本发明将参考附图描述，但这些附图仅用于示例，而不以任何方式限 制本发明。
图1的视图显示了各个样品的Greeble试验的结果。
发明详述
下面将描述本发明的实施方案。
根据本发明实施方案的镍基合金由下面显示的范围内的组成组分组 成。顺便提及，下面的描述中表示组成组分的＂％＂指“重量％”，除非特别指 出。
(M1)镍基合金，其含有C：0.01％到0.15％、Cr：18％到28％、Co：10％ 到15％、Mo：8％到12％、Al：1.5％到2％、Ti：0.1％到0.6％、B：0.001％ 到0.006％、Ta：0.1％到0.7％，且其剩余部分由Ni和不可避免的杂质组成。
(M2)镍基合金，其含有C：0.01％到0.15％、Cr：18％到28％、Co：10％ 到15％、Mo：8％到12％、Al：1.5％到2％、Ti：0.1％到0.6％、B：0.001％ 到0.006％、Nb：0.1％到0.4％，且其剩余部分由Ni和不可避免的杂质组成。
(M3)镍基合金，其含有C：0.01％到0.15％、Cr：18％到28％、Co：10％ 到15％、Mo：8％到12％、Al：1.5％到2％、Ti：0.1％到0.6％、B：0.001％ 到0.006％、Ta+2Nb：0.1％到0.7％，且其剩余部分由Ni和不可避免的杂质 组成。这里，在上述(M1)到(M3)的镍基合金中的不可避免的杂质中，优选 地在不可避免的杂质中，至少Si被控制在0.1％或更少，且Mn被控制在0.1％ 或更少。
在上述组成组分范围内的镍基合金适合作为组成操作时的温度达到 680℃到750℃的蒸汽涡轮的涡轮转子的材料。这里，蒸汽涡轮的涡轮转子 的每个部分均可由该镍基合金构成，或特定的蒸汽涡轮的涡轮转子达到高 温的部分可由该镍基合金构成。这里，更具体地说，高压蒸汽涡轮部分的 每个区域，从高压蒸汽涡轮部分到中压蒸汽涡轮部分的区域等可作为所述 蒸汽涡轮的涡轮转子达到高温的部分。
此外，在上述组成组分范围内的镍基合金可提高包括高温强度的机械 强度，同时保持工作性(比如传统镍基合金的可锻性)。即，蒸汽涡轮的涡轮 转子使用该镍基合金构成，从而，可以提高涡轮转子的高温强度，并制造 即使在高温环境下也具有高可靠性的涡轮转子。此外，当蒸汽涡轮的涡轮 转子制成后，可以保持传统的镍基合金的工作性。
下面，将描述限定根据本发明的上述镍基合金中的各个组成组分范围 的原因。
(1)C(碳)
C作为加固相M23C6型碳化物的组成元素是有用的，且它是保持合金的 蠕变强度，以在蒸汽涡轮的操作期间(特别是在650℃或更高温度下的高温 环境下)沉淀M23C6型碳化物的因素之一。此外，还有确保熔融金属在浇铸 时的流动性的作用。当C的含量小于0.01％时，不能确保足够的碳化物的 沉淀量，且浇铸时熔融金属的流动性显著降低。另一方面，当C的含量超 过0.15％时，制造较大的锭铁时的组分分离趋势增大，且脆变相M6C型碳 化物的产生加速。因此，C的含量设置为0.01％到0.15％。
(2)Cr(铬)
铬是增强镍基合金的抗氧化性、耐腐蚀性和机械强度的重要元素。另 外，作为M23C6型碳化物的基本组成元素它是必要的，特别地，在650℃或 更高的高温环境下，在蒸汽涡轮的操作期间，通过沉淀M23C6型碳化物来 保持合金的蠕变强度。此外，Cr增大了高温蒸汽环境下的抗氧化性。当Cr 含量小于18％时，抗氧化性降低。另一方面，当Cr含量超过28％时，由于 显著加速M23C6型碳化物的沉淀，粗大化趋势增强。因此，Cr的含量设置 在18％到28％。
