JP5236651B2 - 高温強度に優れたボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金及びそれを用いたボイラ部品並びにボイラ部品の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、７００℃以上の超々臨界圧火力発電プラントのボイラで使用される鋼管、鋼板、棒鋼、鍛鋼品等に好適な、高温強度と低熱膨張特性を有するボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金及びそれを用いたボイラ部品並びにボイラ部品の製造方法に関するものである。

近年の化石燃料の節約、地球温暖化対策のための炭酸ガス排出量削減等の要求から、火力発電プラントの効率を上げることが要求されている。効率を上げるためには、蒸気温度を高温化してより高い温度で運転することが望まれる。
従来の発電用ボイラの主蒸気温度は、超々臨界圧発電プラントであってもせいぜい６００℃前後であったが、今後、主蒸気温度を６５０℃、更には７００℃を越える温度まで上げようとする計画が進められつつある。
従来の主蒸気温度６００℃前後の場合、ボイラ管等や配管のような大径厚肉管の材料としてフェライト系耐熱鋼が使用されてきた。これはフェライト系耐熱鋼が６００℃前後までの高い高温強度を有し、かつ熱膨張係数が小さく、比較的安価である等の利点をもっているからである。しかし、６５０℃以上ではフェライト系耐熱鋼では高温強度と耐酸化性が不足するため、より高い高温強度と耐酸化性を有するオーステナイト系ステンレス鋼が提案されている（特許文献１参照）。
特開２００４−３０００号公報

上述のとおり、蒸気温度は高温化しつつあり、蒸気温度が７００℃以上になってくると、オーステナイト系ステンレス鋼でも高温強度が不足する。そこで、７００℃以上では、更に高温強度の高いＮｉ基超耐熱合金が、管寄や配管、更には過熱器等の伝熱管として必要となってくる。
このような材料を管寄や配管に用いる場合、高温強度だけでなく、起動や停止時の熱伸びが従来のフェライト系耐熱鋼に比べて増加するため、設計上の大きな課題となる。火炉内の過熱器伝熱管の場合は、高温の燃焼ガスに直接晒されることから、より高温での高い強度が要求される。
本発明の目的は、Ｎｉ基超耐熱合金の高温強度を向上させ、かつ熱膨張係数を低減し、更に溶接施工可能なボイラ用に適用可能な高温強度に優れたボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金及びそれを用いたボイラ部品並びにボイラ部品の製造方法を提供することである。

本発明者は、高温強度の高い析出強化型Ｎｉ基超耐熱合金の高温強度を低下させず、延性を向上させ、かつ熱膨張係数の低い合金組成を見出し、更にその合金の時効処理を省略しても本来の析出強化型Ｎｉ基合金に近い高い高温強度を有することができることを見出し本発明に到達した。
かくして、本発明の第一の観点によれば、以下の組成を有する高温強度に優れたボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金が提供される。
質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１０〜２４％、式「Ｍｏ＋０．５Ｗ」で規定される量で、Ｍｏ、Ｗの１種または２種を５〜１７％、Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：１．０〜３．０％、Ｆｅ：１０％以下、及び、Ｂ：０．０２％以下（０％は含まず）とＺｒ：０．２％以下（０％は含まず）の１種または２種を含有し、残部はＮｉ及び不可避的不純物でなり、ビッカース硬さが２４０以下であるＮｉ基超耐熱合金。

好適実施形態としての前記ボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：１５〜２４％、Ｔｉ：１．２〜２．５％、Ｆｅ：５％以下、ＢとＺｒのうち１種または２種をＢ：０．００２〜０．０２％、Ｚｒ：０．０１〜０．２％、および、残部である４８〜７８％のＮｉと不可避的不純物を含む。
さらに好適な実施形態としての前記ボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金は、質量％で、０．５〜１．７％のＡｌ、１．２〜１．８％のＴｉ、２％以下のＦｅ、５０〜７５％のＮｉを含む。
さらに好適な実施形態としての前記ボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金では、式Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）で規定される値が０．４５〜０．７０である。

