Ni基耐热合金
阅读：830发布：2020-05-11
专利汇可以提供Ni基耐热合金专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及一种Ni基耐热 合金 ，其含有C≤0.15%、Si≤2%、Mn≤3%、P≤0.03%、S≤0.01%、Cr：15%～低于28%、Mo：3～15%、Co：超过5%～25%、Al：0.2～2%、Ti：0.2～3%、Nd：fn～0.08%和O≤0.4Nd，根据需要进一步含有特定量的Nb、W、B、Zr、Hf、Mg、Ca、Y、La、Ce、Ta、Re和Fe中的一种以上，余量由Ni和杂质组成，其中，fn＝1.7×10-5d+0.05｛（Al/26.98）+（Ti/47.88）+（Nb/92.91）｝，在上式中，d为平均晶体粒径（μm），元素符号表示该元素的含量（ 质量 %）。此外，在含有W时，Mo+（W/2）≤15%。该Ni基 耐热合金 实现了高温长期使用后的延性的飞跃性提高，可以避免在补焊等中成为问题的SR裂纹等。因此，可适合在发电用 锅炉 、化工用设备等中作为管材、耐热耐压部件的厚板、棒材、 锻造 品等使用。，下面是Ni基耐热合金专利的具体信息内容。
1.一种Ni基耐热合金，其特征在于，其按质量%计含有C：0.15%以下、Si：2%以下、Mn：
3%以下、P：0.03%以下、S：0.01%以下、Cr：15%以上且低于28%、Mo：3～15%、Co：超过5%且25%以下、Al：0.2～2%、Ti：0.2～3%、Nd：f1～0.08%和O：0.4Nd以下，余量由Ni和杂质组成，
其中，上述f1指代下式，式中的d指代平均晶体粒径、单位μm，元素符号指代按质量%计的该元素的含量，0.4Nd中的Nd同样地指代按质量%计的Nd的含量。
-5
f1＝1.7×10 d+0.05｛（Al/26.98）+（Ti/47.88）｝
2.一种Ni基耐热合金，其特征在于，其按质量%计含有C：0.15%以下、Si：2%以下、Mn：
3%以下、P：0.03%以下、S：0.01%以下、Cr：15%以上且低于28%、Mo：3～15%、Co：超过5%且25%以下、Al：0.2～2%、Ti：0.2～3%、Nd：f2～0.08%和O：0.4Nd以下，并且还含有Nb：
3.0%以下和W：低于4%中的一种以上，其中Mo+（W/2）：15%以下，余量由Ni和杂质组成，其中，上述f2指代下式，式中的d指代平均晶体粒径、单位μm，元素符号指代按质量%计的该元素的含量，0.4Nd和Mo+（W/2）中的元素符号同样地也是指代按质量%计的该元素的含量。
-5
f2＝1.7×10 d+0.05｛（Al/26.98）+（Ti/47.88）+（Nb/92.91）｝
3.根据权利要求1或2所述的Ni基耐热合金，其特征在于，其按质量%计含有选自下述<1>～<4>组中的一种以上的元素代替一部分Ni，
<1>B：0.01%以下、Zr：0.2%以下和Hf：1%以下，
<2>Mg：0.05%以下、Ca：0.05%以下、Y：0.5%以下、La：0.5%以下和Ce：0.5%以下，<3>Ta：8%以下和Re：8%以下，
<4>Fe：15%以下。
Ni基耐热合金
技术领域
背景技术
[0003] 具体而言，计划将迄今600℃左右的蒸气温度提高到650℃以上，进一步提高到700℃以上。这是基于，节能与资源的有效利用以及为了保护环境而削减CO2气体排出量成为解决能源问题的手段之一，并且成为重要的产业政策。而且因为，在燃烧化石燃料的发电用锅炉和化工用的反应炉等情况下，效率高的超临界压力锅炉和反应炉是有利的。
[0004] 蒸气的高温高压化是使锅炉的过热器管和化工用的反应炉管以及作为耐热耐压部件的厚板和锻造品等实际运转时的温度上升到700℃以上。因此，对在这种严酷的环境下长期使用的合金不仅要求高温强度和高温耐蚀性，而且要求金相组织的长期稳定性、蠕变断裂延性和耐蠕变疲劳特性良好。