(3)Co(钴)
Co通过镍基合金中的母相中的固溶(solid-solving)来增强母相。然而， 当Co含量超过15％时，产生降低机械强度的金属间化合物相(intermetallic compound phase)，可锻性降低。另一方面，当Co含量小于10％时，工作性 降低，另外，机械强度降低。因此，Co含量设置在10％到15％。
(4)Mo(钼)
Mo具有通过在Ni母相中固溶而增强母相的强度的作用。此外，M23C6 型碳化物中的部分Mo被取代，从而，碳化物的安全系数增大。当Mo含量 小于8％时，不显示上述作用，且当Mo含量超过12％时，制造较大的锭铁 时组分分离趋势增大，且脆化相M6C型碳化物的产生加速。因此，Mo的 含量设置在8％到12％。
(5)Al(铝)
Al和Ni一起产生γ＇相(γ＇：Ni3Al)，并通过沉淀提高镍基合金的机械强 度。当Al的含量小于1.5％时，机械强度和可锻性相比于普通钢均未改善， 而当Al的含量超过2％时，机械强度提高，但可锻性降低。因此，Al的含 量设置在1.5％到2％。
(6)Ti(钛)
和Al一样，Ti和Ni一起产生γ＇相(γ＇：Ni3Ti)，并提高镍基合金的机械 强度。当Ti的含量小于0.1％时，不能显示上述作用，而当Ti含量超过0.6％ 时，热加工性能和可锻性降低，另外，切口敏感性(notch sensitivity)增大。 因此，Ti含量设置在0.1％到0.6％。
(7)B(硼)
B具有通过在Ni母相中沉淀而增强母相强度的作用。当B的含量小于 0.001％时，不显示上述作用，而当B的含量超过0.006％时，存在产生晶界 脆化的可能性。因此，B含量设置在0.001％到0.006％。
(8)Ta(钽)
Ta固溶在γ＇相(γ＇：Ni3Al)中，增强强度，并稳定沉淀强度。当Ta含量 小于0.1％时，相比于普通钢看不到上述作用中的改进，而当Ta含量超过 0.7％时，机械强度通常得到提高，但可锻性降低。因此，Ta含量设置在0.1％ 到0.7％。
(9)Nb(铌)
和Ta一样，Nb固溶在γ＇相(γ＇：Ni3Al)中，增强强度，并稳定沉淀强度。 当Nb的含量小于0.1％时，和普通钢相比在上述作用中看不到改进，而当 Nb的含量超过0.4％时，机械强度通常得以提高，但可锻性降低。因此， Nb的含量设置在0.1％到0.4％。
此外，同时含有上述Ta和Nb，且含有含量在0.1％到0.7％的范围内的 (Ta+2Nb)，从而，它们固溶在γ＇相(γ＇：Ni3Al)中，增强强度，并稳定沉淀强 度。当(Ta+2Nb)的含量小于0.1％时，和普通钢相比在上述作用中看不到改 进，而当(Ta+2Nb)的含量超过0.7％，机械强度提高，但可锻性降低。顺便 提及，在这种情况下，Ta和Nb的含量分别为至少0.01％或更大。Nb的比 重大致是Ta的一半(Ta的比重：16.6，Nb的比重：8.57)，因此，相比于单 独加入Ta的情况，可以通过共同加入Ta和Nb来增加固溶体量。此外，Ta 是战略材料，因此，材料采购不稳定。然而，Nb的储备大致是Ta的100 倍，可以稳定供应。Ta的熔点高于Nb(Ta的熔点：约3000℃，Nb的熔点： 约2470℃)，因此，在较高温度下γ＇相得到增强，且Ta的抗氧化性优于Nb。
(10)Si(硅)和Mn(锰)
Si和Mn被划分为根据本发明的镍基合金中不可避免的杂质。因此， 最好尽可能使剩余含量近似为0％(零)。