本発明の第二の観点によれば、以下のボイラ部品が提供される。
前記高温強度に優れたボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金を用いたボイラ部品であって、溶接部及び溶接熱影響部を除く基材の金属組織に、２０ｎｍ以上の析出γ'相が存在しないボイラ部品。
本発明の第三の観点によれば、以下の高温強度に優れたボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金を用いたボイラ部品の製造方法が提供される。
前記Ｎｉ基超耐熱合金を溶解し、これを鋳造して得たインゴットに、熱間加工と冷間加工のうち少なくとも一方の塑性加工を施した後、得られた加工品に温度９８０〜１１００℃で溶体化処理を施し、最終製品であるボイラ部品が、未時効状態であって、ビッカース硬さ２４０以下を有するボイラ部品の製造方法。

本発明のボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金は、高温強度、高温延性が優れ、かつ低熱膨張であるため耐熱疲労特性が優れており、更に時効処理を行わないことによって溶接も可能であるため、ボイラ用途に施工が可能で、７００℃以上の高温でのボイラ部品の強度を飛躍的に改善する効果を得ることができ、これを用いてなる７００℃以上の超々臨界圧発電ボイラの実現性を高める効果を奏するものである。

本発明のボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金は、未時効状態でボイラに用いる。これは、Ｎｉ基超耐熱合金が溶接性が悪いことに起因する。
通常、Ｎｉ基超耐熱合金は、溶解、鋳造、塑性加工、溶体化処理の後、高温強度を高めるために、時効熱処理を行ってγ’と呼ばれる析出相を１０〜数１０％析出させて硬化させる。そのため、時効処理後の硬さを高めたＮｉ基超耐熱合金に溶接を行うと、高硬度化されたことにより、Ｎｉ基超耐熱合金の靭性や延性が低下し、高温割れや再熱割れが生じ易いという問題があった。
ボイラ部材の溶接は必須であるが、通常のＮｉ基合金と同様に時効処理を施すと、硬さが高くなり過ぎてボイラ用の部品に供するには不向きとなる。
本発明者の検討によれば、溶接時に割れを生じやすい硬さはビッカース硬さで２４０以下の範囲である。更に好ましくは、ビッカース硬さで２２０以下であり、ビッカース硬さが２０５以下であると更に好ましい。この範囲であれば、溶接時の割れの問題を抑制する効果の他、ボイラ管とする場合の加工性も向上させることができる。
そのため、本発明では、未時効の状態で溶接が可能で、且つ、未時効の状態でボイラ用途に使用している最中に、蒸気温度を利用して時効処理と同様な効果を得るに最適な化学組成を提案するものである。
本発明のボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金において、以下の範囲で各化学組成を規定した理由は以下の通りである。なお、特に記載のない限り質量％として記す。

Ｃ：０．２％以下
Ｃは、炭化物形成により結晶粒粗大化を防止する効果を有する。しかし、多すぎると、炭化物がストリンガー状に析出しやすくなり、加工方向に対する直角方向の延性が低下し、更にＴｉと結合して炭化物を形成するため、本来Ｎｉと結び付いて析出強化相となるγ’を形成するＴｉ量が確保できなくなり強度が低下するため、Ｃは０．２％以下に限定する。好ましくは、Ｃは０．００５〜０．１５％であり、更に好ましいＣの範囲は０．００５〜０．１０％であり、より望ましくは０．００５〜０．０８％であり、更に好ましくは０．００５〜０．０５％がよい。
Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下
ＳｉとＭｎは、合金溶製時に脱酸剤として用いられるが、過度に含有すると熱間加工性の低下や使用時の靭性を損なうため、それぞれＳｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下に限定する。好ましくは、Ｓｉ、Ｍｎそれぞれ０．３％以下、より０．１％以下が好ましく、０．０１％以下が最も好ましい。