[0005] 此外，在长期使用后的修补等维护中，需要对老化的材料进行切断、加工、焊接等作业，最近不仅对作为新材料的特性，而且对老旧材料的健全性也有很强的要求。
[0007] 因此，专利文献1～8中公开了在上述严酷的高温环境下使用的Ni基合金，其通过含有Mo和/或W而实现固溶强化，并且通过含有Al和Ti而有效利用作为金属间化合物的γ’相、具体而言Ni3(Al、Ni)的析出强化。
[0008] 上述之中，专利文献4～6的合金由于含有28%以上的Cr，因此具有bcc结构的α-Cr相也大量析出而有助于强化。
[0009] 现有技术文献
[0010] 专利文献
[0011] 专利文献1：日本特开昭51-84726号公报
[0012] 专利文献2：日本特开昭51-84727号公报
[0013] 专利文献3：日本特开平7-150277号公报
[0014] 专利文献4：日本特开平7-216511号公报
[0015] 专利文献5：日本特开平8-127848号公报
[0016] 专利文献6：日本特开平8-218140号公报
[0017] 专利文献7：日本特开平9-157779号公报
[0018] 专利文献8：日本特表2002-518599号公报
发明内容
[0019] 发明要解决的问题
[0020] 上述专利文献1～8中公开的Ni基合金由于γ’相析出、或者γ’相和α-Cr相析出，因此延性比现有的奥氏体钢等低，尤其是长期使用时，发生老化使延性和韧性与新材料相比大大降低。
[0021] 另外，在长期使用后的定期检查、因使用中的事故和故障而进行的维护作业中，必须切下有故障的一部分材料并更换为新材料，该情况下必须与继续使用的老旧材料焊接。另外，根据状况还需要进行部分弯曲加工等。
[0022] 然而，专利文献1～8中，在抑制上述长期经年使用所伴有的材料的劣化方面没有公开任何对策。即，专利文献1～8中，对于处在过去设备所未曾经受的高温和高压环境下的现有大型设备如何抑制老化、保证材料安全且可靠这方面完全没有进行研究。
[0023] 本发明是鉴于上述现状而做出的，其目的是提供一种Ni基耐热合金，其是通过固溶强化和γ’相的析出强化而提高蠕变断裂强度的Ni基合金，实现了高温长期使用后的延性的飞跃性提高，可以避免在补焊等中成为问题的SR裂纹（SR crack，消除内应力退火裂纹）等。
[0024] 用于解决问题的方案
[0025] 本发明人等针对利用γ’相的析出强化的Ni基合金（以下称为“γ’强化型Ni基合金”）的高温长期使用后的延性提高和防止SR裂纹进行了调查。结果获得了下述(a)的重要见解。
[0026] (a)为了实现γ’强化型Ni基合金的高温长期使用后的延性提高和防止SR裂纹，含有Nd是有效的。
[0027] 由此进一步进行了各种调查，结果获得了下述(b)～(e)的见解。
[0028] (b)平均晶体粒径和晶粒内的强化程度也是提高延性和防止SR裂纹的重要指标。
[0029] (c)晶粒内的强化程度可以由与Ni一起构成γ’相的γ’相稳定化元素Al、Ti和Nb的量来定量化。
[0030] (d)为了提高延性和防止SR裂纹而应含有的必要最小限度的Nd量根据平均晶体粒径和晶粒内的强化程度而发生变化。
[0031] (e)为了确保有助于提高延性和防止SR裂纹的有效Nd量，必需根据Nd的含量来严格限制O的含量。
[0032] 本发明是基于上述见解而完成的，其要旨是下述（1）～（3）项所示的Ni基耐热合金。
[0033] （1）一种Ni基耐热合金，其特征在于，其按质量%计含有C：0.15%以下、Si：2%以下、Mn：3%以下、P：0.03%以下、S：0.01%以下、Cr：15%以上且低于28%、Mo：3～15%、Co：超过5%且25%以下、Al：0.2～2%、Ti：0.2～3%、Nd：f1～0.08%和O：0.4Nd以下，余量由Ni和杂质组成。