在普通钢中，加入Si以补偿耐腐蚀性。然而，所述镍基合金中的Cr 含量大，可以充分保证耐腐蚀性。因此，Si剩余含量设置为0.1％或更少， 并且最好尽可能使根据本发明的镍基合金中的剩余含量近似为0％(零)。
在普通钢中，Mn将引起脆性的S(硫)转化成MnS，防止脆性。然而， 所述镍基合金中的S的含量极小，因此，不必加入Mn。因此，Mn含量设 置为0.1％或更少，且最好尽可能使根据本发明的镍基合金的剩余含量近似 为0％(零)。
对通过在真空感应熔炉中熔化组成镍基合金的组成成分而获得的锭铁 进行渗透过程、锻造和熔体化处理(solution treatment)，从而制造根据本发 明的上述镍基合金。
优选地，在渗透处理中将锭铁保持在1050℃到1075℃的温度范围内五 到六个小时，并在熔体化处理中保持在1100℃到1180℃的温度范围内四到 五个小时。这里，进行熔体化处理以均匀地固溶γ＇相沉淀。γ＇相沉淀在低于 1100℃不完全固溶，且在高于1180℃的温度下强度降低，因为晶粒粗大化。 此外，在950℃到1100℃(再加热温度为1100℃)的温度下进行锻造。
此外，当蒸汽涡轮的涡轮转子由根据本发明的上述镍基合金构成时， 比如一种方法(双重熔化)是，对原材料进行真空感应熔化(VIM)、电渣重熔 (ESR)，并将它们注入预定的模子中。然后进行锻造处理、热处理，以制造 涡轮转子。对于另一种方法(双重熔化)，对原材料进行真空感应熔化(VIM)、 真空电弧重熔(VAR)，并将它注入预定的模子中。然后进行锻造处理、热处 理，以制造涡轮转子。另外，对于另一种方法(三重熔化)，对原材料进行真 空感应熔化(VIM)、电渣重熔(ESR)、真空电弧重熔(VAR)，并将它们注入预 定的模子中。然后，进行锻造处理、热处理，以制造涡轮转子。顺便提及， 对通过上述方法制造的涡轮转子进行超声测试等。
下文中说明了本发明镍基合金的机械强度和可锻性是优异的。
(拉伸强度试验和可锻性评价)
这里，说明了在本发明化学组成范围内的镍基合金的机械强度和可锻 性是优异的。表1显示了进行拉伸强度试验和可锻性评价的样品1到样品 28的化学组成。顺便提及，样品1到样品6是在本发明化学组成范围内的 镍基合金，样品7到样品28是组成在本发明化学组成范围外的镍基合金， 它们是比较实施例。此外，样品7的化学组成相当于普通钢Inconel 617。

在拉伸强度试验中，将20kg的各种具有表1显示的化学组成的样品1 到样品28的镍基合金在真空感应熔炉中熔化，由锭铁制成钢锻件，并由该 钢锻件制成预定尺寸的样品。拉伸强度试验根据“JIS(日本工业标准)G 0567”(钢和耐热合金的高温拉伸试验方法)对各样品在23℃、700℃、800℃ 的温度下进行，并测量0.2％屈服强度(proof stress)。这里，拉伸强度试验中 的温度条件为700℃和800℃的温度是通过考虑蒸汽涡轮的涡轮转子正常操 作时的温度条件和考虑安全因素的温度而设定的。
此外，对各样品进行可锻性评价。这里，根据再加热直到锻造比变成 三的再加热次数，和进行锻造处理直到锻造比变成三之后，锻造比变成三 时有/无锻造裂纹来评价。
这里，锻造比是这样的比率：其中，锻造处理进行之前，待锻造物体 垂直于待锻造物体要拉伸方向的横截面积除以锻造处理之后，锻造物体垂 直于锻造物体拉伸方向的横截面积。此外，在一般的锻造处理中，锻造处 理通过当待锻造物体的温度降低(即当待锻造物体开始硬化时)再加热待锻 造物体来重复。再加热次数是再加热锻造物体直到锻造处理中的锻造比变 成三为止的次数。此外，当锻造处理后视觉观察锻造的物体且不存在裂纹 时，锻造裂纹的有/无表示为“无”，另外，用“○”表示表示可锻性评价，表 明可锻性优异。另一方面，当有裂纹时，用“有”表示，另外，用“×”表示表 示可锻性评价，表明可锻性差。
