JPWO2019107456A1 - Ｎｉ基合金の製造方法及びＮｉ基合金 - Google Patents

Abstract

Ｍｏ偏析を低減できるＮｉ基合金の製造方法を提供する。本実施形態によるＮｉ基合金の製造方法は、Ｎｉ基合金の原料である液体合金を鋳造してＮｉ基合金素材を製造する鋳造工程と、鋳造工程により製造されたＮｉ基合金素材に対して、均熱処理、又は、均熱処理と、熱間加工と熱間加工後の均熱処理とを含む複合処理と、を実施し、式（１）を満たす偏析低減工程とを備える。ここで、式（１）中の各記号は次のとおりである。ＶR：鋳造工程における液体合金の凝固冷却速度（℃／ｍｉｎ）Ｔn：ｎ回目の均熱処理における均熱温度（℃）ｔn：ｎ回目の均熱処理における均熱温度での保持時間（ｈｒ）Ｒｄn-1：ｎ回目の均熱処理前のＮｉ基合金素材の累積断面減少率（％）Ｎ：均熱処理の総回数

Description

本発明は、Ｎｉ基合金の製造方法及びＮｉ基合金に関する。

油井精製設備や化学プラント設備、及び、地熱発電設備等で使用される部材は、硫化水素、二酸化炭素、及び、各種の酸液等を含有する高温腐食環境に曝される。高温腐食環境は、最大で１１００℃程度になる場合もある。そのため、高温腐食環境の設備に使用される部材では、高温での優れた強度が要求されるとともに、優れた耐食性が要求される。

上記設備用途に使用可能な材料として、Ｃｒ及びＭｏを多く含有したＮｉ基合金が知られている。このＮｉ基合金は、Ｃｒ、Ｍｏの含有により、優れた耐食性を有する。

ところで、Ｎｉ基合金には複数種類の合金元素が含有される。そのため、溶製された液体合金を鋳造する工程において、合金元素が、凝固時に生成するデンドライトの二次アーム間に濃化する場合がある。この場合、Ｎｉ基合金には、偏析が発生する。特に、耐食性を高める効果を有するＭｏは偏析しやすい。Ｍｏが偏析すれば、Ｎｉ基合金の耐食性が低下する。

Ｎｉ基合金の偏析を抑制する方法が、国際公開第２０１０／０３８６８０号（特許文献１）に提案されている。この文献では、真空溶解によりＮｉ基合金の液体合金を溶製する。そして、液体合金を鋳造してＮｉ基合金素材を製造する。さらに、必要に応じて、Ｎｉ基合金素材に対して真空アーク再溶解（Ｖａｃｕｕｍ Ａｒｃ Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ：ＶＡＲ）又はエレクトロスラグ再溶解（Ｅｌｅｃｔｒｏ−Ｓｌａｇ Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ：ＥＳＲ）等の二次溶解を実施して、より一層の偏析抑制効果を得る。続いて、Ｎｉ基合金素材に対して、１１６０〜１２２０℃にて１〜１００時間の均質化処理を実施する。これにより、Ｎｉ基合金の偏析が抑制される、と特許文献１には記載されている。

国際公開第２０１０／０３８６８０号 特開昭６０−２１１０２９号公報

特許文献１では、真空溶解による一次溶解を実施し、さらに、必要に応じてＶＡＲ又はＥＳＲ等の二次溶解を実施した後、長時間の均質化処理を実施する。そのため、特許文献１の製造方法を採用した場合、製造コストが高くなる場合がある。したがって、Ｎｉ基合金において、Ｍｏ偏析を低減できる他の方法があってもよい。

本発明の目的は、Ｍｏ偏析を低減できるＮｉ基合金の製造方法及びＮｉ基合金を提供することである。

本発明によるＮｉ基合金の製造方法は、
液体合金を鋳造して、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１００％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５０％以下、
Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、
Ｍｏ：８．０〜１０．０％、
Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上：３．１５０〜４．１５０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、
Ａｌ：０．０５〜０．４０％、
Ｆｅ：０．０５〜５．００％、
Ｎ：０．１００％以下、
Ｏ：０．１０００％以下、
Ｃｏ：０〜１．００％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される１元素以上：０〜０．５０００％、及び、
残部はＮｉ及び不純物からなるＮｉ基合金素材を製造する鋳造工程と、
鋳造工程により製造されたＮｉ基合金素材に対して、
均熱処理、又は、
均熱処理と、均熱処理後に、熱間加工と熱間加工後の均熱処理とを含む複合処理と、
を実施し、式（１）を満たす偏析低減工程とを備える。

ここで、式（１）中の各記号は次のとおりである。
Ｖ_R：鋳造工程における液体合金の凝固冷却速度（℃／ｍｉｎ）
Ｔ_n：ｎ回目の均熱処理における均熱温度（℃）
ｔ_n：ｎ回目の均熱処理における均熱温度での保持時間（ｈｒ）
Ｒｄ_n-1：ｎ回目の均熱処理前のＮｉ基合金素材の累積断面減少率（％）
Ｎ：均熱処理の総回数

