JP2020015049A

JP2020015049A - 合金の製造方法

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Publication number: JP2020015049A
Application number: JP2018137911A
Authority: JP
Inventors: 亜由美堀; Ayumi Hori
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2018-07-23
Filing date: 2018-07-23
Publication date: 2020-01-30
Anticipated expiration: 2038-07-23
Also published as: JP7187864B2

Abstract

【課題】生産効率を低下させることなくフレッケル偏析の生成を抑制すること。【解決手段】まず、合金の液相密度差Δρ（＝ρ0−ρ0.35）と、フレッケル偏析生成の臨界値α（＝Ｖ×Ｒ1.1）との関係を表す予測式を、Δρ≧０である場合とΔρ＜０である場合に分けて、それぞれ、予め取得しておく。次に、製造しようとする合金（Ｘ）の液相密度差ΔρXを算出する。次に、算出されたΔρXを予測式に代入し、合金（Ｘ）のフレッケル偏析生成の臨界値αXを算出する。次に、特定の溶解・鋳造装置を用いて、特定の溶解・鋳造条件（Ｙ）下において合金（Ｘ）を製造したと仮定した時の冷却指数βY（＝ＶY×ＲY1.1）をシミュレーションにより算出し、βY≧αXとなる溶解・鋳造条件（Ｙ）を見出す。さらに、当該溶解・鋳造装置を用いて、βY≧αXとなる溶解・鋳造条件（Ｙ）下で合金（Ｘ）を製造する。【選択図】図４

Description

本発明は、合金の製造方法に関し、さらに詳しくは、Ｎｉ基合金などの合金の生産効率を低下させることなくフレッケル偏析の生成を抑制することが可能な合金の製造方法に関する。

「Ｎｉ基合金（又は、Ｎｉ基超合金）」とは、Ｎｉを主成分とし、Ａｌ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｃｒ等を添加することにより固溶強化及び／又は析出強化させた合金をいう。Ｎｉ基合金は、高温強度、耐食性、耐酸化性等に優れていることから、航空機用ジェットエンジンや発電用ガスタービンの動翼や静翼、ターボチャージャー用タービンなどに賞用されている。そのため、このようなＮｉ基合金に関し、従来から種々の提案がなされている。

例えば、特許文献１には、
（Ａ）０．００１＜Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％、１１．０≦Ｃｒ＜１９．０ｍａｓｓ％、０．５≦Ｃｏ＜２２．０ｍａｓｓ％、０．５≦Ｆｅ＜１０．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ≦０．１ｍａｓｓ％、２．０＜Ｍｏ＜５．０ｍａｓｓ％、１．０＜Ｗ＜５．０ｍａｓｓ％、２．５≦Ｍｏ＋１／２Ｗ＜５．５ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．０１０ｍａｓｓ％、０．３≦Ｎｂ＜２．０ｍａｓｓ％、３．０＜Ａｌ＜６．５ｍａｓｓ％、及び、０．２≦Ｔｉ＜２．４９ｍａｓｓ％を含み、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
（Ｂ）元素Ｍの原子％を［Ｍ］とすると、０．２≦[Ｔｉ]／[Ａｌ]×１０＜４．０、及び、８．５≦[Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＜１３．０を満たす
熱間鍛造用のＮｉ基超合金が開示されている。
同文献には、Ｔｉ量を少なくしてＡｌ量を多くすると、熱間鍛造加工性と高温強度特性との両立が可能となる点が記載されている。

また、特許文献２には、
（Ａ）０．００１＜Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％、１１≦Ｃｒ＜１９ｍａｓｓ％、５＜Ｃｏ＜２５ｍａｓｓ％、０．１≦Ｆｅ＜４．０ｍａｓｓ％、２．０＜Ｍｏ＜５．０ｍａｓｓ％、１．０＜Ｗ＜５．０ｍａｓｓ％、２．０≦Ｎｂ＜４．０ｍａｓｓ％、３．０＜Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％、及び、１．０＜Ｔｉ＜３．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
（Ｂ）元素Ｍの原子％を［Ｍ］とすると、３．５≦（[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]）／[Ａｌ]×１０＜６．５、及び、９．５≦[Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＜１３．０を満たす
熱間鍛造用のＮｉ基超合金が開示されている。
同文献には、Ａｌ、Ｔｉ、及びＮｂの含有量を最適化すると、γ'相の固溶温度を低下させることができることができ、これによって低温での熱間鍛造が可能となる点が記載されている。

また、特許文献３には、
（Ａ）０．００１＜Ｃ＜０．１００ｍａｓｓ％、１１≦Ｃｒ＜１９ｍａｓｓ％、５＜Ｃｏ＜２５ｍａｓｓ％、０．１≦Ｆｅ＜４．０ｍａｓｓ％、２．０＜Ｍｏ＜５．０ｍａｓｓ％、１．０＜Ｗ＜５．０ｍａｓｓ％、０．３≦Ｎｂ＜４．０ｍａｓｓ％、３．０＜Ａｌ＜５．０ｍａｓｓ％、１．０＜Ｔｉ＜３．４ｍａｓｓ％、及び、０．０１≦Ｔａ＜２．０ｍａｓｓ％を含み、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなり、
（Ｂ）元素Ｍの原子％を［Ｍ］とすると、３．５≦（[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]）／[Ａｌ]×１０＜６．５、及び、９．５≦[Ａｌ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＜１３．０を満たす
熱間鍛造用のＮｉ基超合金が開示されている。
同文献には、Ａｌ、Ｔｉ、及びＮｂの含有量を最適化すると、γ'相の固溶温度を低下させることができることができ、これによって低温での熱間鍛造が可能となる点が記載されている。