Ｃｒ：１０〜２４％
Ｃｒは、マトリックスに固溶して、合金の耐酸化性を向上させる効果を有する。特に７００℃を超える高温では、１０％未満では上記効果が十分には得られず、また過度の添加は合金の塑性加工が困難となるため、Ｃｒは１０〜２４％に限定する。好ましいＣｒは１５〜２４％の範囲であり、好ましいＣｒの下限は１８％以上であり、上限は２２％以下である。より好ましい範囲は１９〜２１％である。
Ｍｏ＋０．５Ｗ：５〜１７％
Ｍｏ及びＷは、合金の熱膨張係数を下げる効果がある重要な元素であり、１種または２種を必須添加する。Ｍｏ＋Ｗ／２量で５％未満では上記効果が得られず、また１７％を超えると、合金の塑性加工が困難となるため、ＭｏとＷの１種または２種を、式「Ｍｏ＋０．５Ｗ」で規定される量＝５〜１７％に限定する。
ＭｏとＷの好ましい範囲はＭｏ＋０．５Ｗ＝５〜１５％であり、更に好ましくは５〜１２％である。更には、Ｗの比率が高いとＬＡＶＥＳ相が形成されやすく延性や熱間加工性が低下するため、Ｍｏ単独添加が好ましく、８〜１２％がよい。より好ましくは９〜１１％である。

Ａｌ：０．５〜２．０％
Ａｌは、時効処理によりγ’相と呼ばれる金属間化合物（Ｎｉ_３Ａｌ）を形成し、合金の高温強度を高める効果を有する。本発明の場合、使用温度が７００℃以上と高いため、使用中に時効処理と同様な効果が得られてγ’相の析出強化が起こる。
そこで本発明では、７００℃以上の超々臨界圧ボイラの使用中での時効析出強化を狙ってＡｌを添加する。上記効果を得るため０．５％以上が必要であるが、２％を越えると熱間加工が困難となるのでＡｌは０．５〜２．０％に限定する。望ましいＡｌの範囲は０．５〜１．７％である。
Ｔｉ：１．０〜３．０％
Ｔｉは、Ａｌと共にγ’相（Ｎｉ_３（Ａｌ，Ｔｉ））を形成する。Ａｌ単独のγ’相よりもＡｌ，Ｔｉからなるγ’の方が、更に高い高温強度が得られる。そのためＴｉは、１％以上が必要であるが、３％を越えるとγ’相が不安定になり、高温においてγ’相からη相への変態が起こり易くなって高温強度が低下するとともに、熱間加工性の面でも好ましくないので、１．０〜３．０％に限定する。望ましいＴｉの範囲は、１．２〜２．５％であり、更に望ましいＴｉの範囲は１．２〜１．８％である。

Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）：０．４５〜０．７０
前述のように、本合金においてＡｌとＴｉのバランスは重要である。γ’相中のＡｌの割合が多くなるほど、延性は向上するが、逆に強度は低下する。本発明合金においては、十分な延性を確保することが重要であり、γ’相中のＡｌの割合を原子量の比として表わすため、Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）なる数値を設定した。この値が０．４５より低いと十分な延性が得られない。逆に０．７を越えると強度が不足する。望ましくは、０．４５〜０．６０である。
Ｆｅ：１０％以下
Ｆｅは、必ずしも添加する必要はないが、合金の熱間加工性を改善する作用があるため、必要に応じて添加することができる。１０％を越えると、合金の熱膨張係数が大きくなり、また耐酸化性が劣化するため、上限を１０％に限定するのがよい。望ましくは５％以下がよく、更に望ましくは２％以下である。

Ｂ：０．０２％以下（０％は含まず）、Ｚｒ：０．２％以下（０％は含まず）の１種または２種
Ｂ及びＺｒは、粒界を強化し、合金の高温における延性を高める効果があるため、１種または２種を添加する。しかし過度に添加すると、かえって熱間加工性を劣化させるため、Ｂは０．０２％以下、Ｚｒは０．２％以下に限定した。望ましいＢの範囲は、０．００２〜０．０２％であり、望ましいＺｒの範囲は、０．０１〜０．２％である。
残部Ｎｉ
残部はＮｉ及び不可避的不純物である。残部から不可避的不純物を除いたＮｉについて、Ｎｉ量は４８％未満では高温強度が不足するので、４８％以上とするのが良い。また、７８％を超えると延性が低下するので、７８％以下とする。好ましいＮｉの下限は５０％以上であり、５４％以上が更に好ましい。また、好ましいＮｉの上限は７５％以下であり、７２％以下が更に好ましい。