本発明によるＮｉ基合金は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１００％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５０％以下、
Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、
Ｍｏ：８．０〜１０．０％、
Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上：３．１５０〜４．１５０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、
Ａｌ：０．０５〜０．４０％、
Ｆｅ：０．０５〜５．００％、
Ｎ：０．１００％以下、
Ｏ：０．１０００％以下、
Ｃｏ：１．０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される１元素以上：０〜０．５０００％、及び、
残部がＮｉ及び不純物からなり、
Ｎｉ基合金の長手方向に垂直な断面において、Ｍｏの平均濃度が質量％で８．０％以上であり、Ｍｏ濃度の最大値が質量％で１１．０％以下であり、さらに、Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域の面積率が２．０％未満である。

本発明によるＮｉ基合金の製造方法は、Ｎｉ基合金のＭｏ偏析を低減できる。本発明によるＮｉ基合金は、Ｍｏ偏析が抑制されており、優れた耐食性を有する。

図１は、鋳造工程における、凝固中のＮｉ基合金の模式図である。 図２は、図１中のデンドライトと、Ｎｉ基合金のＭｏ濃度との関係を示す図である。 図３は、本発明の化学組成を有するＮｉ基合金素材（鋳造材）において、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIと凝固冷却速度Ｖ_Rとの関係を示す図である。 図４は、本発明の化学組成を有するＮｉ基合金における、Ｆ１（＝式（１）の右辺−式（１）の左辺）と腐食速度との関係を示す図である。 図５Ａは、偏析低減工程において、４４．６％の断面減少率で熱間加工を１回実施した場合のＮｉ基合金のミクロ組織観察画像である。 図５Ｂは、偏析低減工程において、３１．３％の断面減少率で熱間加工を１回実施した場合のＮｉ基合金のミクロ組織観察画像である。 図６は、第２の実施形態によるＮｉ基合金内のＥＰＭＡ画像である。 図７は、Ｎｉ基合金におけるＦ２＝（Ｃａ＋Ｎｄ＋Ｂ）／Ｓと、大気中、９００℃において歪速度１０／秒で引張試験をした場合に得られる破断絞り（％）との関係を示す図である。

本発明者らは、高温腐食環境において優れた耐食性を得るためには、Ｍｏ含有量が高いＮｉ基合金が適切であって、具体的には、質量％で、Ｃ：０．１００％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、Ｍｏ：８．０〜１０．０％、Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上：３．１５０〜４．１５０％、Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、Ａｌ：０．０５〜０．４０％、Ｆｅ：０．０５〜５．００％、Ｎ：０．１００％以下、Ｏ：０．１０００％以下、Ｃｏ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される１元素以上：０〜０．５０００％、及び、残部はＮｉ及び不純物からなる化学組成を有するＮｉ基合金が適切であると考えた。そこで、本発明者らは、上述の化学組成を有する高ＭｏのＮｉ基合金におけるＭｏ偏析の低減方法について、調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。

［デンドライト二次アーム間隔と、鋳造工程における凝固冷却速度との関係］
上述の化学組成を有するＮｉ基合金におけるＭｏの濃度分布は、鋳造工程における最終凝固段階で形成されるデンドライト二次アーム間隔と相関関係を有する。

図１は、鋳造工程における、凝固中のＮｉ基合金の模式図である。図１を参照して、鋳造工程では、鋳型１３内の液体合金が冷却されて凝固が進行する。具体的には、鋳型１３近傍部分が凝固して固相１１の形成が進む。さらに、液相１０内において、凝固が進行中の部分では、デンドライト１２が形成されている。

図２は、図１中のデンドライト１２と、Ｎｉ基合金中のＭｏ濃度との関係を示す図である。図２を参照して、鋳造後のＮｉ基合金素材（鋳造材）中のＭｏ濃度分布のうち、Ｍｏ濃度が高い部分をＭｏ偏析の正偏析部と定義し、Ｍｏ濃度が低い部分をＭｏ偏析の負偏析部と定義する。そして、隣り合うＭｏ偏析の間隔（正偏析部間の間隔、又は、負偏析部間の間隔）を、Ｍｏ偏析間距離Ｄｓと定義する。図２に示すとおり、Ｍｏ偏析間距離Ｄｓは、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIに対応する。図２では、一例として、Ｍｏ偏析間距離Ｄｓは、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIと一致している。

図３は、上述の化学組成を有するＮｉ基合金素材（鋳造材）において、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIと凝固冷却速度Ｖ_Rとの関係を示す図である。図３は、次の方法で求めた。Ｎｉ基合金の液体合金を溶製した。そして、種々の凝固冷却速度Ｖ_Rで常温（２５℃）まで冷却して、上述の化学組成を有するＮｉ基合金素材（インゴット）を複数製造した。この実験では、凝固冷却速度Ｖ_Rは、鋳造開始時の液体溶液温度から凝固が完了するまでの温度範囲（温度範囲は１２９０℃）の平均の冷却速度（℃／ｍｉｎ）で定義した。冷却中のＮｉ基合金の温度は、消耗型熱電対を用いて測定した。

ここで、本明細書において、Ｎｉ基合金素材の長手方向に垂直な断面を「横断面」と定義し、横断面におけるＮｉ基合金素材の幅をＷと定義する。横断面が長方形状である場合、横断面の長辺を幅Ｗと定義する。横断面が円形状である場合、直径を幅Ｗと定義する。また、横断面において、幅Ｗ方向と垂直な表面から幅Ｗ方向にＷ／４深さ位置の領域を、「Ｗ／４深さ位置」と定義する。