さらに、非特許文献１には、横型一方向凝固試験炉を用いたストリーク状偏析（フレッケル偏析）の再現試験の結果が開示されている。
同文献には、
（ａ）偏析ストリークは、凝固方向ベクトルと、母液相との比重差を駆動力とした濃化液相の移動方向ベクトルとの和の方向に成長する点、
（ｂ）Ｎｉ基超合金は、添加される成分に応じて、偏析ストリークが凝固前面から上方に伸びる浮上型と、凝固前面から下方に伸びる沈降型に分類される点、及び、
（ｃ）ε×Ｒ^1.1値（ε：冷却速度、Ｒ：凝固速度）を偏析生成の臨界値とする方法で、Ｎｉ基超合金のストリーク偏析傾向を整理することができる点、
が記載されている。

Ｎｉ基合金は、多量の合金元素を含むため、凝固時に徐冷されるとフレッケルと呼ばれるマクロ偏析が発生しやすい。そのため、Ｎｉ基合金の製造には、一般に、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）法や真空アーク再溶解（ＶＡＲ）法などの偏析の出にくい製造方法が採用されている。しかし、Ｎｉ基合金の製造方法としてＥＳＲ法やＶＡＲ法を採用した場合であっても、鋳塊のサイズが大きくなるほど、凝固時にフレッケル偏析が発生しやすくなるという問題がある。さらに、このような問題は、Ｎｉ基合金だけでなく、他の合金でも起こりうる。

一方、ＥＳＲ法やＶＡＲ法を用いる場合において、消耗電極の溶解速度を遅くすると、溶湯の冷却速度が速くなる。その結果、フレッケル偏析を抑制することができる。しかしながら、この方法では、凝固速度が極端に遅くなり、高い生産効率は得られない。
さらに、フレッケル偏析が生成する臨界値は、合金組成によって異なる。そのため、フレッケル偏析が発生せず、かつ、高い生産効率が得られる製造条件を選定するためには、各合金組成毎に一方向凝固試験を実施し、臨界値を実験により求める必要があった。しかしながら、このような方法は、極めて煩雑である。

特開２０１５−１２９３４１号公報特開２０１７−１４５４７９号公報特開２０１７−１４５４７８号公報

鉄と鋼、Ｖｏｌ．９５（２００９）、Ｎｏ．８、Ｐ６１３

本発明が解決しようとする課題は、合金を溶解・鋳造する場合において、生産効率を低下させることなくフレッケル偏析の生成を抑制することにある。
また、本発明が解決しようとする他の課題は、Ｎｉ基合金を溶解・鋳造する場合において、生産効率を低下させることなくフレッケル偏析の生成を抑制することにある。

上記課題を解決するために本発明に係る合金の製造方法は、
合金の液相密度差Δρ（＝ρ₀−ρ_0.35）と、フレッケル偏析生成の臨界値α（＝Ｖ×Ｒ^1.1）との関係を表す予測式を、Δρ≧０である場合（浮上型）とΔρ＜０である場合（沈降型）に分けて、それぞれ、予め取得しておく予測式取得工程と、
製造しようとする合金（Ｘ）の組成に基づいて、前記合金（Ｘ）の液相密度差Δρ_Xを算出するΔρ算出工程と、
算出された前記Δρ_Xを前記予測式に代入し、前記合金（Ｘ）のフレッケル偏析生成の臨界値α_Xを算出する臨界値算出工程と、
特定の溶解・鋳造装置を用いて、特定の溶解・鋳造条件（Ｙ）下において前記合金（Ｘ）を製造したと仮定した時の冷却指数β_Y（＝Ｖ_Y×Ｒ_Y ^1.1）をシミュレーションにより算出し、β_Y≧α_Xとなる前記溶解・鋳造条件（Ｙ）を見出す製造条件選定工程と、
前記溶解・鋳造装置を用いて、β_Y≧α_Xとなる前記溶解・鋳造条件（Ｙ）下で前記合金（Ｘ）を製造する溶解・鋳造工程と
を備えていることを要旨とする。

但し、
ρ₀は、前記合金の母液相（固相率：ゼロ）の密度（ｇ／ｃｍ³）、
ρ_0.35は、前記合金の濃化液相（固相率：０．３５）の密度（ｇ／ｃｍ³）、
Ｖは、前記合金が凝固する時の冷却速度（℃／ｎｉｎ）、
Ｒは、前記合金が凝固する時の凝固速度（ｍｍ／ｍｉｎ）、
Ｖ_Yは、前記溶解・鋳造装置を用いて、前記溶解・鋳造条件（Ｙ）下において前記合金（Ｘ）を製造した時の冷却速度（℃／ｍｉｎ）、
Ｒ_Yは、前記溶解・鋳造装置を用いて、前記溶解・鋳造条件（Ｙ）下において前記合金（Ｘ）を製造した時の凝固速度（ｍｍ／ｍｉｎ）。

Ｎｉ基合金などの合金をゆっくりと凝固させると、凝固の進行に伴い溶質が所定の比率で固相と液相に分配される。その結果、凝固中に、母液相とは密度が異なる濃化液相が生成する。フレッケル偏析は、母液相と濃化液相との間の液相密度差Δρを駆動力として成長すると考えられている。また、凝固時の冷却条件（Ｖ：冷却速度、Ｒ：凝固速度）がフレッケル偏析の臨界値α（＝Ｖ×Ｒ^1.1）を下回ると、フレッケル偏析が生成しやすいことが知られている。さらに、フレッケル偏析生成の臨界値α（＝Ｖ×Ｒ^1.1）とΔρとの間には相関があることも知られている。しかし、このΔρとαとの間の相関が、合金が浮上型（Δρ≧０）であるか、あるいは、沈降型（Δρ＜０）であるかによって大きく異なることは知られていなかった。

これに対し、Δρとαとの関係を表す予測式をΔρ≧０である場合とΔρ＜０である場合に分けて、それぞれ、予め取得しておくと、実際に製造しようとする合金（Ｘ）のフレッケル偏析生成の臨界値α_Xを正確に予測することができる。
次に、合金（Ｘ）を製造するための溶解・鋳造装置が決まると、ある溶解・鋳造条件（Ｙ）下で合金（Ｘ）を製造した時の冷却指数β_Y（＝Ｖ_Y×Ｒ_Y ^1.1）を推定することができる。そのため、当該溶解・鋳造装置を用いて合金（Ｘ）を製造する場合において、β_Y≧α_Xとなり、かつ、凝固速度Ｒ_Yが最大である溶解・鋳造条件（Ｙ）を選定すれば、生産効率を低下させることなくフレッケル偏析の生成を抑制することができる。

