は、C×92.91Nbの原子量となる。また、AmolのうちのBをNb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×180.9Ta原子量となる。さらに、具体的に説明する。例えば、Ni基合金100kg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=500gで、Taの総モル数は、500/180.9Ta原子量=2.764molとなる。例えば、Taの総モル数のうち40をNbに置き換えたとすると、Nbの添加量は、2.764×0.4×92.91Nbの原子量=102.72gとなり、Nbの添加率は、Ni基合金100kgに対して、102.72/100000×100=0.1となる。一方、Taの添加量は、2.764×0.6×180.9=300gとなり、Taの添加率は、Ni基合金100kg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Nbを合計した添加率は、0.30.1=0.4となり、TaとNbを合計した総添加量は、300102.72=402.72gとなる。10Siケイ素鋳造の場合、Siは鋳造時の湯流れを向上させる効果があり、鋳造性を向上させる。Siの含有率が0.1未満の場合には、この効果は見られず、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。また、Siの含有率を0.2~0.4とすることがより好ましい。11Mnマンガン普通鋼の場合、脆性に起因するS硫黄は、Mnを添加することでMnSとして脆性を防止し、機械的強度を向上させる。しかしながら、Mnの含有率が0.1未満の場合には、この効果は見られず、Mnの含有率が0.5を超えると、機械的強度を低下させる。そのため、Mnの含有率を0.1~0.5とした。また、Mnの含有率を0.2~0.3とすることがより好ましい。12Cu銅、Fe鉄、PリンおよびS硫黄Cu、Fe、PおよびSは、本実施の形態の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。ここで、本実施の形態の蒸気タービンの鋳造用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蒸気タービンの鋳造部品の製造方法について説明する。本実施の形態の蒸気タービンの鋳造用Ni基合金は、この鋳造用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、本実施の形態の蒸気タービンの鋳造用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、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、本実施の形態の蒸気タービンの鋳造用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、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、本実施の形態の鋳造部品である配管は、本実施の形態の蒸気タービンの鋳造用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°C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°Cを下回る温度では十分に固溶されず、1200°C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°C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。さらにγ’相を析出させる前に1段熱処理として、1000~1050°Cの温度範囲で10~48時間処理を行い、粒界にM6Cを析出させて粒界を強化し、その後、2段熱処理として、700~800°Cの温度範囲で10~48時間処理を行い、γ’相を析出させて粒内を強化することが好ましい。なお、上記した、本実施の形態の、蒸気タービンの鋳造用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、本実施の形態の蒸気タービンの鋳造用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、本実施の形態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23の化学組成を示す。なお、試料1~試料9は本実施の形態の化学組成範囲にあるNi基合金であり、試料10~試料23は、その組成が本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、Fe、Cu、Sが含まれている。試料1~試料23の鋳造合金について高温強度特性を引張強度試験およびクリープ破断試験により評価した。表1に示す化学組成を有する試料1~試料23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、1175°Cで3時間、溶体化処理を施して、775°C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。引張強度試験は、各試料による試験片に対して、温度が室温24°Cおよび750°Cの条件で、JISG0567鉄鋼材料及び耐熱合金の高温引張試験方法に準じ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°C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。クリープ破断試験は、各試料による試験片に対して、温度が750°C、10万時間におけるクリープ破断強度をJISZ2271に準じて測定した。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JISZ2343-1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じて、浸透探傷試験PTを行い、鋳造割れの有無を目視観察した。上記した試験結果を表2に示す。表2に示された鋳造性の評価の結果において、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○で示している。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×で示している。表2に示すように、試料1~試料9は、試料10~試料23に比べて、いずれの温度条件においても、0.2耐力が高く、さらにクリープ破断強度も高いことがわかった。また、試料1~試料9は、鋳造性にも優れていることがわかった。試料1~試料9において、0.2耐力およびクリープ破断強度が高い値となったのは、析出強化と固溶強化の最適な調和がとられ、さらに熱処理により強度が高められたためと考えられる。一方、比較例に係る試料10~試料23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。"