製造されたＮｉ基合金素材を長手方向に垂直な方向に切断した。そして、横断面のＷ／４深さ位置において、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_II（μｍ）を測定した。具体的には、Ｗ／４深さ位置からサンプルを採取した。サンプルの表面のうち、上記横断面と平行な表面に対して鏡面研磨を実施した後、王水にてエッチングした。エッチングされた表面を４００倍の光学顕微鏡で観察して、２００μｍ×２００μｍの観察視野の写真画像を生成した。得られた写真画像を用いて、観察視野内の任意の２０ヶ所のデンドライト二次アーム間隔（μｍ）を測定した。測定されたデンドライト二次アーム間隔の平均を、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_II（μｍ）と定義した。求めた凝固冷却速度Ｖ_Rと、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIとを用いて、図３を作成した。

図３を参照して、上述の化学組成のＮｉ基合金素材では、凝固冷却速度Ｖ_Rが速くなるにしたがい、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIは狭くなる。図３の結果に基づいて、上述の化学組成のＮｉ基合金素材において、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_II（μｍ）は、凝固冷却速度Ｖ_R（℃／ｍｉｎ）を用いて、次の式（Ａ）で定義できる。
Ｄ_II＝１８２Ｖ_R ^-0.294 （Ａ）

［均熱処理におけるＭｏの拡散距離］
鋳造工程により製造されたＮｉ基合金素材に対して、均熱処理を実施する場合を想定する。このとき、Ｎｉ基合金素材中のＭｏの拡散距離は次のとおり定義できる。

拡散方程式は、次の式（Ｂ）で定義される。
σ²＝２Ｄ×ｔ （Ｂ）
ここで、式（Ｂ）中のσは上述の化学組成のＮｉ基合金素材中において、時間ｔ（ｈｒ）でＭｏが移動する平均距離（以下、拡散距離という：単位はμｍ）である。また、式（Ｂ）中のＤは、Ｍｏの拡散係数であり、式（Ｃ）のアレニウスの式で定義される。
Ｄ＝Ｄ₀ｅｘｐ（−Ｑ／Ｒ（Ｔ＋２７３）） （Ｃ）
式（Ｃ）中のＱはＭｏ拡散の活性化エネルギーである。また、Ｒは気体定数であり、Ｔは温度（℃）である。Ｄ₀は、Ｎｉ基合金中でのＭｏの定数（振動数因子）である。

Ｄｏは次の実験により求めた。上述の化学組成を有するＮｉ基合金素材に対して、１２４８℃で４８時間の均熱処理を実施した。そして、均熱処理後でのＮｉ基合金中のＭｏの拡散距離σを求めた。より詳細には、次の実験を実施した。上述の方法により、均熱処理前のＮｉ基合金素材のデンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIを測定した。測定後、Ｎｉ基合金素材を均熱温度１２４８℃で保持した。このとき、種々の保持時間での均熱処理を実施した。均熱処理後、Ｎｉ基合金素材のＷ／４深さ位置において、Ｍｏの正偏析部と負偏析部のＭｏ濃度差を測定した。均熱処理での保持時間ごとのＭｏの正偏析部と負偏析部との濃度差を求めた。そして、濃度差が１．０質量％以下になる保持時間ｔを求めた。なお、試験で用いたＮｉ基合金素材のＮｉ基合金のデンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIはいずれも１２０．６μｍであった。Ｍｏの拡散距離σ＝Ｄ_II／２であるため、Ｍｏ拡散距離σは６０．３μｍとした。上述の試験の結果、均熱温度が１２４８℃で保持時間ｔを４８時間とする均熱処理をした場合、Ｍｏの正偏析部と負偏析部との濃度差が１．０質量％以下になった。

上記実験により得られた事項（拡散距離σが６０．３μｍの場合、温度Ｔ＝１２４８℃、保持時間ｔ＝４８時間とすれば、Ｍｏの正偏析部と負偏析部との濃度差が１．０質量％以下となるという実験結果）と、１０５０〜１３６０℃の範囲でのＭｏの活性化エネルギーＱ＝２４０ｋＪ／ｍｏｌと、式（Ｂ）及び式（Ｃ）に基づいて、均熱温度Ｔ（℃）、保持時間ｔ（ｈｒ）でのＭｏの拡散距離σは、次の式（Ｄ）のとおりとなる。なお、活性化エネルギーについては、オーステナイト鋼での上記温度範囲でのＭｏの活性化エネルギー値を、Ｎｉ基合金におけるＭｏの活性化エネルギー値として代替する。

［デンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIとＭｏの拡散距離σとの関係］
式（Ａ）及び式（Ｄ）を参照して、上記式（Ｄ）で定義される、均熱処理でのＭｏの拡散距離σが、式（Ａ）で定義されるデンドライト二次アーム間隔Ｄ_II（つまり、Ｍｏ偏析間距離Ｄｓ）の１／２以上となれば、均熱処理により、Ｍｏ偏析を十分に改善できると考えられる。つまり、均熱温度Ｔ（℃）、保持時間ｔ（ｈｒ）、凝固冷却速度Ｖ_R（℃／ｍｉｎ）が式（０）を満たせば、均熱処理において、Ｍｏ偏析が十分に低減される。