真空アーク再溶解（ＶＡＲ）法を用いて、通常の条件下で製造されたＮｉ基合金の鋳造組織の模式図（左図）、及び顕微鏡写真（右図）である。一方向凝固試験装置の概略図である。一方向凝固試験後のマクロ評価結果（上図：観察面の写真、下図：観察面の模式図）の一例である。液相密度差Δρとフレッケル偏析生成の臨界値α（＝Ｖ×Ｒ^1.1）との関係を示す図である。

真空アーク再溶解（ＶＡＲ）法を用いて製造されたＮｉ基合金の断面写真（図５（Ａ）：溶解速度＝１８０ｋｇ／ｈｒ、図５（Ｂ）：溶解速度＝２１６ｋｇ／ｈｒ）である。図６（Ａ）〜図６（Ｆ）は、それぞれ、液相密度差Δρに及ぼすＣ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｍｏ、又はＷの含有量の差Δｘの影響を示す図である。図７（Ａ）〜図７（Ｄ）は、それぞれ、液相密度差Δρに及ぼすＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、又はＡｌの含有量の差Δｘの影響を示す図である。

以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１．適用合金］
本発明は、凝固時にフレッケル偏析が生じうるあらゆる合金に対して適用することができる。本発明が適用される合金としては、例えば、
（ａ）Ｎｉ基合金（又は、Ｎｉ基超合金）、
（ｂ）ＣｒＭｏ鋼、ＣｒＭｏＶ鋼、
（ｃ）Ｃｏ基合金、
などがある。
合金は、特にＮｉ基合金が好ましい。Ｎｉは、種々の元素を固溶しやすい性質、及び強化層を析出する性質があることから、多数元素を混ぜて固溶強化、析出強化をしている。また、フレッケル偏析は、液相密度差で生じるため、多量の合金元素を含むＮｉ基合金で発生しやすく、特に冷却が遅い大型品に起こりやすい。そのため、Ｎｉ基合金に対して本発明を適用すると、高い効果が得られる。

［２．Ｎｉ基合金］
［２．１．定義］
「Ｎｉ基合金（又は、Ｎｉ基超合金）」とは、Ｎｉを主成分とし、Ａｌ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｃｒ等を添加することにより固溶強化及び／又は析出強化させた合金をいう。
「Ｎｉを主成分とする」とは、Ｎｉ含有量が２０ｍａｓｓ％以上であることをいう。
Ｎｉ基合金としては、例えば、インコネル（登録商標）、ハステロイ（登録商標）、インコロイ（登録商標）、モネル（登録商標）、インバー（登録商標）などがある。本発明は、いずれのＮｉ基合金に対しても適用することができる。

［２．２．具体例］
本発明が適用される合金は、特に、
０．００１≦Ｃ≦０．１ｍａｓｓ％、
１１．０≦Ｃｒ≦２３．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｃｏ≦２２．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｆｅ≦３７．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｍｏ≦１８．５ｍａｓｓ％、
０．３≦Ｎｂ≦５．５ｍａｓｓ％、
０．１≦Ａｌ≦６．５ｍａｓｓ％、及び、
０．２≦Ｔｉ≦３．７ｍａｓｓ％
を含み、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなるＮｉ基合金が好ましい。
Ｎｉ基合金は、さらに、
１．０≦Ｗ≦５．０ｍａｓｓ％
をさらに含んでいても良い。

［２．２．１．主構成元素］
Ｎｉ基合金は、以下のような元素を含み、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

（１）０．００１≦Ｃ≦０．１ｍａｓｓ％：
Ｃは、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ等と結合し、種々の炭化物を生成する。炭化物のうち固溶温度の高いもの（Ｎｂ系及びＴｉ系炭化物）は、ピンニング効果によって高温下での結晶粒の粗大化を抑制し、熱間加工性の改善に寄与する。また、Ｃｒ系、Ｍｏ系、及びＷ系の炭化物は、粒界に析出して粒界強化することで、機械特性の改善に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｃ含有量は、好ましくは、０．００４ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｃ含有量が過剰になると、炭化物量が過剰となる。その結果、炭化物の偏析による組織の不均一化、粒界炭化物の過剰析出による熱間加工性及び機械特性の低下などを招く。従って、Ｃ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃ含有量は、好ましくは、０．０５５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。

（２）１１．０≦Ｃｒ≦２３．０ｍａｓｓ％：
Ｃｒは、Ｃｒ₂Ｏ₃の保護酸化膜を形成し、耐食性及び耐酸化性を向上させるために不可欠な元素である。また、Ｃｒは、Ｃと結合してＣｒ₂₃Ｃ₆炭化物を生成し、強度特性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、１１．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｃｒ含有量は、好ましくは、１２．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１２．３ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｃｒは、フェライト安定化元素である。そのため、Ｃｒ含有量が過剰になると、オーステナイトが不安定化し、脆化相であるσ相やラーベス相の生成が促進される。その結果、熱間加工性、並びに、強度や衝撃値などの機械的特性の低下を招く。従って、Ｃｒ含有量は、２３．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｒ含有量は、好ましくは、２２．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、２０．４ｍａｓｓ％以下である。

（３）０．５≦Ｃｏ≦２２．０ｍａｓｓ％：
Ｃｏは、Ｎｉ基合金の母相であるオーステナイト相に固溶して加工性を改善する。また、Ｃｏは、γ'相の析出を促進し、引張特性等の高温強度を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｃｏ含有量は、好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１２．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｏは高価であるため、過剰な添加は高コスト化を招く。従って、Ｃｏ含有量は、２２．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃｏ含有量は、好ましくは、２０．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１３．５ｍａｓｓ％以下である。

