JPWO2017204286A1 - 熱間金型用Ｎｉ基合金及びそれを用いた熱間鍛造用金型、鍛造製品の製造方法 - Google Patents

Abstract

高い高温圧縮強度と良好な耐酸化性を有し、作業環境の劣化及び形状劣化が抑制可能な熱間金型用Ｎｉ基合金を提供する。
Ｗ：７．０〜１２．０％、Ｍｏ：４．０〜１１．０％、Ａｌ：５．０〜７．５％、Ｃｒ：０．５〜７．５％、残部はＮｉ及び不可避的不純物でなる熱間金型用Ｎｉ基合金であり、上記組成に加えて、更に、Ｔａを０．５〜７．０％含有することができ、更に、Ｚｒ：０．００１〜０．５％、Ｈｆ：０．００１〜０．５％、希土類元素：０．００１〜０．２％、Ｙ：０．００１〜０．２％、Ｍｇ：０．００１〜０．０３％の元素から選択される１種または２種以上を含有することができる。また、本発明の熱間金型用Ｎｉ基合金は、試験温度：１０００℃、歪速度：１０^−３／ｓｅｃでの０．２％圧縮強度が５００ＭＰａ以上とすることができる。

Description

本発明は、熱間金型用Ｎｉ基合金およびそれを用いた熱間鍛造用金型、鍛造製品の製造方法に関するものである。

耐熱合金からなる製品の鍛造において、鍛造素材は変形抵抗を低くするため所定の温度に加熱される。耐熱合金は高温でも高い強度を有するため、その鍛造に用いる熱間鍛造用金型には高温での高い機械的強度が必要とされる。また、熱間鍛造において熱間鍛造用金型の温度が鍛造素材に比べて低い場合、抜熱により鍛造素材の加工性が低下するため、例えばＡｌｌｏｙ７１８やＴｉ合金等の難加工性材からなる製品の鍛造は、素材とともに熱間鍛造用金型を加熱して行われる。従って、熱間鍛造用金型は、鍛造素材が加熱される温度と同じかもしくはそれに近い高温で、高い機械的強度を有したものでなければならない。この要求を満たす熱間鍛造用金型として、大気中での金型温度１０００℃以上の熱間鍛造に使用できるＮｉ基超耐熱合金が提案されている（例えば、特許文献１〜３参照）。
なお、本発明で言う熱間鍛造とは、熱間鍛造用金型の温度を鍛造素材の温度まで近づけるホットダイ鍛造と鍛造素材と同じ温度にする恒温鍛造を含むものである。

特開昭６２−５０４２９号公報 特開昭６０−２２１５４２号公報 米国特許第４７４０３５４号明細書

上述したＮｉ基超耐熱合金は、高温圧縮強度が高いという点では有利であるものの、耐酸化性の点では大気中で加熱した後の冷却時に金型表面から酸化ニッケルの細かなスケールが飛散するため作業環境の劣化及び形状劣化のおそれがある。金型表面の酸化とそれに伴うスケールの飛散の問題は、大気中で使用できるという効果を最大限に生かす上で大きな問題となる。
本発明の目的は、高い高温圧縮強度と良好な耐酸化性を有し、作業環境の劣化及び形状劣化が抑制可能な熱間金型用Ｎｉ基合金およびそれを用いた熱間鍛造用金型と前記熱間鍛造用金型を用いた鍛造製品の製造方法を提供することである。

本発明者は、金型表面の酸化とそれに伴うスケール飛散による作業環境の劣化及び形状劣化問題を検討し、高い高温圧縮強度と良好な耐酸化性を有する組成を見出し本発明に到達した。
すなわち本発明は、Ｗ：７．０〜１２．０％、Ｍｏ：４．０〜１１．０％、Ａｌ：５．０〜７．５％、Ｃｒ：０．５〜７．５％、残部はＮｉ及び不可避的不純物でなる熱間金型用Ｎｉ基合金である。
本発明では、上記組成に加えて、更に、Ｔａを０．５〜７．０％含有することができる。
本発明では、上記組成に加えて、更に、Ｚｒ：０．００１〜０．５％、Ｈｆ：０．００１〜０．５％、希土類元素：０．００１〜０．２％、Ｙ：０．００１〜０．２％、Ｍｇ：０．００１〜０．０３％の元素から選択される１種または２種以上を含有することができる。
また、本発明においては、試験温度：１０００℃、歪速度：１０^−３／ｓｅｃでの０．２％圧縮強度が５００ＭＰａ以上であることが好ましい。
更に好ましくは、試験温度：１１００℃、歪速度：１０^−３／ｓｅｃでの０．２％圧縮強度が３５０ＭＰａ以上である。
また、本発明は、前記熱間金型用Ｎｉ基合金を用いた熱間鍛造用金型である。
更に好ましくは、前記熱間金型用Ｎｉ基合金を用いた熱間鍛造用金型において、前記熱間鍛造用金型の成形面、または側面の少なくとも一方に酸化防止剤の塗布層を有する。
また、本発明は、鍛造素材を加熱する第一の工程と、前記第一の工程で加熱された鍛造素材を前記熱間鍛造用金型を用いて熱間鍛造する第二の工程とを有する、鍛造製品の製造方法である。
更に好ましくは、鍛造製品の製造方法において、前記熱間鍛造用金型を１０００℃以上に加熱して第二の工程を行う。