［熱間加工によるＭｏ偏析のさらなる改善］
均熱処理前のＮｉ基合金素材に熱間加工を実施すれば、均熱処理前において、Ｍｏ偏析間距離Ｄｓをさらに狭くすることができる。なぜなら、デンドライトアームは、図１に示すとおり、Ｎｉ基合金素材の表面の法線方向に伸びて成長する。熱間加工では、Ｎｉ基合金素材の表面の法線方向に圧下が負荷される。そのため、熱間加工を実施すれば、熱間加工を実施しない場合と比較して、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_II（つまり、Ｍｏ偏析間距離Ｄｓ）が狭くなる。そのため、同じ均熱温度Ｔ（℃）及び同じ保持時間ｔ（ｈｒ）で均熱処理を実施する場合、均熱処理前に熱間加工を実施した方が、均熱処理前に熱間加工を実施しない場合と比較して、Ｍｏの偏析をより低減しやすくなる。

ここで、鋳造工程後のＮｉ基合金素材に対して減面率Ｒｄで熱間加工を実施し、熱間加工後のＮｉ基合金素材に対して均熱処理を実施することを想定する。この場合、減面率Ｒｄ分だけＭｏ偏析間距離Ｄｓは縮まると考えられる。逆に言えば、減面率Ｒｄ分だけ均熱処理におけるＭｏ拡散距離σは延びるとみなすことができる。

以上の事項を考慮すれば、均熱処理前に減面率Ｒｄで熱間加工を実施した場合、式（Ｄ）に基いて、次の式（Ｅ）が成立する。

以上の検討に基づけば、均熱処理前に熱間加工を実施すれば、Ｍｏ偏析をさらに低減しやすくなる。ここで、熱間加工を実施し、さらに、熱間加工後に均熱処理を実施する一連の処理を（つまり、１回の熱間加工と、その熱間加工後に実施する１回の均熱処理との組合せの処理を）、「複合処理」と定義する。Ｎｉ基合金素材に対して、複合処理を１回又は複数回繰り返して実施する場合、式（Ｅ）に基づいて、次の式（１）が成立する。

ここで、式（１）中の各記号は次のとおりである。
Ｖ_R：鋳造工程における凝固冷却速度（℃／ｍｉｎ）
Ｔ_n：ｎ回目の均熱処理における均熱温度（℃）
ｔ_n：ｎ回目の均熱処理における均熱温度での保持時間（ｈｒ）
Ｒｄ_n-1：ｎ回目の均熱処理前のＮｉ基合金素材の累積断面減少率（％）
Ｎ：均熱処理の総回数
ここで、ｎは１〜Ｎの自然数であり、Ｎは自然数である。

累積断面減少率Ｒｄ_n-1は次の式（Ｆ）で定義される。
Ｒｄ_n-1＝（１−（Ｓ_n-1／Ｓ₀））×１００ （Ｆ）
ここで、Ｓ_n-1はｎ回目の均熱処理前のＮｉ基合金素材の長手方向に垂直な断面（横断面）の面積（ｍｍ²）である。Ｓ₀は、鋳造工程後であって１回目の熱間加工前の（つまり、鋳造工程後あって、偏析低減工程前の）Ｎｉ基合金素材の長手方向に垂直な断面（横断面）の面積（ｍｍ²）である。Ｓ₀の対象となるＮｉ基合金素材がインゴットであり、四角錐台状の形状に代表されるように、長手方向に垂直な断面が長手方向で一定でない場合、面積Ｓ₀は次のとおり定義される。
Ｓ₀＝Ｖ₀／Ｌ
ここで、Ｖ₀はＮｉ基合金素材の体積（ｍｍ³）であり、ＬはＮｉ基合金素材の長手方向の長さ（ｍｍ）である。
なお、熱間加工を実施しない場合、累積断面減少率Ｒｄ_n-1＝０（鋳造材まま）となる。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態のＮｉ基合金の製造方法、及び、本実施形態の製造方法により製造されるＮｉ基合金は次の構成を有する。

［１］の構成による本実施形態のＮｉ基合金の製造方法は、
液体合金を鋳造して、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１００％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５０％以下、
Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、
Ｍｏ：８．０〜１０．０％、
Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上：３．１５０〜４．１５０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、
Ａｌ：０．０５〜０．４０％、
Ｆｅ：０．０５〜５．００％、
Ｎ：０．１００％以下、
Ｏ：０．１０００％以下、
Ｃｏ：０〜１．００％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される１元素以上：０〜０．５０００％、及び、
残部はＮｉ及び不純物からなるＮｉ基合金素材を製造する鋳造工程と、
前記鋳造工程により製造されたＮｉ基合金素材に対して、
均熱処理、又は、
均熱処理と、均熱処理後、熱間加工と熱間加工後の均熱処理とを含む複合処理と、
を実施し、式（１）を満たす偏析低減工程とを備える。