（４）０．５≦Ｆｅ≦３７．０ｍａｓｓ％：
Ｆｅは、Ｎｉ基合金の母相であるオーステナイト相に固溶する。Ｆｅは、少量であれば強度特性及び加工性への影響はない。また、Ｆｅは、合金製造時の原料に混入することがある成分であり、原料の選択によってはＦｅ含有量が多量となるものの、原料コストの低下に繋がる。このような効果を得るためには、Ｆｅ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｆｅ含有量は、好ましくは、０．９５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｆｅ含有量が過剰になると、強度が低下する。従って、Ｆｅ含有量は、３７．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｆｅ含有量は、好ましくは、１９．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、４．０ｍａｓｓ％以下である。

（５）２．０≦Ｍｏ≦１８．５ｍａｓｓ％：
Ｍｏは、固溶強化元素であり、Ｎｉ基合金の母相であるオーステナイト相に固溶して合金を強化する。また、Ｍｏは、Ｃと結合して炭化物を生成し、粒界を強化して機械強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｍｏ含有量は、好ましくは、３．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、有害相であるσ相やラーベス相の生成を促進し、熱間加工性及び機械的特性を低下させる。従って、Ｍｏ含有量は、１８．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｍｏ含有量は、好ましくは、９．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、４．５ｍａｓｓ％以下である。

（６）０．３≦Ｎｂ≦５．５ｍａｓｓ％：
Ｎｂは、Ｃと結合して比較的固溶温度の高いＭＣ型炭化物を生成させる。そのため、Ｎｂを添加すると、ピンニング効果により固溶化熱処理後の結晶粒の粗大化が抑制され、高温強度特性、及び熱間加工性が改善される。また、Ｎｂは、Ｔｉとともに強化相であるγ'相（Ｎｉ₃Ａｌ）のＡｌサイトを置換し、Ｎｉ₃(Ａｌ,Ｔｉ,Ｎｂ)となってγ'相を固溶強化させる。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．３ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．７ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、γ'相の固溶温度が上昇し、熱間加工性が低下する。また、脆化相であるラーベス相が生成し、高温強度の低下を招く。従って、Ｎｂ含有量は、５．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは、５．１ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、３．６ｍａｓｓ％以下である。

（７）０．１≦Ａｌ≦６．５ｍａｓｓ％：
Ａｌは、強化相であるγ'相（Ｎｉ₃Ａｌ）の生成元素として働き、高温強度特性の改善に特に重要な元素である。また、Ａｌは、γ'相の固溶温度を上昇させるが、ＮｂやＴｉに比べて固溶温度上昇への影響は小さい。むしろ、Ａｌは、γ'相の固溶温度の上昇を抑えつつ、時効温度域におけるγ'相の析出量を増加させる作用がある。さらに、Ａｌは、Ｏと結合してＡｌ₂Ｏ₃からなる保護酸化被膜を形成し、耐食性及び耐酸化性の改善にも有効である。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．１２ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．２７ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ａｌ含有量が過剰になると、γ'相の固溶温度が上昇する。また、γ'相の析出量が増加し、熱間加工性が低下するおそれがある。従って、Ａｌ含有量は、６．５ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ａｌ含有量は、好ましくは、５．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、４．０ｍａｓｓ％以下である。

（８）０．２≦Ｔｉ≦３．７ｍａｓｓ％：
Ｔｉは、Ｃと結合して比較的固溶温度の高いＭＣ型炭化物を生成させる。そのため、Ｔｉを添加すると、ピンニング効果により固溶化熱処理後の結晶粒の粗大化が抑制され、高温強度特性、及び熱間加工性が改善される。また、Ｔｉは、Ｎｂとともに強化相であるγ'相（Ｎｉ₃Ａｌ）のＡｌサイトを置換し、Ｎｉ₃(Ａｌ,Ｔｉ,Ｎｂ)となってγ'相を固溶強化させる。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．２ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．２３ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、γ'相の固溶温度が上昇し、熱間加工性が低下する。また、脆化相であるラーベス相が生成し、高温強度の低下を招く。従って、Ｔｉ含有量は、３．７ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｔｉ含有量は、好ましくは、３．２ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以下である。

［２．２．２．副構成元素］
Ｎｉ基合金は、上述した主構成元素に加えて、以下のような１又は２以上の元素をさらに含んでいても良い。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

（９）Ｓｉ≦０．１ｍａｓｓ％：
Ｓｉを添加すると、Ｓｉ酸化物のスケール層が形成され、耐酸化性が改善される。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、Ｓｉが偏析することにより局部的な低融点部を生成し、熱間加工性を低下させる。従って、Ｓｉ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．０９ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０５ｍａｓｓ％以下である。

（１０）１．０≦Ｗ≦５．０ｍａｓｓ％：
Ｗは、固溶強化元素であり、Ｎｉ基合金の母相であるオーステナイト相に固溶して合金を強化する。また、Ｗは、Ｃと結合して炭化物を生成し、粒界を強化して機械強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｗ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｗ含有量は、好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｗ含有量が過剰になると、有害相であるσ相やラーベス相の生成を促進し、熱間加工性及び機械的特性を低下させる。従って、Ｗ含有量は、５．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｗ含有量は、好ましくは、４．５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、４．０ｍａｓｓ％以下である。

（１１）Ｓ≦０．０１ｍａｓｓ％：
Ｓは、不可避的不純物として微量含まれる成分である。Ｓが過剰に存在すると、Ｓが粒界に濃化し、低融点の化合物を形成することで熱間加工性の低下を招く。従って、Ｓ含有量は、０．０１ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｓ含有量は、好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．００１ｍａｓｓ％以下である。