なお、上記以外の元素に関して、少量であれば本発明合金の特性に基本的には影響しない以下の元素を下記の範囲内で本発明合金に含有しても良い。
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．８％以下、Ｃｏ：５％以下、Ｃｕ：５％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｏ：０．０２％以下、Ｎ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．１％以下

次に製造方法の規定理由を述べる。
上記の発明合金を超々臨界圧ボイラ用途に使用する場合、溶解、鋳造後、熱間加工を行うか、熱間加工後に冷間加工を行い、所定の形状に塑性加工する。所定の形状とは、ほとんどの場合が管形状である。溶解、鋳造、熱間加工、冷間加工の各工程の間には、必要に応じて溶体化処理や焼鈍等の熱処理工程が入る。
これらの製造工程は、ボイラ用途の部材、部品形状に加工するために必要な工程である。必要に応じ、更に機械加工により加工する場合もある。いずれにしても所定の形状に加工した後の熱処理状態は、最後の溶体化処理後の未時効状態である。
溶体化処理後の未時効状態とする理由は、ボイラを組み立てる場合に溶接施工を使う場合が多いため、溶接施工によって割れないように軟化状態にしておく必要があるためである。この時の硬さは、ビッカース硬さで２４０以下である。
また、７００℃以上の超々臨界圧ボイラ用途に本発明合金を使用する場合には、使用中での微細なγ’相粒子の時効析出強化が期待できるため、溶体化処理のままで使用開始しても、時効処理した状態で使用する場合に近い高いクリープ破断強度が得られるので、時効処理は必要なく、溶体化処理のままで使用することが可能である。
しかし、溶体化処理温度が９８０℃より低いと析出に寄与する元素の十分な固溶ができないため、十分な高温強度が得られず、一方１１００℃を超えて溶体化処理を行うと結晶粒の粗大化により強度、延性が低下するため、溶体化処理温度は９８０〜１１００℃とした。

また、必要に応じて最後の溶体化処理の後に安定化処理を行うことは可能である。ここで、安定化処理とは、８００〜９００℃程度の温度で数時間程度の熱処理を行うことによって、結晶粒界にＣｒ炭化物等を析出させてクリープ破断延性を改善する処理である。この処理によって粒内に粗大なγ’相粒子が形成されるが、粗大であるが故に析出強化は大きくないため、溶接施工に支障がない範囲で実施することもできる。なお、安定化処理の好ましい温度範囲は、８３０〜８８０℃である。
また、本発明で言う未時効状態とは６５０℃以上８００℃未満の温度で１時間以上保持する時効処理を実施しない状態を言う。すなわち、金属組織としては、時効処理によって大きな強度上昇を伴う２０ｎｍ以上の粗大なγ’相粒子が母相のオーステナイト相中に析出していない状態を指す。
２０ｎｍ以上の粗大なγ’相粒子が母相のオーステナイト相中に析出すると、母相の硬さが高くなって溶接性を阻害するおそれがある。
なお、本発明の低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金を用いて、例えば、低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金を適当な大きさに調整し、溶接を行い管形状のボイラ部品とした場合でも、溶接部及び溶接熱影響部を除く基材(母相)において、２０ｎｍ以上のγ’相が析出していない状態を維持している特徴が見て取れる。

以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
（実施例１）
本発明合金Ｎｏ．１、Ｎｏ．３〜９、比較合金Ｎｏ．１１〜１２及び従来合金Ｎｏ．１３を真空誘導炉にて溶製し、１０ｋｇのインゴットを作製した。
表１に、作製した本発明合金、及び比較合金、従来合金の組成を示す。