本発明に係る、高い高温圧縮強度と良好な耐酸化性を有する熱間金型用Ｎｉ基合金を用いることで、熱間鍛造における作業環境の劣化及び形状劣化を抑制することができる。

金型の繰り返しの使用による加熱と冷却を模擬した試験条件における、本発明例及び比較例の耐酸化性を示した図である。 実施例および比較例の高温圧縮強度を示した図である。 酸化防止剤の塗布による金型表面の酸化防止効果を示した写真である。

以下、本発明の熱間金型用Ｎｉ基合金について詳細に説明する。化学組成の単位は質量％である。
＜Ｗ：７．０〜１２．０％＞
Ｗは、オーステナイトマトリックスに固溶するとともに、析出強化相であるＮｉ_３Ａｌを基本型とするガンマプライム相（γ’相）にも固溶して合金の高温強度を高める。また、Ｗは、粒界にＷとＭｏの固溶体からなる体心立方晶のα−（Ｍｏ、Ｗ）相を晶出し、合金の粒界強度を高めると同時に、合金の被削性を高める作用がある。一方、Ｗは、耐酸化性を低下させる作用を有する。高温強度を高め、且つ、耐酸化性の低下をより抑制する観点から、本発明におけるＮｉ基合金中のＷの含有量は７．０〜１２．０％とする。Ｗの効果をより確実に得るための好ましい下限は１０．０％であり、好ましいＷの上限は１１．０％である。
＜Ｍｏ：４．０〜１１．０％＞
Ｍｏは、オーステナイトマトリックスに固溶するとともに、析出強化相であるＮｉ_３Ａｌを基本型とするガンマプライム相にも固溶して合金の高温強度を高める。一方、Ｍｏは、耐酸化性を低下させる作用を有する。高温強度を高め、且つ、耐酸化性の低下をより抑制する観点から、本発明におけるＮｉ基超耐熱合金中のＭｏの含有量は４．０〜１１．０％とする。なお、後述するＴａ含有量との兼ね合いで好ましいＭｏの下限を設定するのが好ましく、Ｔａを含有する場合のＭｏの効果をより確実に得るための好ましい下限は４．５％である。一方、Ｔａを添加しない場合のＭｏの好ましい下限は７．０％とすると良く、更に好ましくは９．５％である。また、好ましいＭｏの上限は１０．５であり、更に好ましくは、１０．２％である。

＜Ａｌ：５．０〜７．５％＞
Ａｌは、Ｎｉと結合してＮｉ_３Ａｌからなるガンマプライム相を析出し、合金の高温強度を高め、合金の表面にアルミナの被膜を生成し、合金に耐酸化性を付与する作用を有する。一方、Ａｌの含有量が多過ぎると、共晶ガンマプライム相を過度に生成し、合金の高温強度を低める作用もある。耐酸化性及び高温強度を高める観点から、本発明におけるＮｉ基超耐熱合金中のＡｌの含有量は５．０〜７．５％とする。Ａｌの効果をより確実に得るための好ましい下限は５．５％であり、更に好ましくは６．１％である。また、好ましいＡｌの上限は６．７％であり、更に好ましくは６．５％である。
＜Ｃｒ：０．５〜７．５％＞
Ｃｒは、合金表面もしくは内部におけるアルミナの連続層の形成を促進し、合金の耐酸化性を向上させる作用を有する。そのため、０．５％以上のＣｒの添加が必要になる。また、Ａｌ、Ｗ、ＭｏとともにＣｒを添加した場合、後述する表４、図２等に示されているように、３．０〜７．５％のＣｒは１０００℃において高い圧縮強度が達成される。さらに、３．０％以下のＣｒ含有量では、１０００〜１１００℃においても高い圧縮強度が得られる。但し、７．５％を超える範囲のＣｒの添加は、１０００℃以上における圧縮強度を低下させるため避けなければならない。Ｃｒの添加は必ずしも高温強度に不利なものではなく、Ａｌ、Ｗ、Ｍｏとともに０．５〜７．５％Ｃｒを添加した場合には、むしろ高温度強度が高まり、高い高温強度を維持しながら、耐酸化性が向上できる点が本発明によって明らかとなったのである。Ｃｒの効果をより確実に得るための好ましい下限は１．３％であり、好ましいＣｒの上限は３．０％である。