（１２）０．５≦Ｔａ≦２．０ｍａｓｓ％：
Ｔａは、Ｃと結合して比較的固溶温度の高いＭＣ型炭化物を生成させる。そのため、Ｔａを添加すると、ピンニング効果により固溶化熱処理後の結晶粒の粗大化が抑制され、高温強度特性、及び熱間加工性が改善される。また、Ｔａは、Ｎｂ、Ｔｉとともに強化相であるγ'相（Ｎｉ₃Ａｌ）のＡｌサイトを置換し、Ｎｉ₃(Ａｌ,Ｔｉ,Ｎｂ,Ｔａ)となってγ'相を固溶強化させる。このような効果を得るためには、Ｔａ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｔａ含有量は、好ましくは、０．９ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以上である。

一方、Ｔａ含有量が過剰になると、γ'相の固溶温度が上昇し、熱間加工性が低下する。また、脆化相であるラーベス相が生成し、高温強度の低下を招く。従って、Ｔａ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｔａ含有量は、好ましくは、１．５ｍａｓｓ％以下である。

（１３）０．００５≦Ｂ≦０．０３ｍａｓｓ％：
Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化し、加工性及び機械特性を改善する。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｂ含有量は、好ましくは、０．０１５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．０１６ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｂ含有量が過剰になると、粒界への過剰偏析により延性が失われ、熱間加工性が低下する。従って、Ｂ含有量は、０．０３ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｂ含有量は、好ましくは、０．０２５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以下である。

（１４）０．０３≦Ｚｒ≦０．１ｍａｓｓ％：
Ｚｒは、結晶粒界に偏析して粒界を強化し、加工性及び機械特性を改善する。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．０３ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｚｒ含有量は、好ましくは、０．０４５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｚｒ含有量が過剰になると、粒界への過剰偏析により延性が失われ、熱間加工性が低下する。従って、Ｚｒ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以下が好ましい。

（１５）０．００５≦Ｍｇ≦０．０３ｍａｓｓ％：
Ｍｇは、合金の溶製時に脱酸・脱硫剤として添加される場合がある。適量のＭｇは、合金の熱間加工性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｍｇ含有量は、好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｇ含有量が過剰になると、かえって加工性を低下させる。従って、Ｍｇ含有量は、０．０３ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｍｇ含有量は、好ましくは、０．０２５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以下である。

（１６）０．００５≦Ｃａ≦０．０３ｍａｓｓ％：
Ｃａは、合金の溶製時に脱酸・脱硫剤として添加される場合がある。適量のＣａは、合金の熱間加工性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．００５ｍａｓｓ％以上が好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは、０．０１ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃａ含有量が過剰になると、かえって加工性を低下させる。従って、Ｃａ含有量は、０．０３ｍａｓｓ％以下が好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは、０．０２５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、０．０２ｍａｓｓ％以下である。

（１７）０．０５≦ＲＥＭ≦０．２ｍａｓｓ％：
ＲＥＭは、熱間加工性及び耐酸化性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以上が好ましい。ＲＥＭ含有量は、好ましくは、０．１０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以上である。
一方、ＲＥＭ含有量が過剰になると、ＲＥＭが粒界に濃化することで融点を下げ、かえって熱間加工性の低下を招く。従って、ＲＥＭ含有量は、０．２ｍａｓｓ％以下が好ましい。

［３．合金の製造方法］
本発明に係る合金の製造方法は、予測式取得工程と、Δρ算出工程と、臨界値算出工程と、製造条件選定工程と、溶解・鋳造工程とを備えている。

［３．１．予測式取得工程］
まず、合金の液相密度差Δρ（＝ρ₀−ρ_0.35）と、フレッケル偏析生成の臨界値α（＝Ｖ×Ｒ^1.1）との関係を表す予測式を、Δρ≧０である場合（浮上型）とΔρ＜０である場合（沈降型）に分けて、それぞれ、予め取得しておく（予測式取得工程）。
但し、
ρ₀は、前記合金の母液相（固相率：ゼロ）の密度（ｇ／ｃｍ³）、
ρ_0.35は、前記合金の濃化液相（固相率：０．３５）の密度（ｇ／ｃｍ³）、
Ｖは、前記合金が凝固する時の冷却速度（℃／ｎｉｎ）、
Ｒは、前記合金が凝固する時の凝固速度（ｍｍ／ｍｉｎ）。

合金をゆっくりと凝固させると、鋳壁にデンドライトの核が生成し、デンドライトが鋳型の内部に向かって成長する。この時、溶質が所定の比率で固相と液相に分配される。通常、凝固の進行に伴って固相から溶質が掃き出されるため、液相中の溶質の濃度が上昇する。その結果、凝固中に母液相（固相率：ゼロ）とは密度が異なる濃化液相が生成する場合がある。母液相の密度と濃化液相の密度との差（液相密度差）Δρは、固相率により異なる。本発明において、液相密度差Δρの算出には、固相率が０．３５である時の濃化液相の密度ρ_0.35を用いる。これは、固相率が０．３５の時にΔρが最大となる場合が多いためである。

フレッケル偏析は、母液相と濃化液相との間の液相密度差Δρを駆動力として成長すると考えられている。また、フレッケル偏析生成の臨界値α（＝Ｖ×Ｒ^1.1）とΔρとの間には相関があり、凝固時の冷却条件が臨界値αを下回ると、フレッケル偏析が生成しやすいことが知られている。しかしながら、従来は、合金が浮上型（Δρ≧０）であるか、あるいは、沈降型（Δρ＜０）であるかを区別することなく、Δρとαとの関係を論ずるのが一般的であった。

これに対し、Δρとαとの間の相関は、合金が浮上型（Δρ≧０）であるか、あるいは、沈降型（Δρ＜０）であるかによって大きく異なる。この点は、本願発明者らによって初めて見出された知見である。そのため、本発明においては、Δρとαとの関係を表す予測式を浮上型（Δρ≧０）である場合と沈降型（Δρ＜０）である場合に分けて、それぞれ、予め取得しておく。この点が、従来とは異なる。

Δρとαとの関係（予測式）は、一般に、合金の種類により異なる。しかし、類似の組成及び性質を有すると見なすことができる一群の合金については、１組の予測式を用いてαを推定することができる。
ここで、「類似の組成及び性質を有すると見なすことができる一群の合金」とは、
（ａ）同一の主構成元素を含んでおり、
（ｂ）同一の結晶構造を備えており、
（ｃ）類似の物理的性質及び化学的性質を備えた合金
をいう。