表2显示了0.2％屈服强度的测量结果和可锻性评价结果。

如表2所示，样品1到样品6在各个温度下具有较高的0.2％屈服强度、 良好的可锻性，结果显示可以获得和具有良好可锻性的普通钢相似的可锻 性。0.2％屈服强度变成较高值的原因是可以想到的，因为实现了沉淀强化 和固溶强化(solid-solution strengthening)。另一方面，比如，结果显示0.2％ 屈服强度显示了较高值，但可锻性在普通钢(比如样品18和样品20)中不好。 如上所述，没有机械强度和可锻性都很优异的普通钢。
(Greeble试验)
这里描述了在本发明化学组成范围内的镍基合金具有良好的热加工性 能。顺便提及，这里通过使用表1中显示的样品1到样品7对各个样品进 行Greeble试验。这里，样品1到样品6是本发明化学组成范围内的镍基合 金，样品7是本发明范围化学组成范围外的镍基合金(相当于Inconel 617)， 它是比较实施例。
表3显示了上述各个样品的Greeble试验的结果。此外，图1的视图显 示了表3中各个样品的Greeble试验的结果。这里，图1纵轴显示的“截面 减小率”指的是从试验前的样品横截面积到试验后(断裂后)的样品横截面积 减少的横截面积与试验前的样品横截面积的比率。即，当该值大时，表示 样品具有良好的热加工性能。
表3

如表3和图1所示，对于本发明化学组成范围内的镍基合金的样品1 到样品6和普通钢的镍基合金的样品7可以获得近似相等的Greeble试验结 果。此外，截面减小率在包括锻造温度范围(约950℃到1100℃)的900℃到 1300℃的温度范围内为70％或更大，结果显示获得了和普通钢的镍基合金 相同的良好的热加工性能。
(老化特性)
这里，说明了即使将本发明化学组成范围内的镍基合金置于高温下预 定的时间内，其机械强度也可以得到保持。
将20kg的具有表1显示的化学组成的样品1到样品6的各个镍基合金 熔化在真空感应熔炉中熔化并由锭铁制成钢锻件，和上述拉伸强度试验中 的样品制造方法一样，由钢锻件制造预定尺寸的样品。拉伸强度试验根据 “JIS(日本工业标准)G 0567”(钢和耐热合金高温拉伸试验方法)在将各个样 品置于750℃下2000小时后置于700℃的温度条件下进行，并测量0.2％屈 服强度。此外，在热处理进行前对各样品进行700℃条件下的拉伸强度试验， 并测量0.2％屈服强度。这里，将样品置于750℃的原因在于为获得安全方 面的数据，考虑了上述涡轮转子的最大使用温度。另一方面，考虑蒸汽涡 轮的涡轮转子的正常操作时的温度条件，拉伸强度试验中的温度条件设定 为700℃的温度。
表4显示了各个样品中0.2％屈服强度的测量结果。
表4

如表4所示，结果显示热处理后的样品的0.2％屈服强度略有降低，但 大致上保持了热处理前的机械强度。因此根据上述结果可以理解结构基本 不随时间变化。
上面具体地描述了本发明的实施方案。然而，本发明并不局限于这些 具体实施方案，应当理解所有不脱离所附权利要求范围的变化和修改均包 括在其内。
相关申请的交叉引用
本申请基于并要求于2007年9月14日提交的在先日本专利申请 No.2007-239227的优先权；在此以引用的方式将其全部内容并入。