ここで、式（１）中の各記号は次のとおりである。
Ｖ_R：鋳造工程における液体合金の凝固冷却速度（℃／ｍｉｎ）
Ｔ_n：ｎ回目の均熱処理における均熱温度（℃）
ｔ_n：ｎ回目の均熱処理における均熱温度での保持時間（ｈｒ）
Ｒｄ_n-1：ｎ回目の均熱処理前のＮｉ基合金素材の累積断面減少率（％）
Ｎ：均熱処理の総回数

［２］の構成による本実施形態のＮｉ基合金の製造方法は、［１］に記載のＮｉ基合金の製造方法であって、
均熱温度は１０００〜１３００℃である。

［３］の構成による本実施形態のＮｉ基合金の製造方法は、［２］に記載のＮｉ基合金の製造方法であって、
偏析低減工程では、
複合処理を１回以上実施し、かつ、１０００〜１３００℃に加熱されたＮｉ基合金素材に対して、３５．０％以上の断面減少率で熱間加工を少なくとも１回実施する。

この場合、製造されたＮｉ基合金のＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０以上になる。

［４］の構成による本実施形態のＮｉ基合金の製造方法は、［２］又は［３］に記載のＮｉ基合金の製造方法であって、
偏析低減工程では、
１０００〜１３００℃の均熱温度で１．０時間以上保持する均熱処理を少なくとも１回実施する。

この場合、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数が４．０×１０^-2個／μｍ²以下となる。その結果、熱間加工性がさらに高まる。

［５］の構成によるＮｉ基合金の製造方法は、［１］〜［４］のいずれか１項に記載のＮｉ基合金の製造方法であって、
Ｎｉ基合金素材の化学組成は、
Ｃａ、Ｎｄ、及び、Ｂからなる群から選択される１元素以上を、式（２）を満たす含有量で含有する。
（Ｃａ＋Ｎｄ＋Ｂ）／Ｓ≧２．０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の原子％（ａｔ）での含有量が代入される。

この場合、製造されたＮｉ基合金の熱間加工性がさらに高まる。

［６］の構成によるＮｉ基合金は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１００％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．５０％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１５０％以下、
Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、
Ｍｏ：８．０〜１０．０％、
Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上：３．１５０〜４．１５０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、
Ａｌ：０．０５〜０．４０％、
Ｆｅ：０．０５〜５．００％、
Ｎ：０．１００％以下、
Ｏ：０．１０００％以下、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される１元素以上：０〜０．５０００％、及び、
残部がＮｉ及び不純物からなり、
Ｎｉ基合金の長手方向に垂直な断面において、Ｍｏの平均濃度が質量％で８．０％以上であり、Ｍｏ濃度の最大値が質量％で１１．０％以下であり、さらに、Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域の面積率が２．０％未満である。

本実施形態によるＮｉ基合金は、Ｍｏ偏析が抑制されている。そのため、本実施形態のＮｉ基合金は耐食性に優れる。

［７］の構成によるＮｉ基合金は、［６］に記載のＮｉ基合金であって、
化学組成は、
Ｃａ、Ｎｄ、及び、Ｂからなる群から選択される１元素以上を、式（２）を満たす含有量で含有する。
（Ｃａ＋Ｎｄ＋Ｂ）／Ｓ≧２．０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の原子％（ａｔ）での含有量が代入される。

この場合、Ｎｉ基合金の熱間加工性がさらに高まる。

［８］の構成によるＮｉ基合金は、［６］及び［７］に記載のＮｉ基合金であって、
ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０以上である。

この場合、Ｎｉ基合金の熱間加工性がさらに高まる。

［９］の構成によるＮｉ基合金は、［６］〜［８］のいずれか１項に記載のＮｉ基合金であって、
Ｎｉ基合金中において、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数が４．０×１０^-2個／μｍ²以下である。

この場合、Ｎｉ基合金の熱間加工性がさらに高まる。

ここで、本明細書において「Ｎｂ炭窒化物」とは、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、及びＮｂ炭窒化物を含む概念であって、Ｎｂ、Ｃ及びＮの総含有量が質量％で９０％以上の析出物を意味する。また、Ｎｂ炭窒化物の最大長とは、Ｎｂ炭窒化物と母相との界面（境界）上の任意の２点で結ばれる直線のうち、最大の長さのものを意味する。

以下、本実施形態によるＮｉ基合金の製造方法及びＮｉ基合金について説明する。

［第１の実施の形態］
［Ｎｉ基合金の製造方法］
本実施形態によるＮｉ基合金の製造方法は、鋳造工程と、偏析低減工程とを備える。以下、各工程について説明する。

［鋳造工程］
鋳造工程では、Ｎｉ基合金素材の液体合金を溶製し、液体合金を鋳造することにより、次の化学組成を有するＮｉ基合金素材を製造する。

［化学組成］
Ｎｉ基合金素材の化学組成は、次の元素を含有する。以下、元素に関する％は、特に断りがない限り、質量％を意味する。なお、本実施形態のＮｉ基合金の製造方法により製造されるＮｉ基合金の化学組成は、Ｎｉ基合金素材の化学組成と同じである。