続いて本発明合金、及び比較合金、従来合金を３０ｍｍ角に熱間鍛造し、１０６６℃で４時間加熱後空冷の溶体化処理を実施した。
また、同じく表１に示す本発明合金Ｎｏ．２については、真空誘導炉にて溶解後、更に真空アーク再溶解を実施して約１トンのインゴットを作製した。続いて１１４０℃にて均質化焼鈍を行い、熱間加工により７５ｍｍ×１３０ｍｍの断面形状に仕上げ、１０６６℃で４時間加熱後空冷の溶体化処理を実施した。
また、比較として、本発明合金Ｎｏ．２について１０６６℃で４時間加熱後空冷の溶体化処理後、安定化処理として８５０℃で４時間加熱後空冷し、更に時効処理として、７６０℃で１６時間加熱後、空冷の熱処理を実施した。これらの素材から試験片を切り出し、硬さの測定及び、以下の各種試験を行った。
まず、直径５ｍｍ、長さ１９．５ｍｍの円柱試験片について、示差熱膨張測定装置を用い、Ａｒガス中で昇温速度１０℃／ｍｉｎで加熱し、３０〜７５０℃までの長さ方向の熱膨張係数を測定した。次に引張試験片、クリープ破断試験片を採取し、７５０℃で引張試験を、７５０℃、２００ＭＰａでクリープ破断試験を行った。溶体化処理状態でのこれらの特性評価結果を表２に、本発明合金Ｎｏ．２の時効処理まで実施した後のこれらの特性評価結果を表３に示す。

表２より、本発明合金Ｎｏ．１〜９は、何れもＮｉ基超耐熱合金の中では低い熱膨張係数を有しているのが分る。また、従来合金Ｎｏ．１３に比べて７５０℃での高い高温引張強度を示し、延性も良好なレベルにある。また、本発明合金のクリープ破断時間は比較合金Ｎｏ．１２、従来合金Ｎｏ．１３より長く、良好なクリープ破断強度を有している。
更に、本発明合金のビッカース硬さは、最大でも２０８Ｈｖであり、溶接時の割れの発生を抑制することができる。
本発明合金のクリープ破断延性も比較合金Ｎｏ．１１より大きいことから、本発明合金は、比較合金、従来合金にない良好なクリープ破断強度とクリープ破断延性を兼備していることが分る。
また、表２、表３より、本発明合金Ｎｏ．２は、時効処理後に比べて、溶体化処理状態で７５０℃の引張強度はやや低いものの、同等の熱膨張係数及び同等のクリープ破断強度、延性を有していることがわかる。したがって、熱膨張係数、クリープ破断強度、延性が重視されるボイラ用途に本発明合金を溶体化処理のままで使用すると、時効処理材と遜色ない良好な特性が得られ、また従来合金より優れた特性を示すことがわかる。

（実施例２）
本発明合金Ｎｏ．２について、外径３０ｍｍ、肉厚８ｍｍの管形状に加工したものを準備し、１０６６℃で４時間加熱後空冷の溶体化処理を行った後、突合せ溶接試験を実施し、ボイラ部品とした。溶接熱影響部のビッカース硬さは２３９Ｈｖであった。溶接材料には市販の高強度Ｎｉ基合金の溶接ワイヤを用い、自動ＴＩＧ溶接によって溶接を行った。溶接材料の化学組成は表４に、実際の溶接条件は表５に示した。溶接後熱処理は行っていない。

溶接後にＪＩＳ−Ｚ３１２２に準拠して継手の側曲げ試験（曲げ半径：肉厚の２倍、曲げ角度：１８０度）を実施したが、割れは認められず、合格判定が得られた。
さらに溶接部断面の組織観察も行ったが、微小欠陥や割れは観察されず、良好な溶接施工ができたことが確認された。また、溶接部及び溶接熱影響部を除く基材(母相)において、２０ｎｍ以上のγ’相の析出を電子顕微鏡を用いて確認したが、２０ｎｍ以上の粗大なγ’相は確認できなかった。
次に、溶接継手部分をはさんで引張試験片、クリープ破断試験片を採取し、引張試験、クリープ破断試験を実施した。試験温度は、主蒸気温度７００℃級のボイラの過熱器を想定し、７５０℃で行った。
引張試験結果を表６に示す。溶接継手試験片の破断位置は溶接金属で、その破断強度は表２に示した母材強度よりやや低めとなったが、実用上問題のない強度であり、溶接に起因した溶融境界部や熱影響部での割れは生じていないことから、溶接性は問題のないことが示された。