＜Ｔａ：０．５〜７．０％＞
本発明におけるＮｉ基超耐熱合金は、Ｔａを含有することができる。Ｔａは、Ｎｉ_３Ａｌからなるガンマプライム相にＡｌサイトを置換する形で固溶して合金の高温強度を高めるとともに、合金表面に形成された酸化物皮膜の密着性と耐酸化性を高め、合金の耐酸化性を向上させる作用を有する。一方、Ｔａの含有量が多すぎると、ＴＣＰ（Ｔｏｐｏｌｏｇｉｃａｌｌｙ Ｃｌｏｓｅ Ｐａｃｋｅｄ）相等の有害相を析出しやすくする作用もある。耐酸化性及び高温強度を高め、且つ、有害相の析出を抑制する観点から、本発明においてＴａを含有する場合のＴａの含有量は０．５〜７．０％とする。Ｔａの効果をより確実に得るための好ましい下限は２．５％であり、好ましいＴａの上限は６．５％である。

＜その他の任意の添加元素＞
本発明におけるＮｉ基超耐熱合金は、Ｚｒ、Ｈｆ、希土類元素、Ｙ及びＭｇから選択される１種または２種以上の元素を含有することができる。Ｚｒ、Ｈｆ、希土類元素、Ｙは、酸化物被膜の結晶粒界への偏析によりその粒界での金属イオンと酸素の拡散を抑制する。この粒界拡散の抑制は、酸化物被膜の成長速度を低下させ、また、酸化物被膜の剥離を促進する様な成長機構を変化させることで被膜と合金の密着性を向上させる。すなわち、これらの元素は、前述した成長速度の低下と被膜密着性の向上によって合金の耐酸化性を向上させる作用を有する。また、Ｍｇは、酸化物被膜と合金の界面への偏析とそれらの化学結合の阻害により被膜の密着性を低下させるＳと硫化物を形成し、Ｓの偏析を防止することで密着性を向上させ、合金の耐酸化性を向上させる作用を有する。
なお、前記希土類元素のなかでもＬａを用いるのが好ましい。Ｌａは耐酸化性の向上の効果が大きいためである。Ｌａは前述した拡散の抑制に加えてＳの偏析を防止する作用も有し、且つ、それらの作用が優れているため、希土類元素のなかではＬａを選択するのが良い。また、ＹにおいてもＬａと同じ作用効果を奏するためＹの添加も好ましく、ＬａとＹを含む２種以上を用いるのが特に好ましい。
耐酸化性に加えて優れた機械的特性も必要な場合は、ＨｆまたはＺｒを用いるのが好ましく、Ｈｆを用いるのが特に好ましい。また、Ｈｆを添加する場合は、ＨｆはＳの偏析を防止する作用が小さいため、Ｈｆに加えてＭｇを同時に添加すると耐酸化性がより向上する。そのため、耐酸化性とともに機械的特性がもめられる場合は、ＨｆとＭｇを含む２種以上の元素を用いるのが更に好ましい。