[0034] 其中，上述f1指代下式，式中的d指代平均晶体粒径（μm），元素符号指代该元素的含量（质量%）。同样地，0.4Nd中的Nd指代Nd的含量（质量%）。
[0035] f1＝1.7×10-5d+0.05｛（Al/26.98）+（Ti/47.88）｝。
[0036] （2）一种Ni基耐热合金，其特征在于，其按质量%计含有C：0.15%以下、Si：2%以下、Mn：3%以下、P：0.03%以下、S：0.01%以下、Cr：15%以上且低于28%、Mo：3～15%、Co：超过5%且25%以下、Al：0.2～2%、Ti：0.2～3%、Nd：f2～0.08%和O：0.4Nd以下，并且还含有Nb：3.0%以下和W：低于4%（其中，Mo+（W/2）：15%以下）中的一种以上，余量由Ni和杂质组成。
[0037] 其中，上述f2指代下式，式中的d指代平均晶体粒径（μm），元素符号指代该元素的含量（质量%）。同样地，0.4Nd和Mo+（W/2）中的元素符号也是指代该元素的含量（质量%）。
[0038] f2＝1.7×10-5d+0.05｛（Al/26.98）+（Ti/47.88）+（Nb/92.91）｝。
[0039] （3）根据上述第（1）或（2）项所述的Ni基耐热合金，其特征在于，其按质量%计含有选自下述<1>～<4>组中的一种以上的元素代替一部分Ni。
[0040] <1>B：0.01%以下、Zr：0.2%以下和Hf：1%以下，
[0041] <2>Mg：0.05%以下、Ca：0.05%以下、Y：0.5%以下、La：0.5%以下和Ce：0.5%以下，[0042] <3>Ta：8%以下和Re：8%以下，
[0043] <4>Fe：15%以下。
[0044] 作为余量的“Ni和杂质”中的“杂质”是指在工业上制造耐热合金时从作为原料的矿石、废料、或制造环境等中混入的物质。
[0045] 发明的效果
[0046] 本发明的Ni基耐热合金是实现了高温长期使用后的延性的飞跃性提高、可以避免补焊等中成为问题的SR裂纹等的合金。因此，可适合在发电用锅炉、化工用设备等中作为管材、耐热耐压部件的厚板、棒材、锻造品等使用。
具体实施方式
[0047] 在本发明中，限定Ni基耐热合金的化学组成的理由如下所述。需要说明的是，在以下的说明中，各元素的含量的“%”表述是指“质量%”。
[0048] C：0.15%以下
[0049] C是形成碳化物从而用于确保在高温环境下使用时所必要的拉伸强度和蠕变强度的有效元素，在本发明中适当含有。然而，含有超过0.15%会使熔体化状态下的未固溶碳化物量增加，不仅不能有助于高温强度的提高，而且使韧性等机械性质和焊接性劣化。因此，C的含量设定为0.15%以下。C含量优选为0.1%以下。
[0050] 另外，为了获得上述C的效果，C含量的下限优选设定为0.005%，更优选为0.01%。更进一步优选的C含量的下限为0.02%。
[0051] Si：2%以下
[0052] Si作为脱氧元素而添加，但含有超过2%时，焊接性和热加工性降低。另外，促进σ相等金属间化合物相的生成，招致因高温下的组织稳定性的劣化造成韧性和延性的降低。因此，Si的含量设定为2%以下。Si的含量优选为1.0%以下，进一步优选为0.8%以下。
[0053] 另外，为了获得上述Si的效果，Si含量的下限优选为0.05%，进一步优选为0.1%。
[0054] Mn：3%以下
[0055] Mn与Si同样具有脱氧作用，并且将在合金中作为杂质含有的S以硫化物的形式固着，具有改善热加工性的效果。然而，Mn的含量增多时，促进尖晶石型氧化覆膜的形成，使高温下的耐氧化性劣化。因此，Mn的含量设定为3%以下。Mn的含量优选为2.0%以下，更优选为1.0%以下。