例えば、合金がＮｉ基合金である場合において、Ｎｉ基合金が浮上型（Δρ≧０）である時には、前記予測式として次の式（１）を用いるのが好ましい。
また、合金がＮｉ基合金である場合において、Ｎｉ基合金が沈降型（Δρ＜０）である時には、前記予測式として、次の式（２）を用いるのが好ましい。
Ｖ×Ｒ^1.1＝３５３．４２Δρ＋４．１１・・・（１）
Ｖ×Ｒ^1.1＝１６７．６４Δρ−０．２９・・・（２）
なお、「Ｖ×Ｒ^1.1」は、現実にはマイナスの値を取ることはないが、Δρがマイナスの値を取る時には、便宜的にＶ×Ｒ^1.1をマイナスの値で表す。

溶質の平衡分配係数は既知であるため、合金組成が決まると、理論計算によりΔρを算出することができる。一方、ある組成を持つ合金の臨界値αは、一方向凝固試験（具体的には、縦型一方向凝固試験が好ましいが、これに限らない）により求めることができる。そのため、
（ａ）一群の合金の中からΔρが大きく異なる合金組成であって、Δρ≧０であるものとΔρ＜０であるものとを、それぞれ、複数個（好ましくは、２個以上）選択し、
（ｂ）選択された合金組成について、それぞれ、凝固試験を行い、
（ｃ）理論計算から求められたΔρと、凝固試験から求められた臨界値α（＝Ｖ×Ｒ^1.1）とを、それぞれ、Δρ≧０である場合とΔρ＜０である場合に分けて直線回帰する
ことにより、予測式を得ることができる。

［３．２． Δρ算出工程］
次に、製造しようとする合金（Ｘ）の組成に基づいて、前記合金（Ｘ）の液相密度差Δρ_Xを算出する（Δρ算出工程）。
上述したように、溶質の平衡分配係数は既知である。そのため、製造しようとする合金（Ｘ）の組成が決まると、理論計算により液相密度差Δρ_Xを算出することができる。

［３．３．臨界値算出工程］
次に、算出された前記Δρ_Xを前記予測式に代入し、前記合金（Ｘ）のフレッケル偏析生成の臨界値α_Xを算出する（臨界値算出工程）。
予測式は予め取得されているので、Δρ_Xを予測式に代入することにより、臨界値α_Xを容易に算出することができる。

［３．４．製造条件選定工程］
次に、特定の溶解・鋳造装置を用いて、特定の溶解・鋳造条件（Ｙ）下において前記合金（Ｘ）を製造したと仮定した時の冷却指数β_Y（＝Ｖ_Y×Ｒ_Y ^1.1）をシミュレーションにより算出し、β_Y≧α_Xとなる前記溶解・鋳造条件（Ｙ）を見出す（製造条件選定工程）。
但し、
Ｖ_Yは、前記溶解・鋳造装置を用いて、前記溶解・鋳造条件（Ｙ）下において前記合金（Ｘ）を製造した時の冷却速度（℃／ｍｉｎ）、
Ｒ_Yは、前記溶解・鋳造装置を用いて、前記溶解・鋳造条件（Ｙ）下において前記合金（Ｘ）を製造した時の凝固速度（ｍｍ／ｍｉｎ）。

溶解・鋳造装置は、一般に、
（ａ）溶湯を凝固させるための鋳型、
（ｂ）鋳型を冷却するための鋳型冷却装置、
（ｃ）鋳塊外表面と鋳型の内表面との間に熱伝導性の良好なガス（例えば、ヘリウムガス）を供給し、鋳塊を直接、冷却するための鋳塊冷却装置、
（ｄ）所定の温度を有する溶湯を得るための加熱装置、
（ｅ）所定の温度の溶湯を所定の速度で鋳型に供給するための溶湯供給装置、
などを備えている。
溶解・鋳造装置の構成要素の熱定数は既知であるため、溶解・鋳造条件（Ｙ）が決まると、その溶解・鋳造条件（Ｙ）で合金（Ｘ）を製造した時の、冷却速度Ｖ_Y及び凝固速度Ｒ_Yをシミュレーションにより求めることができる。

例えば、Ｎｉ基合金の溶解・鋳造には、一般に、エレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）法や真空アーク再溶解（ＶＡＲ）法などの偏析の出にくい製造方法が採用されている。
ここで、「ＥＳＲ法」とは、溶融スラグの電気抵抗熱によって消耗電極を溶解させ、溶融スラグを通過した溶湯を水冷鋳型内で連続的に凝固させる方法をいう。
「ＶＡＲ法」とは、真空容器内で消耗電極を溶解させ、消耗電極から滴下した溶湯を水冷鋳型内で連続的に凝固させる方法をいう。

ＶＡＲ法やＥＳＲ法を用いて溶湯を凝固させる場合、水冷鋳型の冷却能（冷却水の温度、冷却水の流量など）を制御することにより、凝固速度Ｒ_Yや冷却速度Ｖ_Yを制御することもできる。しかし、このような方法は、一般に煩雑である。そのため、ＶＡＲ法やＥＳＲ法を用いる場合、消耗電極を溶解させるための投入電力により、凝固速度Ｒ_Y及び冷却速度Ｖ_Yを制御するのが好ましい。
一般に、鋳型の冷却能が同一である場合、消耗電極を溶解させるための投入電力が大きくなるほど、消耗電極の溶解速度が速くなる。そのため、投入電力が大きくなるほど、凝固速度Ｒ_Yは速くなるが、冷却速度Ｖ_Yは遅くなる傾向がある。