前述した任意の元素の添加量が多すぎると、Ｎｉ等との金属間化合物を過度に生成して合金の靱性を低下させるため、これらの任意の添加元素は好適な含有量とすることが好ましい。
耐酸化性を高め、且つ、靱性の低下を抑制する観点から、本発明におけるＺｒ、Ｈｆのそれぞれの含有量の上限は０．５％である。Ｚｒ、Ｈｆのそれぞれの含有量の好ましい上限は０．２％であり、さらに好ましくは０．１％である。希土類元素、ＹはＺｒ、Ｈｆよりも靱性を低める作用が高いため、本発明におけるこれらの元素のそれぞれの含有量の上限は０．２％であり、好ましい上限は０．１％であり、更に好ましくは０．０５％である。Ｚｒ、Ｈｆ、希土類元素、Ｙを含有させる場合の下限は０．００１％である。、Ｚｒ、Ｈｆ、希土類元素、Ｙの含有の効果を十分に発揮する好ましい下限は０．００５％であり、更に好ましくは０．０１％以上含有するのがよい。
また、Ｍｇについては合金に含有される不純物Ｓと硫化物を形成させるために必要な量のみ含有すればよいため、Ｍｇの含有量は０．００１〜０．０３％とする。好ましいＭｇの上限は０．０１％である。一方、Ｍｇ添加による効果をより確実に発揮させるには０．００５％を下限とするのがよい。
以上説明する添加元素以外はＮｉ及び不可避的不純物である。本発明におけるＮｉ基超耐熱合金においてＮｉはガンマ相を構成する主要元素であるとともに、Ａｌ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗとともにガンマプライム相を構成する。なお、前記不可避的不純物元素のうち、特にＳについては０．００３％以下とするのが好ましい。

＜熱間鍛造用金型＞
本発明では、上記の合金組成を有する熱間鍛造用金型の成形面または側面の少なくとも一方の面を、酸化防止剤の塗布層を有する面とすることができる。これにより、高温での大気中の酸素と金型の母材の接触による金型表面の酸化とそれに伴うスケール飛散を防止し、作業環境の劣化及び形状劣化をより確実に防止できる。前述した酸化防止剤は、窒化物、酸化物、炭化物の何れか１種類以上でなる無機材料であることが好ましい。これは、窒化物や酸化物や炭化物の塗布層により緻密な酸素遮断膜を形成し、金型母材の酸化を防ぐためである。なお、塗布層は窒化物、酸化物、炭化物の何れかの単層でも良いし、窒化物、酸化物、炭化物の何れか２種以上の組合わせの積層構造であっても良い。更に、塗布層は窒化物、酸化物、炭化物の何れか２種以上からなる混合物であっても良い。
以上、説明する本発明の熱間金型用Ｎｉ基合金を用いた熱間鍛造用金型は、高い高温圧縮強度と良好な耐酸化性を有し、高温での大気中の酸素と金型の母材の接触による金型表面の酸化とそれに伴うスケール飛散を防止し、作業環境の劣化及び形状劣化をより確実に防止できる。

＜鍛造製品の製造方法＞
本発明の熱間金型用Ｎｉ基合金を用いた熱間鍛造用金型を用いて鍛造製品を製造する場合の代表的な工程について説明する。
先ず、第一の工程として鍛造素材を所定の鍛造温度に加熱する。鍛造温度は材質に応じて異なるため、適宜温度を調整する。本発明の熱間金型用Ｎｉ基合金を用いた熱間鍛造用金型は、高温での大気中の雰囲気においても恒温鍛造やホットダイ鍛造が可能な特性を有するため、難加工性材料と知られるＮｉ基超耐熱合金やＴｉ合金等の熱間鍛造に好適である。代表的な鍛造温度としては１０００〜１１５０℃の範囲である。
そして、前記第一の工程で加熱された鍛造素材を前記熱間鍛造用金型を用いて熱間鍛造（第二の工程）する。前記のホットダイ鍛造や恒温鍛造の場合、第二工程の熱間鍛造は、型鍛造であることが好ましい。また、本発明の熱間金型用Ｎｉ基合金は前述したように、特にＣｒ含有量を調整した成分とすることにより１０００℃以上の高温で大気中の熱間鍛造が可能である。

以下の実施例で本発明をさらに詳しく説明する。真空溶解にて表１に示す熱間金型用Ｎｉ基合金のインゴットを製造した。単位は質量％である。なお、下記インゴットに含有されているＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏはそれぞれ０．００３％以下であり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｆｅはそれぞれ０．０３％以下である。

上記の各インゴットから１０ｍｍ角の立方体を切出し、表面を１０００番相当に研磨して耐酸化性試験片を作製し、耐酸化性の評価を行った。耐酸化性試験では、熱間鍛造用の金型として大気中で用いるときに、長時間使用することを模擬した試験と、繰り返し使用することを模擬した試験の２種類の試験を実施した。