Ｃ：０．１００％以下
炭素（Ｃ）は、不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃ含有量が高すぎれば、高温での長時間の使用により、粒界にＣｒ炭化物に代表される炭化物が析出する。この場合、Ｎｉ基合金の耐食性が低下する。粒界での炭化物の析出はさらに、Ｎｉ基合金の靱性等の機械的性質を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１００％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２３％である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の極度の低減は製造コストを高める。したがって、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは、０．０１０％である。

Ｓｉ：０．５０％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｓｉ含有量は０％超である。ＳｉはＮｉ基合金を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、ＳｉはＮｉ又はＣｒ等と結合して金属間化合物を形成したり、シグマ相（σ相）等の金属間化合物の生成を助長したりする。その結果、Ｎｉ基合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１９％である。上述の脱酸作用をより有効に得るためのＳｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％である。

Ｍｎ：０．５０％以下
マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｍｎ含有量は０％超である。ＭｎはＮｉ基合金を脱酸する。Ｍｎはさらに、不純物であるＳをＭｎ硫化物として固定し、Ｎｉ基合金の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、高温腐食環境での使用中において、スピネル型の酸化被膜の形成が促進され、その結果、高温での耐酸化性が低下する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、Ｎｉ基合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２３％である。熱間加工性を有効に高めるためのＭｎ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは、０．０４％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１２％である。

Ｐ：０．０１５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐ含有量は０％であってもよい。Ｐは、Ｎｉ基合金の靱性を低下する。したがって、Ｐ含有量は（０％以上であって）０．０１５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１３％であり、さらに好ましくは０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の極度の低減は製造コストを高める。したがって、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００４％である。

Ｓ：０．０１５０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、Ｎｉ基合金の熱間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の極度の低減は製造コストを高める。したがって、製造コストの観点でのＳ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。

Ｃｒ：２０．０〜２３．０％
クロム（Ｃｒ）は、Ｎｉ基合金の耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、Ｎｂと結合して金属間化合物を形成して粒界に析出し、Ｎｉ基合金のクリープ強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、Ｍ₂₃Ｃ₆型の炭化物が多量に析出し、耐食性がかえって低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２０．０〜２３．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２０．５％であり、さらに好ましくは２１．０％であり、さらに好ましくは２１．２％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２２．９％であり、さらに好ましくは２２．５％であり、さらに好ましくは２２．３％であり、更に好ましくは２２．０％である。

Ｍｏ：８．０〜１０．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、高温腐食環境での使用において、Ｎｉ基合金の耐食性を高める。Ｍｏはさらに、母相に固溶して、固溶強化によりＮｉ基合金のクリープ強度を高める。これにより、高温腐食環境でのＮｉ基合金の強度が高まる。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は８．０〜１０．０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は８．１％であり、さらに好ましくは８．２％であり、さらに好ましくは８．３％であり、さらに好ましくは８．４％であり、さらに好ましくは８．５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は９．９％であり、さらに好ましくは９．５％であり、さらに好ましくは９．２％であり、さらに好ましくは９．０％であり、さらに好ましくは８．８％である。

Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上：３．１５０〜４．１５０％
ニオブ（Ｎｂ）及びタンタル（Ｔａ）はいずれも、金属間化合物の生成を促進し、粒界及び粒内の析出強化に寄与する。その結果、クリープ強度が高まる。Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上の合計含有量が低すぎれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上の合計含有量が高すぎれば、析出物が粗大となり、クリープ強度が低下する。したがって、Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上の合計含有量は３．１５０〜４．１５０％である。Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上の合計含有量の好ましい下限は３．２００％であり、さらに好ましくは３．２１０％であり、さらに好ましくは３．２２０％である。Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上の合計含有量の好ましい上限は４．１２０％であり、さらに好ましくは４．０００％であり、さらに好ましくは３．８００％であり、さらに好ましくは３．５００％であり、さらに好ましくは３．４５０％である。なお、Ｎｂのみが含有され、Ｔａが含有されていなくてもよい。また、Ｔａのみが含有され、Ｎｂが含有されていなくてもよい。ＮｂとＴａとがともに含有されていてもよい。Ｎｂ及びＴａのうちＮｂのみが含有される場合、上述の合計含有量（３．１５０〜４．１５０％）は、Ｎｂの含有量を意味する。Ｎｂ及びＴａのうちＴａのみが含有される場合、上述の合計含有量（３．１５０〜４．１５０％）は、Ｔａの含有量を意味する。

Ｔｉ：０．０５〜０．４０％
チタン（Ｔｉ）はＳｉ、Ｍｎ、及び、Ａｌとともに、Ｎｉ基合金を脱酸する。Ｔｉはさらに、Ａｌとともにガンマプライム相（γ’相）を形成して、高温腐食環境下でのＮｉ基合金のクリープ強度を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、炭化物及び／又は酸化物が多量に生成して、Ｎｉ基合金の熱間加工性及びクリープ強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５〜０．４０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１３％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２２％である。

Ａｌ：０．０５〜０．４０％
アルミニウム（Ａｌ）はＳｉ、Ｍｎ及びＴｉとともにＮｉ基合金を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｔｉとともにガンマプライム相（γ’相）を形成して、高温腐食環境下でのＮｉ基合金のクリープ強度を高める。Ａｌ含有量が低すぎれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、酸化物系介在物が多量に生成して、Ｎｉ基合金の熱間加工性及びクリープ強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０５〜０．４０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．３２％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２７％である。なお、本明細書において、Ａｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。