特定の溶解・鋳造装置を用いて、種々の溶解・鋳造条件（Ｙ）下において前記合金（Ｘ）を製造したと仮定してシミュレーションを行うと、各溶解・鋳造条件（Ｙ）下での冷却指数β_Y（＝Ｖ_Y×Ｒ_Y ^1.1）を算出することができる。この時、β_Y≧α_Xとなる溶解・鋳造条件（Ｙ）が発見された場合には、そのような溶解・鋳造条件（Ｙ）下で合金（Ｘ）を製造すれば、フレッケル偏析が発生する確率は低いと判断することができる。また、β_Y≧α_Xとなる溶解・鋳造条件（Ｙ）の中で、凝固速度Ｒ_Yが最大であるものを選択すれば、高い生産効率が得られる。

［３．５．溶解・鋳造工程］
次に、前記溶解・鋳造装置を用いて、β_Y≧α_Xとなる前記溶解・鋳造条件（Ｙ）下で前記合金（Ｘ）を製造する（溶解・鋳造工程）。これにより、生産効率を低下させることなくフレッケル偏析の生成を抑制することができる。

［４．作用］
図１に、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）法を用いて、通常の条件下で製造されたＮｉ基合金の鋳造組織の模式図（左図）、及び顕微鏡写真（右図）を示す。Ｎｉ基合金などの合金をエレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）法やＶＡＲ法を用いて溶製する際、図１に示すように、フレッケルと呼ばれるマクロ偏析が発生することがある。フレッケル偏析は、熱処理や機械的処理を施しても除去できず、割れの起点となる可能性があるため、フレッケル偏析をできるだけ生成させないことが望ましい。しかしながら、特に大型の鋳塊を製造する場合には、フレッケル偏析の生成を抑制するのが難しい。

（実施例１）
［１．試験方法］
［１．１．一方向凝固試験］
種々の組成を有するＮｉ基合金に対して、一方向凝固試験を行った。表１に、実験に用いたＮｉ基合金の組成を示す。なお、表１には、後述する液相密度差Δρ、及びフレッケル偏析生成の臨界値α（実測値）も併せて示した。

図２に、一方向凝固試験装置の概略図を示す。図２において、一方向凝固試験装置は、加熱炉と、加熱炉内に設置されたルツボとを備えている。ルツボの左端であってルツボの内側には、冷却水を流すことが可能な水冷プレートが設置され、ルツボの右端であってルツボの外側には発熱体が設置されている。さらに、ルツボ内には、熱電対を挿入した複数個の保護管が水平方向に設置されている。一方向凝固試験の際には、タンディッシュからルツボに溶湯を流し込み、左端を水冷プレートで冷却し、右端を発熱体で加熱しながら、溶湯を水平方向に凝固させた。

凝固終了後、鋳塊の断面観察を行い、フレッケル偏析の発生位置を測定した。図３に、一方向凝固試験後のマクロ評価結果（上図：観察面の写真、下図：観察面の模式図）の一例を示す。図２に示す一方向凝固試験装置では、左端を冷却し、右端を加熱しながら凝固させるため、冷却速度Ｖ及び凝固速度Ｒは、右端（発熱体）に近づくほど遅くなる。凝固時の溶湯（鋳塊）の温度変化と、フレッケル偏析の発生位置から、フレッケル偏析が発生する時の冷却速度Ｖ及び凝固速度Ｒ（すなわち、臨界値α）を算出した。

［１．２．液相密度差Δρの算出］
熱物性計算ソフト：ＪＭａｔＰｒｏ（登録商標）を用いて、母液相の密度ρ₀、及び固相率が０．３５である時の濃化液相の密度ρ_0.35を算出した。さらに、母液相の密度及び濃化液相の密度から、液相密度差Δρを算出した。
［１．３．回帰式の算出］
Δρ≧０である場合、及びΔρ＜０である場合に分けて、それぞれ、Δρとαとの間の関係式（回帰式）を算出した。

［２．結果］
図４に、液相密度差Δρとフレッケル偏析生成の臨界値α（＝Ｖ×Ｒ^1.1）との関係を示す。図４より、Δρ≧０である場合、及びΔρ＜０である場合について、回帰式として、それぞれ、次の式（１）及び式（２）が求められた。
Ｖ×Ｒ^1.1＝３５３．４２Δρ＋４．１１・・・（１）
Ｖ×Ｒ^1.1＝１６７．６４Δρ−０．２９・・・（２）

（実施例２、比較例１）
［１．試験方法］
ＶＡＲ法を用いて、Ｎｉ基合金を製造した。Ｎｉ基合金には、表１に示す試料Ｎｏ．９を用いた。また、消耗電極の溶解速度は、１８０ｋｇ／ｈｒ（実施例２）、又は２１６ｋｇ／ｈｒ（比較例１）とした。表２に、詳細な試験条件を示す。

［２．結果］
図５に、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）法を用いて製造されたＮｉ基合金の断面写真（図５（Ａ）：溶解速度＝１８０ｋｇ／ｈｒ、図５（Ｂ）：溶解速度＝２１６ｋｇ／ｈｒ）を示す。ＶＡＲにおいては、一般に消耗電極の溶解速度が遅くなるほど、フレッケル偏析は発生し難くなるが、生産性に劣る。従って、フレッケル偏析が発生しない範囲で最も速い溶解速度が最適溶解条件となる。ヘリウムガス冷却を行う場合において、溶解速度が２１６ｋｇ／ｈｒである時にはフレッケル偏析が発生したのに対し、溶解速度が１８０ｋｇ／ｈｒである時にはフレッケル偏析が発生しなかった。従って、溶解速度１８０ｋｇ／ｈｒ＋ヘリウムガス冷却有りが最適溶解条件といえる。