クリープ破断試験結果を表７に示す。
引張試験の場合と同様、溶接継手試験片の破断位置は溶接金属のもの（試験温度７５０℃、応力２００ＭＰａ）、母材で破断したもの（試験温度７５０℃、応力１４０ＭＰａ及び試験温度８００℃、応力１００ＭＰａ）となった。
その破断時間は溶体化処理のままの母材強度よりやや短めとなったが、クリープの特性上、母材とほぼ同等の強度とみなせるものである。また、破断位置が母材で破断した試験片もあることから、溶接部に機械的特性の劣化も見られず、健全な溶接が可能であることも分る。さらに、溶接に起因した溶融境界部や熱影響部での割れは生じておらず、クリープ強度の観点からも溶接性に問題のないことが示された。

本実施例では、一般に入手できる市販のＮｉ基合金の溶接材料を用いて溶接試験を行ない、冶金的、或いは引張強度及びクリープ破断強度、溶接位置の観点からも健全な溶接継手を製作できることを示した。継手の引張及びクリープ破断試験で溶接金属破断となり、溶接金属で破断した試験片には継手強度は母材強度をわずかに下回っているものもあるが、これは溶接材料自体の強度に関わる問題であり、より高強度の溶接材料で溶接を行えば、継手強度が改善されることは明らかである。

本発明合金は、未時効状態で７００℃以上での低い熱膨張係数、高温引張特性、高温クリープ破断特性及び溶接性に優れているため、溶接施工が必須であり、かつ７００℃以上で高い熱疲労強度、クリープ破断特性が不可欠な超々臨界圧ボイラ用途に適用できる。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１０〜２４％、式「Ｍｏ＋０．５Ｗ」で規定される量で、Ｍｏ、Ｗの１種または２種を５〜１７％、Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：１．０〜３．０％、Ｆｅ：１０％以下、及び、Ｂ：０．０２％以下（０％は含まず）とＺｒ：０．２％以下（０％は含まず）の１種または２種を含有し、残部はＮｉ及び不可避的不純物でなり、ビッカース硬さが２４０以下である高温強度に優れたボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金。
2. 請求項１に記載のボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金において、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：１５〜２４％、Ｔｉ：１．２〜２．５％、Ｆｅ：５％以下、及びＢ：０．００２〜０．０２％、Ｚｒ：０．０１〜０．２％の１種または２種を含有し、残部が４８〜７８％のＮｉ及び不可避的不純物でなる高温強度に優れたボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金。
3. 質量％で、Ａｌ：０．５〜１．７％、Ｔｉ：１．２〜１．８％、Ｆｅ：２％以下、Ｎｉが５０〜７５％を満たす請求項１または請求項２に記載の高温強度に優れたボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金。
4. Ａｌ／（Ａｌ＋０．５６Ｔｉ）で表される値が０．４５〜０．７０である請求項１から請求項３までの何れか１項に記載の高温強度に優れたボイラ用低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金。
5. 請求項１から請求項４までの何れか１項に記載の高温強度に優れた低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金を用いたボイラ部品であって、溶接部及び溶接熱影響部を除く基材の金属組織に、２０ｎｍ以上の析出γ’相が存在ないボイラ部品。
6. 請求項１から請求項４までの何れか１項に記載の高温強度に優れた低熱膨張Ｎｉ基超耐熱合金を用いたボイラ部品の製造方法であって、
   前記Ｎｉ基超耐熱合金を溶解し、これを鋳造して得たインゴットに、熱間加工と冷間加工のうち少なくとも一方の塑性加工を施した後、得られた加工品に温度９８０〜１１００℃で溶体化処理を施し、最終製品であるボイラ部品が、未時効状態であって、ビッカース硬さ２４０以下を有するボイラ部品の製造方法。