長時間の使用を模擬した耐酸化試験として、実施例１乃至１０および比較例１、２の試験片を用いて、試験片をＳｉＯ_２とＡｌ_２Ｏ_３からなるセラミックス製のるつぼの中に入れた状態で１１００℃に加熱された炉に投入し、１１００℃にて所定時間保持した後に炉から試験片の入ったるつぼを取り出し、スケールのるつぼ外への剥離を防ぐため取り出し後すぐにるつぼに同材質の蓋を被せた状態で空冷させる加熱試験を行った。加熱試験は、長時間の使用に対する耐酸化性を評価するため、各試験片に対し保持時間３時間と８時間の試験をそれぞれ行った。
各試験片に対し、加熱試験前に試験片の表面積と試験片を入れたるつぼの質量の測定を行い、また、加熱試験後に室温まで冷却した後試験片の入ったるつぼの質量を測定した。各試験後に測定した質量から試験前に測定した質量を差し引き、その値を試験前に測定した表面積にて割ることで、各試験後における試験片の単位表面積あたりの質量変化を算出した。質量変化の値が大きいほど単位面積当たりのスケール生成量が大きいということである。質量変化は以下のように計算した。
質量変化＝（試験後質量−試験前質量）／試験前表面積

表２に各保持時間の加熱試験での算出した試験片の単位表面積あたりの質量変化を示す。質量変化の単位はｍｇ／ｃｍ^２である。
表２より、Ｃｒを添加した本発明の実施例１乃至１０は、Ｃｒを添加していない比較例１、２に対してスケールの生成量が抑制され８時間後の重量変化が半分以下となっており、Ｃｒの添加による長時間の使用に対する良好な耐酸化性を有することが分かる。

繰り返しの使用を模擬した耐酸化試験として、実施例１、４乃至１０および比較例１の試験片を用いて、試験片をＳｉＯ_２とＡｌ_２Ｏ_３からなるセラミックス製の容器の上に置いた状態で１１００℃に加熱された炉に投入し、１１００℃にて３時間保持した後に炉から取り出して空冷させる加熱試験を行った。加熱試験は、繰り返しの使用に対する耐酸化性を評価するため、冷却した後再投入することで５回繰り返し行った。
各試験片に対し、１回目の加熱試験前に試験片の表面積と質量の測定を行い、また、１乃至５回目の加熱試験後に室温まで冷却した後表面のスケールをブロワーにて除去した試験片質量を測定した。各試験後に測定した質量から１回目の試験前に測定した質量を引き、その値を１回目の試験前に測定した表面積にて割ることで、各試験後における試験片の単位表面積あたりの質量変化を算出した。質量変化の値の絶対値が大きいほど単位面積当たりのスケール飛散量が大きいということである。各繰り返し回数後における質量変化は以下のように計算した。
質量変化＝（試験後質量−１回目試験前質量）／１回目試験前表面積

表３に各加熱試験後に算出した試験片の単位表面積あたりの質量変化を示す。質量変化の単位はｍｇ／ｃｍ^２である。また、図１に加熱試験の回数と質量変化の関係を示す。
表３及び図１に示すように、本発明の実施例１、４乃至１０は比較例１の合金よりもスケールの生成（飛散）が抑制され質量変化の値の絶対値が小さくなっており、繰り返しの使用に対する良好な耐酸化性を有することが分かる。なかでも特に、Ｃｒに加えてＹとＺｒを添加した実施例１、Ｃｒに加えてＴａを添加した実施例５は、Ｃｒのみを添加した実施例４と比較してスケールの飛散が抑制されており、繰り返しの使用に対する耐酸化性が特に優れていることが分かる。また、ＣｒとＴａに加えてＨｆやＬａやＭｇを添加した実施例６乃至１０は、前述した実施例１と実施例５と比較して、繰り返しの使用に対する耐酸化性が更に優れていることがわかる。

次に、表１の実施例１乃至１０と比較例１、２の各インゴットから直径８ｍｍ、高さ１２ｍｍの試験片採取用素材を切出し、表面を１０００番相当に研磨して圧縮試験片を作製した。この圧縮試験片を用い、９００℃、１０００℃、１１００℃の各温度にて、歪速度１０^−３／ｓｅｃ、圧縮率１０％の条件で圧縮試験を行った。圧縮試験により得られた応力―歪曲線より０．２％圧縮強度を導出し、高温圧縮強度の評価を行った。この圧縮試験は、熱間鍛造用の金型として、高温下においても十分な圧縮強度を有しているかを試験するものであり、３００ＭＰａ以上あれば十分な強度を有すると言える。好ましくは３５０ＭＰａ以上である。