[0056] 另外，为了获得上述Mn的效果，Mn含量的下限优选为0.05%，更优选为0.08%。更进一步优选的Mn含量的下限为0.1%。
[0057] P：0.03%以下
[0058] P作为杂质而含在合金中，大量含有时，使焊接性和热加工性显著降低。因此，P的含量设定为0.03%以下。尽力减少P的含量为佳，优选为0.02%以下，进一步优选为0.015%以下。
[0059] S：0.01%以下
[0060] S与P同样作为杂质而含在合金中，大量含有时，使焊接性和热加工性显著降低。因此，S的含量设定为0.01%以下。
[0061] 另外，重视热加工性时的S的含量优选为0.005%以下，进一步优选为0.003%以下。
[0062] Cr：15%以上且低于28%
[0063] Cr是在耐氧化性、耐水蒸气氧化性、耐高温腐蚀性等耐蚀性改善方面发挥优异作用的重要元素。然而，其含量低于15%时，不能获得所期的效果。另一方面，Cr的含量超过28%时，由于热加工性的劣化和σ相的析出等导致组织的不稳定化。因此，Cr的含量设定为15%以上且低于28%。另外，Cr含量的下限优选为18%。另外，Cr含量的上限优选为26%，进一步优选为25%。
[0064] Mo：3～15%
[0065] Mo具有固溶在母相中使蠕变断裂强度提高且使线膨胀系数降低的效果。为了获得这些效果，需要含有3%以上的Mo。然而，Mo的含量超过15%时，热加工性和组织稳定性降低。因此，Mo的含量设定为3～15%。
[0066] 除了上述范围的Mo以外，还可以含有下述量的W，在该情况下，Mo的含量必需满足Mo的含量与W的含量的一半之和[Mo+（W/2）]为15%以下。
[0067] Mo含量的优选的下限为4%，另外优选的上限为14%。Mo含量的进一步优选的下限为5%，另外进一步优选的上限为13%。
[0068] Co：超过5%且25%以下
[0069] Co固溶在母相中而使蠕变断裂强度提高。此外，Co还具有尤其在750℃以上的温度区使γ’相的析出量增加而进一步提高蠕变断裂强度的效果。为了获得这些效果，有必要含有超过5%的量的Co。然而，Co的含量超过25%时，热加工性降低。因此，Co的含量设定为超过5%且25%以下。
[0070] 重视热加工性与蠕变断裂强度的平衡时，Co含量的优选的下限为7%，另外优选的上限为23%。Co含量的进一步优选的下限为10%，另外进一步优选的上限为22%。
[0071] 尤其是重视750℃以上的温度区的蠕变断裂强度时，优选含有17%以上的Co，进一步优选含有超过20%的Co。
[0072] Al：0.2～2%
[0073] Al是使Ni基合金中作为金属间化合物的γ’相（Ni3Al）析出、显著提高蠕变断裂强度的重要元素。为了获得该效果，0.2%以上的Al含量是必要的。然而，Al的含量超过2%时，热加工性降低，热锻造和热制管变得困难。因此，将Al的含量设定为0.2～2%以下。Al含量的优选的下限为0.8%，另外优选的上限为1.8%。Al含量的更优选的下限为0.9%，另外更优选的上限为1.7%。
[0074] Ti：0.2～3%
[0075] Ti是在Ni基合金中与Al一起形成作为金属间化合物的γ’相（Ni3（Al、Ti））、显著提高蠕变断裂强度的重要元素。为了获得该效果，0.2%以上的Ti含量是必要的。然而，Ti的含量超过3%时，热加工性降低，热锻造和热制管变得困难。因此，Ti的含量设定为0.2～3%。Ti含量的优选的下限为0.3%，另外优选的上限为2.8%。Ti含量的更优选的下限为0.4%，另外更优选的上限为2.6%。
[0076] Nd：f1～0.08%（不含Nb时）或者f2～0.08%（含有Nb时）