Ｆｅ：０．０５〜５．００％
鉄（Ｆｅ）はＮｉを代替する。具体的には、ＦｅはＮｉ基合金の熱間加工性を高める。Ｆｅはさらに、粒界でラーベス相を析出し、粒界を強化する。Ｆｅ含有量が低すぎれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｆｅ含有量が高すぎれば、Ｎｉ基合金の耐食性が低下する。したがって、Ｆｅ含有量は０．０５〜５．００％である。Ｆｅ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは２．５０％である。Ｆｅ含有量の好ましい上限は４．７０％であり、さらに好ましくは４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％であり、さらに好ましくは３．９０％である。

Ｎ：０．１００％以下
窒素（Ｎ）は、不可避に含有される。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは、Ｎｉ基合金中のオーステナイトを安定化する。Ｎはさらに、Ｎｉ基合金のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、Ｎｉ基合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。Ｎ含有量の極度の低減は製造コストを高める。したがって、製造コストの観点でのＮ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。

Ｏ：０．１０００％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏ含有量は０％であってもよい。Ｏは酸化物を生成して鋼の熱間加工性を低下する。したがって、Ｏ含有量は（０％以上であって）０．１０００％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０８００％であり、さらに好ましくは０．０５００％であり、さらに好ましくは０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量の極度の低減は製造コストを高める。したがって、製造コストの観点でのＯ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。

本発明によるＮｉ基合金素材の残部は、ニッケル（Ｎｉ）及び不純物である。なお、ここでいう不純物とは、Ｎｉ基合金を工業的に製造する際に、原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、又は製造過程の環境等から混入する元素を意味する。

なお、Ｎｉは、Ｎｉ基合金の組織中のオーステナイトを安定化し、Ｎｉ基合金の耐食性を高める。上述のとおり、化学組成のうち、上述の元素以外の残部はＮｉ及び不純物である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、５８．０％であり、さらに好ましくは５９．０％であり、さらに好ましくは６０．０％である。

本実施形態のＮｉ基合金素材はさらに、Ｎｉの一部に代えて、Ｃｏ及びＣｕからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。Ｃｏ及びＣｕはいずれも、Ｎｉ基合金の高温強度を高める。

Ｃｏ：０〜１．００％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素である。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＣｏはＮｉ基合金の高温強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、Ｎｉ基合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０〜１．００％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。

Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素である。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは、析出してＮｉ基合金の高温強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、Ｎｉ基合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。

本実施形態のＮｉ基合金素材はさらに、Ｎｉの一部に代えて、Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。

Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される少なくとも１元素以上：合計含有量で０〜０．５０００％
カルシウム（Ｃａ）、ネオジム（Ｎｄ）、及び、ボロン（Ｂ）はいずれも、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよく、Ｎｄ含有量は０％であってもよく、Ｂ含有量は０％であってもよい。Ｃａ、Ｎｄ及びＢの少なくとも１元素以上が含有される場合、これらの元素はいずれも、Ｎｉ基合金の熱間加工性を高める。Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される少なくとも１元素以上が含有されればよいため、たとえば、Ｃａのみが含有されてもよいし、Ｎｄのみが含有されてもよいし、Ｂのみが含有されてもよい。Ｃａ及びＮｄが含有されてもよいし、Ｃａ及びＢが含有されてもよいし、Ｎｄ及びＢが含有されてもよい。Ｃａ、Ｎｄ及びＢが含有されてもよい。Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される少なくとも１元素以上が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ、Ｎｄ及びＢは液体合金の溶製中において、スラグ等に吸収されやすく、Ｎｉ基合金素材に残存しにくい。そのため、Ｃａ、Ｎｄ及びＢの合計含有量は０．５０００％を超えにくい。したがって、Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される少なくとも１元素以上の合計含有量は０〜０．５０００％である。Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択する１元素以上の合計含有量の好ましい上限は０．４５００％であり、さらに好ましくは、０．４２００％である。Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択する１元素以上の合計含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。

Ｎｉ基合金素材の化学組成が上述の化学組成となるように、液体合金を溶製する。液体合金は周知の方法で溶製すればよい。液体合金はたとえば、電気炉溶解により製造する。真空溶解により液体合金を溶製してもよい。製造コストの観点から、液体合金を電気炉溶解により製造するのが好ましい。

溶製された液体合金を用いて、鋳造法により、上述の化学組成を有するＮｉ基合金素材を製造する。Ｎｉ基合金素材は造塊法により製造されるインゴットでもよいし、連続鋳造法により製造される鋳片（スラブ又はブルーム）であってもよい。

鋳造工程における液体合金からＮｉ基合金素材に凝固するまでの凝固冷却速度Ｖ_Rは、鋳造工程後であって偏析低減工程前のＮｉ基合金素材のデンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIを測定することにより算出可能である。デンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIは次の方法により測定できる。Ｎｉ基合金素材の長手方向中央位置での長手方向に垂直な断面（横断面）のＷ／４深さ位置において、サンプルを採取する。サンプルの表面のうち、上記横断面と平行な表面に対して鏡面研磨を実施した後、王水にてエッチングする。エッチングされた表面を４００倍の光学顕微鏡で観察して、２００μｍ×２００μｍの観察視野の写真画像を生成する。得られた写真画像を用いて、観察視野内の任意の２０ヶ所のデンドライト二次アーム間隔（μｍ）を測定する。測定されたデンドライト二次アーム間隔の平均を、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_II（μｍ）と定義する。