表４に実施例１乃至１０と比較例１、２の試験片の各試験温度における０．２％圧縮強度を示す。また、図２に実施例１乃至５と比較例１の各試験温度と０．２％圧縮強度の関係を図示する。
表４より、実施例１乃至５の１０００℃での歪速度１０^−３／ｓｅｃでの圧縮強度は５００ＭＰａ以上であることがわかる。好ましいＣｒ量の実施例１、４乃至１０については、１１００℃での歪速度１０^−３／ｓｅｃでの圧縮強度が３５０ＭＰａ以上であることが分かる。また、図２より、Ｃｒ添加量が上限の７．５％以下である実施例１乃至５の１０００℃における圧縮強度はＣｒを含有しない比較例１と比べて同等以上であることと、Ｃｒ添加量が３．０％以下である実施例４、５の１０００〜１１００℃における圧縮強度は比較例１と比べて同等以上であることが明らかである。以上から、何れの本発明合金においても高い高温圧縮強度を有することがわかる。

次に、表５に示すように本発明の熱間金型用Ｎｉ基合金の組成を満足し、且つ、表６に示す酸化物からなる酸化防止剤を表面に塗布した金型を用いて、酸化防止剤による熱間金型用金型の酸化及びスケール飛散の防止効果の評価を行った。
図３に、酸化防止剤塗布した熱間金型用金型を大気中で１０００℃以上の加熱を行った後の熱間金型用金型表面の外観写真を示す。図３から分かるように、熱間金型用金型表面に塗布した酸化防止剤の剥離がないことがわかる。また、スケールの飛散も確認されなかった。このことから、酸化防止剤により金型の酸化及びスケールの飛散が防止されることがわかる。

以上の結果から、本発明の熱間金型用Ｎｉ基合金は、大気中での熱間鍛造に用いても十分な耐酸化性と高温での高い圧縮強度とを兼備していることがわかる。特に、スケールの剥離を著しく低減できたため、作業環境の劣化及び形状劣化を抑制することができる。
特に、本発明の熱間金型用Ｎｉ基合金を用いて熱間鍛造用金型を作製し、その成形面、または側面の少なくとも一方に酸化防止剤の塗布層を形成すると、より一層、作業環境の劣化を防止するとともに、形状劣化も防止することができる。そのため、本発明の熱間金型用Ｎｉ基合金製の熱間鍛造用金型は、大気中でのホットダイ鍛造や恒温鍛造に好適であることがわかる。

Claims (9)

1. 質量％で、Ｗ：７．０〜１２．０％、Ｍｏ：４．０〜１１．０％、Ａｌ：５．０〜７．５％、Ｃｒ：０．５〜７．５％、残部はＮｉ及び不可避的不純物でなる熱間金型用Ｎｉ基合金。
2. ０．５〜７．０質量％のＴａを更に含有する請求項１に記載の熱間金型用Ｎｉ基合金。
3. 質量％で、Ｚｒ：０．００１〜０．５％、Ｈｆ：０．００１〜０．５％、希土類元素：０．００１〜０．２％、Ｙ：０．００１〜０．２％、Ｍｇ：０．００１〜０．０３％の元素から選択される１種または２種以上を更に含有する請求項１または２に記載の熱間金型用Ｎｉ基合金。
4. 試験温度：１０００℃、歪速度：１０^−３／ｓｅｃでの０．２％圧縮強度が５００ＭＰａ以上である請求項１乃至３の何れかに記載の熱間金型用Ｎｉ基合金。
5. 試験温度：１１００℃、歪速度：１０^−３／ｓｅｃでの０．２％圧縮強度が３５０ＭＰａ以上である請求項１乃至３の何れかに記載の熱間金型用Ｎｉ基合金。
6. 請求項１乃至５の何れかに記載の熱間金型用Ｎｉ基合金を用いた熱間鍛造用金型。
7. 請求項６に記載の熱間鍛造用金型であって、前記熱間鍛造用金型の成形面、または側面の少なくとも一方に酸化防止剤の塗布層を有することを特徴とする熱間鍛造用金型。
8. 鍛造素材を加熱する第一の工程と、
   前記第一の工程で加熱された鍛造素材を請求項６または７に記載の熱間鍛造用金型を用いて熱間鍛造する第二の工程とを有する、鍛造製品の製造方法。
9. 前記熱間鍛造用金型を１０００℃以上に加熱して第二の工程を行う、請求項８に記載の鍛造製品の製造方法。

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