[0077] Nd是赋予本发明的Ni基耐热合金以特征的重要元素。即，Nd是对于γ’强化型Ni基合金的高温长期使用后的延性的提高和防止SR裂纹极其有效的元素。为了获得该效果，Ni基耐热合金不含Nb时，需要含有用下述的平均晶体粒径d（μm）以及Al和Ti的含量（质量%）的式子表示的f1以上的量的Nd，另外Ni基耐热合金含有Nb时，需要含有用平均晶体粒径d（μm）以及Al、Ti和Nb的含量（质量%）的式子表示的f2以上的量的Nd。
[0078] f1＝1.7×10-5d+0.05｛（Al/26.98）+（Ti/47.88）｝，
[0079] f2＝1.7×10-5d+0.05｛（Al/26.98）+（Ti/47.88）+（Nb/92.91）｝。
[0080] 对于上述的延性提高和防止SR裂纹，平均晶体粒径和晶粒内的强化程度也有影响。而且，晶粒内的强化程度受到与Ni一起构成γ’相的γ’相稳定化元素Al、Ti和Nb的量的影响。因此，为了提高延性和防止SR裂纹而应含有的必要最小限度的Nd量根据平均晶体粒径和晶粒内的强化程度而发生变化。
[0081] 另一方面，Nd的含量变得过剩而超过0.8%时，导致热加工性的降低和夹杂物引起的延性降低。因此，将Nd的含量设定为f1～0.08%（不含Nb时）或者f2～0.08%（含有Nb时）。
[0083] O：0.4Nd以下
[0084] O作为杂质而含在合金中，使热加工性和延性降低。而且，在含有Nd的本发明的情况下，O容易与Nd键合而形成氧化物，减低上述Nd的高温长期使用后的延性提高和防止SR裂纹的作用。因此，对O的含量设置上限，设定为0.4Nd以下、即Nd含量的0.4倍以下。另外，优选极力减低O的含量。
[0085] 本发明的Ni基耐热合金之一含有上述的从C到O的元素，余量由Ni和杂质组成。
[0086] 以下说明本发明的Ni基耐热合金的余量中的Ni。
[0087] Ni是稳定奥氏体组织的元素，也是为了确保耐蚀性的重要元素。另外，在本发明中，对Ni的含量不需要特别规定，余量中扣除杂质的含量后即为Ni。然而，余量中Ni的含量优选超过50%，更优选超过60%。
[0088] 另外，如上所述，“杂质”是指在工业上制造耐热合金时从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的物质。
[0089] 本发明的另一种Ni基耐热合金除了上述元素以外还含有选自Nb、W、B、Zr、Hf、Mg、Ca、Y、La、Ce、Ta、Re和Fe中的一种以上的元素。
[0090] 以下说明这些任意元素的作用效果和含量的限定理由。
[0091] Nb和W均具有提高蠕变强度的作用。因此，也可以含有这些元素。
[0092] Nb：3.0%以下
[0093] Nb具有提高蠕变强度的作用。即，Nb具有与Al、Ti一起形成作为金属间化合物的γ’相从而提高蠕变强度的作用。因此，也可以含有Nb。然而，Nb的含量增加而超过3.0%时，热加工性和韧性降低。因此，将含有Nb时的Nb的量设定为3.0%以下。含有Nb时的Nb的量优选为2.5%以下。
[0094] 另一方面，为了稳定地获得上述Nb的效果，Nb的量优选为0.05%以上，更优选为0.1%以上。
[0095] W：低于4%（其中，Mo+（W/2）：15%以下）
[0096] W具有提高蠕变强度的作用。即，W具有固溶在母相中作为固溶强化元素提高蠕变强度的作用。因此，也可以含有W。然而，W的含量增加而达到4%以上时，热加工性降低。此外，本发明中含有Mo、并将Mo和W复合按Mo的含量与W的含量的一半之和[Mo+（W/2）]计超过15%的量含有时，热加工性大大降低。因此，将含有W时的W的量设定为低于4%、此外满足[Mo+（W/2）]为15%以下。含有W时的W的量优选为3.5%以下。