式（１）より、試料Ｎｏ．９の臨界値α（予測値）は、４．１１と求められる。一方、試験に用いたＶＡＲ装置の冷却指数β_Yをシミュレーションにより求めたところ、溶解速度１８０ｋｇ／ｈｒ＋ヘリウムガス冷却有りの場合では、溶解速度条件の要素及び冷却条件の要素のバランスによりフレッケル偏析が発生しないと予測された。一方、溶解速度２１６ｋｇ／ｈｒ＋ヘリウムガス冷却有りの場合では、溶解速度条件の要素及び冷却条件の要素とのバランスにて、フレッケル偏析が発生する領域に達しているため、偏析が発生することが予測された。以上の結果から、式（１）を用いて、フレッケル偏析の発生の有無を正確に予測できることがわかった。
図示はしないが、Δρ＜０の場合においても式（２）を用いることにより、フレッケル偏析の発生の有無を正確に予測できることがわかった。

（実施例３）
［１．試験方法］
表１に示す試料Ｎｏ．１１の組成をベース組成とした。ベース組成に含まれる一部の元素の含有量を増減させた試料について、理論計算により液相密度差Δρを算出した。さらに、上述した式（１）及び式（２）を用いて、フレッケル偏析の臨界値α（予測値）を算出した。表３に、理論計算に用いた各試料の組成、液相密度差Δρ、及び臨界値α（予測値）を示す。

［２．結果］
元素（Ｍ）の含有量がベース組成からΔｘ（ｍａｓｓ％）だけずれた時に、Δρがどのように変化するかを見積もった。図６（Ａ）〜図６（Ｆ）に、それぞれ、液相密度差Δρに及ぼすＣ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｍｏ、又はＷの含有量の差Δｘの影響を示す。図７（Ａ）〜図７（Ｄ）に、それぞれ、液相密度差Δρに及ぼすＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、又はＡｌの含有量の差Δｘの影響を示す。図６及び図７より、以下のことが分かる。

（１）元素（Ｍ）の種類によって、Δρに与えるΔｘの影響が大きく異なった。元素（Ｍ）は、Δｘの増加に伴って、Δρが増加するもの、Δρが減少するもの、及びΔρが増減しないものに大別される。
（２）元素（Ｍ）の中でも、Ａｌ及びＭｏは、僅かなΔｘの変化によって、Δρが大きく変化することが分かった。
（３）元素（Ｍ）の中では、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉは、Δｘの増加に伴い、Δρは減少することが分かった。
（４）元素（Ｍ）の中では、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｗは、Δｘがマイナスの値からゼロの値への変化に伴うΔρの変化量、及びΔｘがゼロの値からプラスの値への変化に伴うΔρの変化量が２段階で異なる増減傾向を示すことが分かった。
（５）元素（Ｍ）の中では、Ａｌは、Δｘの増加に伴い、Δρが増加することが分かった。

以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。

本発明に係る合金の製造方法は、Ｎｉ基合金からなる各種部材（例えば、タービンの動翼や静翼、ターボチャージャーなど）、大型鋼塊品などの製造に用いることができる。

Claims

合金の液相密度差Δρ（＝ρ₀−ρ_0.35）と、フレッケル偏析生成の臨界値α（＝Ｖ×Ｒ^1.1）との関係を表す予測式を、Δρ≧０である場合（浮上型）とΔρ＜０である場合（沈降型）に分けて、それぞれ、予め取得しておく予測式取得工程と、
製造しようとする合金（Ｘ）の組成に基づいて、前記合金（Ｘ）の液相密度差Δρ_Xを算出するΔρ算出工程と、
算出された前記Δρ_Xを前記予測式に代入し、前記合金（Ｘ）のフレッケル偏析生成の臨界値α_Xを算出する臨界値算出工程と、
特定の溶解・鋳造装置を用いて、特定の溶解・鋳造条件（Ｙ）下において前記合金（Ｘ）を製造したと仮定した時の冷却指数β_Y（＝Ｖ_Y×Ｒ_Y ^1.1）をシミュレーションにより算出し、β_Y≧α_Xとなる前記溶解・鋳造条件（Ｙ）を見出す製造条件選定工程と、
前記溶解・鋳造装置を用いて、β_Y≧α_Xとなる前記溶解・鋳造条件（Ｙ）下で前記合金（Ｘ）を製造する溶解・鋳造工程と
を備えた合金の製造方法。
但し、
ρ₀は、前記合金の母液相（固相率：ゼロ）の密度（ｇ／ｃｍ³）、
ρ_0.35は、前記合金の濃化液相（固相率：０．３５）の密度（ｇ／ｃｍ³）、
Ｖは、前記合金が凝固する時の冷却速度（℃／ｎｉｎ）、
Ｒは、前記合金が凝固する時の凝固速度（ｍｍ／ｍｉｎ）、
Ｖ_Yは、前記溶解・鋳造装置を用いて、前記溶解・鋳造条件（Ｙ）下において前記合金（Ｘ）を製造した時の冷却速度（℃／ｍｉｎ）、
Ｒ_Yは、前記溶解・鋳造装置を用いて、前記溶解・鋳造条件（Ｙ）下において前記合金（Ｘ）を製造した時の凝固速度（ｍｍ／ｍｉｎ）。
前記合金は、Ｎｉ基合金である請求項１に記載の合金の製造方法。
前記Ｎｉ基合金は、
０．００１≦Ｃ≦０．１ｍａｓｓ％、
１１．０≦Ｃｒ≦２３．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｃｏ≦２２．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ｆｅ≦３７．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｍｏ≦１８．５ｍａｓｓ％、
０．３≦Ｎｂ≦５．５ｍａｓｓ％、
０．１≦Ａｌ≦６．５ｍａｓｓ％、及び、
０．２≦Ｔｉ≦３．７ｍａｓｓ％
を含み、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなる
請求項２に記載の合金の製造方法。
前記Ｎｉ基合金は、
１．０≦Ｗ≦５．０ｍａｓｓ％
をさらに含む請求項３に記載の合金の製造方法。
前記予測式として、
Δρ≧０である時には次の式（１）を用い、
Δρ＜０である時には次の式（２）を用いる
請求項２から４までのいずれか１項に記載の合金の製造方法。
Ｖ×Ｒ^1.1＝３５３．４２Δρ＋４．１１・・・（１）
Ｖ×Ｒ^1.1＝１６７．６４Δρ−０．２９・・・（２）