[0097] 另一方面，为了稳定地获得上述W的效果，W的量优选为1%以上，更优选为1.5%以上。
[0098] 上述Nb和W可以仅含有其中的任一种，或者可以复合含有两种。复合含有这些元素时的总量优选为6%以下。
[0099] <1>组的B、Zr和Hf均具有提高蠕变强度的作用。因此，也可以含有这些元素。
[0100] B：0.01%以下
[0101] B具有提高蠕变强度的作用。B还具有提高高温强度的作用。即，B具有如下作用：以B单质的形式存在于晶界处，抑制在高温下的使用中因晶界强化导致的晶界滑移；此外，与C和N一起存在于碳氮化物中，促进碳氮化物的微细分散析出，提高蠕变强度，并且提高高温强度。因此，也可以含有B。然而，B的含量增多而超过0.01%时，焊接性劣化。因此，将含有B时的B的量设定为0.01%以下。另外，含有B时的B量的上限理想的是0.008%，进一步理想的是0.006%。
[0102] 另一方面，为了稳定地获得上述B的效果，其含量的下限优选为0.0005%，进一步优选为0.001%。
[0103] Zr：0.2%以下
[0104] Zr是晶界强化元素，具有提高蠕变强度的作用。Zr还具有提高断裂延性的作用。因此，也可以含有Zr。然而，Zr的含量增多而超过0.2%时，热加工性降低。因此，将含有Zr时的Zr的量设定为0.2%以下。含有Zr时的Zr的量优选为0.1%以下，进一步优选为
0.05%以下。
0.05%以下。
[0105] 另一方面，为了稳定地获得上述Zr的效果，Zr的量优选为0.005%以上，更优选为0.01%以上。
[0106] Hf：1%以下
[0107] Hf主要有助于晶界强化，具有提高蠕变强度的作用。因此，也可以含有Hf。然而，Hf的含量超过1%时，加工性和焊接性受损。因此，将含有Hf时的Hf的量设定为1%以下。含有Hf时的Hf的量优选为0.8%以下，更优选为0.5%以下。
[0108] 另一方面，为了稳定地获得上述Hf的效果，Hf的量优选为0.005%以上，更优选为0.01%以上。Hf的量进一步优选为0.02%以上。
[0109] 上述B、Zr和Hf可以仅含有其中的任一种，或者可以复合含有两种以上。复合含有这些元素时的总量优选为0.8%以下。
[0110] <2>组的Mg、Ca、Y、La和Ce均具有将S以硫化物形式固定而提高热加工性的作用。因此，也可以含有这些元素。
[0111] Mg：0.05%以下
[0112] Mg具有将妨碍热加工性的S以硫化物形式固定而改善热加工性的作用。因此，也可以含有Mg。然而，Mg的含量超过0.05%时，损害清洁性，而且热加工性和延性受损。因此，将含有Mg时的Mg的量设定为0.05%以下。含有Mg时的Mg的量优选为0.02%以下，更优选为0.01%以下。
[0113] 另一方面，为了稳定地获得上述Mg的效果，Mg的量优选为0.0005%以上，更优选为0.001%以上。
[0114] Ca：0.05%以下
[0115] Ca具有将妨碍热加工性的S以硫化物形式固定而改善热加工性的作用。因此，也可以含有Ca。然而，Ca的含量超过0.05%时，损害清洁性，而且热加工性和延性受损。因此，将含有Ca时的Ca的量设定为0.05%以下。含有Ca时的Ca的量优选为0.02%以下，更优选为0.01%以下。
[0116] 另一方面，为了稳定地获得上述Ca的效果，Ca的量优选为0.0005%以上，更优选为0.001%以上。
[0117] Y：0.5%以下
[0118] Y具有将S以硫化物形式固定而改善热加工性的作用。另外，Y还具有改善合金表面的Cr2O3保护覆膜的密合性、尤其是改善反复氧化时的耐氧化性的作用，此外有助于晶界强化而具有提高蠕变强度和蠕变断裂延性的作用。因此，也可以含有Y。然而，Y的含量增多而超过0.5%时，氧化物等夹杂物增多，加工性和焊接性受损。因此，将含有Y时的Y的量设定为0.5%以下。含有Y时的Y的量优选为0.3%以下，进一步优选为0.15%以下。
[0119] 另一方面，为了稳定地获得上述Y的效果，Y的量优选为0.0005%以上，更优选为0.001%以上。Y的量进一步优选为0.002%以上。
[0120] La：0.5%以下
[0121] La具有将S以硫化物形式固定而改善热加工性的作用。另外，La还具有改善合金表面的Cr2O3保护覆膜的密合性、尤其是改善反复氧化时的耐氧化性的作用，此外有助于晶界强化而具有提高蠕变强度和蠕变断裂延性的作用。因此，也可以含有La。然而，La的含量超过0.5%时，氧化物等夹杂物增多，加工性和焊接性受损。因此，将含有La时的La的量设定为0.5%以下。含有La时的La的量优选为0.3%以下，更优选为0.15%以下。
[0122] 另一方面，为了稳定地获得上述La的效果，La的量优选为0.0005%以上，更优选为0.001%以上。La的量进一步优选为0.002%以上。
[0123] Ce：0.5%以下
[0124] Ce具有将S以硫化物形式固定而改善热加工性的作用。另外，Ce还具有改善合金表面的Cr2O3保护覆膜的密合性、尤其是改善反复氧化时的耐氧化性的作用，此外有助于晶界强化而具有提高蠕变断裂强度和蠕变断裂延性的作用。因此，也可以含有Ce。然而，Ce的含量增多而超过0.5%时，氧化物等夹杂物增多，加工性和焊接性受损。因此，将含有Ce时的Ce的量设定为0.5%以下。含有Ce时的Ce的量优选为0.3%以下，更优选为0.15%以下。
[0125] 另一方面，为了稳定地获得上述Ce的效果，Ce的量优选为0.0005%以上，更优选为0.001%以上。Ce的量进一步优选为0.002%以上。
[0126] 上述Mg、Ca、Y、La和Ce可以仅含有其中的任一种，或者可以复合含有两种以上。复合含有这些元素时的总量优选为0.5%以下。
[0127] <3>组的Ta和Re作为固溶强化元素均具有提高高温强度和蠕变强度的作用。因此，也可以含有这些元素。
[0128] Ta：8%以下
[0129] Ta形成碳氮化物并且作为固溶强化元素具有提高高温强度和蠕变强度的作用。因此，也可以含有Ta。然而，Ta的含量超过8%时，加工性和机械性质受损。因此，将含有Ta时的Ta的量设定为8%以下。含有Ta时的Ta的量优选为7%以下，更优选为6%以下。
[0130] 另一方面，为了稳定地获得上述Ta的效果，Ta的量优选为0.01%以上，更优选为0.1%以上。Ta的量进一步优选为0.5%以上。
[0131] Re：8%以下
[0132] Re主要作为固溶强化元素具有提高高温强度和蠕变强度的作用。因此，也可以含有Re。然而，Re的含量增多而超过8%时，加工性和机械性质受损。因此，将含有Re时的Re的量设定为8%以下。含有Re时的Re的量优选为7%以下，更优选为6%以下。
[0133] 另一方面，为了稳定地获得上述Re的效果，Re的量优选为0.01%以上，更优选为0.1%以上。Re的量进一步优选为0.5%以上。
[0134] 上述Ta和Re可以仅含有其中的任一种，或者可以复合含有两种以上。复合含有这些元素时的总量优选为8%以下。
[0135] Fe：15%以下
[0136] Fe具有改善Ni基合金的热加工性的作用。因此，也可以含有Fe。需要说明的是，即使不含Fe的情况下，在实际制造工序中也可能由于Fe基合金熔化导致的来自炉壁的污染等而含有0.5～1%左右的Fe作为杂质。含有Fe时，若Fe的含量超过15%，则耐氧化性和组织稳定性劣化。因此，Fe的含量设定为15%以下。在重视耐氧化性的情况下，Fe的含量优选为10%以下。
[0137] 另外，为了获得上述Fe的效果，Fe含量的下限优选为1.5%，更优选为2.0%。进一步优选的Fe含量的下限为2.5%。
[0138] 以下通过实施例来具体地说明本发明，但本发明并不限于这些实施例。
[0139] 实施例
[0141] [表1]
[0142]
[0143] 将这样获得的铸锭加热至1160℃之后，进行热锻造，使得最终温度达到1000℃，制成厚度15mm的板材。
[0145] 使用在上述1180℃下保持30分钟之后经过水冷的厚度10mm的各板材的一部分，将以轧制纵向为观察面地经过切断、树脂包埋的试验片进行镜面研磨，然后用混酸或卡林试剂（Kalling reagent）腐蚀，进行光学显微镜观察。在倍率100倍下拍摄5个视场，对于各视场的纵向（与轧制方向正交）、横向（与轧制方向平行）、对角线的总计4个方向，通过切断法测定平均晶粒切片长度，将其乘以1.128，求出平均晶体粒径d（μm）。
[0146] 使用这样求出的平均晶体粒径d（μm），计算f1和f2，调查各合金中的Nd含量与本发明中规定的Nd含量的下限值的关系。
[0147] f1＝1.7×10-5d+0.05｛（Al/26.98）+（Ti/47.88）｝，或者
[0148] f2＝1.7×10-5d+0.05｛（Al/26.98）+（Ti/47.88）+（Nb/92.91）｝[0149] 关于各合金，表2中整理并示出了平均晶体粒径d（μm）以及f1或f2的计算结果。另外，在表2中一并显示了表1中示出的Nd、Al、Ti和Nb的含量。
[0150] [表2]
[0151] 表2
[0152]
[0153] 从表2可以看出，仅合金B和合金C的Nd含量低于本发明所规定的Nd含量的下限值。
[0154] 因此可知，在表1所示的合金中，合金A和合金D～G以及上述合金B和合金C的总计7种合金是化学组成在本发明所规定的条件以外的合金。
[0155] 另一方面，可知合金1～14是化学组成在本发明所规定的范围内的合金。
[0156] 接着，使用上述在1180℃下保持30分钟之后经过水冷的厚度10mm的各板材的剩余部分，通过机械加工从厚度方向中心部沿与纵向平行地制作直径6mm、标距30mm的圆棒拉伸试验片，供以蠕变断裂试验和极低应变速度下的高温拉伸试验。
[0157] 蠕变断裂试验是对上述形状的圆棒拉伸试验片在700℃下施加300MPa的初始应力来实施的，测定断裂时间和断裂伸长率。
[0158] 此外，使用上述形状的圆棒拉伸试验片，在700℃下以10-6/s的极低应变速度进行拉伸试验，测定断裂收缩率。
[0159] 其中，上述的应变速度10-6/s是通常的高温拉伸试验中的应变速度的1/100～1/1000的非常慢的应变速度。因此，通过测定以该极低应变速度进行拉伸试验时的断裂收缩率，可以进行耐SR裂纹敏感性的相对评价。
[0160] 具体而言，上述以极低应变速度进行拉伸试验时的断裂收缩率大时，可以评价为耐SR裂纹敏感性低、防止SR裂纹的效果大。
[0161] 表3中整理示出了上述的试验结果。
[0162] [表3]
[0163] 表3
[0164]
[0165] 从表3可以看出，在使用化学组成在本发明所规定的范围内的合金1～14的本发明例的试验序号1～14的情况下，蠕变断裂时间、蠕变断裂延性和极低应变速度下的拉伸试验的断裂收缩率（即，防止SR裂纹的效果）全部是良好的。
[0166] 与此相对，在使用化学组成在本发明所规定的条件以外的合金A～G的比较例的试验序号15～21的情况下，与上述试验序号1～14的本发明例的情况相比，蠕变断裂时间、蠕变断裂延性和极低应变速度下的拉伸试验的断裂收缩率（即，防止SR裂纹的效果）全
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