式（Ａ）に、求めたデンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIを代入することにより、凝固冷却速度Ｖ_R（℃／ｍｉｎ）を求める。
Ｄ_II＝１８２Ｖ_R ^-0.294 （Ａ）

［偏析低減工程］
偏析低減工程では、鋳造工程にて製造されたＮｉ基合金素材に対して、Ｍｏ偏析を低減する。具体的には、鋳造工程で製造されたＮｉ基合金素材に対して、
（Ｉ）均熱処理、又は、
（ＩＩ）均熱処理と、均熱処理後に複合処理と
を実施する。

本明細書において、「複合処理」とは、熱間加工を実施し、さらに、熱間加工後に均熱処理を実施する一連の処理を意味する。換言すれば、「複合処理」とは、１回の熱間加工と、その熱間加工後の１回の均熱処理とを組合せた処理を意味する。１回の均熱処理とは、加熱炉又は均熱炉に挿入して所定の均熱温度、所定の保持時間で保持した後、抽出するまでの処理を意味する。１回の熱間加工とは、１０００〜１３００℃に加熱されたＮｉ基合金素材に対して熱間加工を開始し、途中で再度加熱することなく、熱間加工を終了するまでの処理を意味する。熱間加工はたとえば、熱間押出、熱間鍛造、熱間圧延を意味する。

偏析低減工程では、均熱処理を１回のみ実施して複合処理を実施しなくてもよいし、複合処理を１回のみ実施して均熱処理を実施しなくてもよい。また、複合処理を複数回繰り返し実施してもよい。１回以上の均熱処理後に１回以上の複合処理を実施してもよい。１回以上の複合処理後に１回以上の均熱処理を実施してもよい。要するに、偏析低減工程では少なくとも１回の均熱処理、又は、少なくとも１回の均熱処理及び少なくとも１回の複合処理を実施すればよい。

均熱処理後、そのまま複合処理を実施してもよいし、均熱処理後、Ｎｉ基合金素材をいったん冷却後、再び均熱処理を実施し、その後、複合処理を実施してもよい（つまり、この場合、均熱処理、均熱処理、複合処理の順に実施する）。また、均熱処理後、複合処理を実施し、その後さらに複合処理を実施してもよい（この場合、均熱処理、複合処理、複合処理の順に実施する）。均熱処理と複合処理とを適宜組み合わせてもよい。たとえば、均熱処理、複合処理、均熱処理、順に実施してもよいし、均熱処理、複合処理、均熱処理、複合処理の順に実施してもよい。以下、均熱処理及び複合処理中の熱間加工について説明する。

［均熱処理］
ｎ回目の均熱処理では、鋳造工程により製造されたＮｉ基合金素材を均熱温度Ｔ_n（℃）で保持時間ｔ_n（ｈｒ）保持する。ここで、ｎは１〜Ｎ（Ｎは自然数）であり、均熱温度Ｔ_nはｎ回目の均熱処理（上記（Ｉ）の均熱処理、及び、上記（Ｉ）の均熱処理を含む）の均熱温度（℃）を意味し、保持時間ｔ_nはｎ回目の均熱処理の保持時間（ｈｒ）を意味する。Ｎは、上記（Ｉ）の均熱処理及び上記（ＩＩ）の均熱処理の総回数である。

均熱温度Ｔ_nが低すぎれば、Ｍｏの拡散距離σを大きくすることができず、均熱処理中にＭｏが拡散しにくい。一方、均熱温度Ｔ_nが高すぎれば、Ｎｉ基合金素材の一部が再溶解してしまう場合がある。したがって、均熱温度Ｔ_nは特に限定されないが、好ましい均熱温度Ｔ_nは１０００〜１３００℃である。均熱処理は、周知の加熱炉、又は均熱炉で実施すれば足りる。

［熱間加工］
熱間加工は、上述のとおり、熱間押出であってもよいし、熱間鍛造であってもよいし、熱間圧延であってもよい。熱間加工の種類は特に限定されない。本実施形態の製造方法では、熱間加工を実施した場合、熱間加工後に上述の均熱処理を実施する（複合処理）。熱間加工によりＮｉ基合金素材中のＭｏ偏析間距離Ｄｓが縮まっている。そのため、熱間加工後の均熱処理において、Ｍｏがさらに拡散しやすく、Ｍｏ偏析の低減に必要な保持時間ｔ_nを低減できる。なお、偏析低減工程において、前段で均熱処理を実施することなく、複合処理を実施する場合、Ｎｉ基合金素材を加熱炉又は均熱炉で１０００〜１３００℃に加熱された後、熱間加工を実施する。

［式（１）について］
上述のとおり、偏析低減工程では、１回以上の均熱処理、又は、１回以上の均熱処理と１回以上の複合処理とを実施する。このとき、式（１）を満たすように、均熱温度Ｔ_n（℃）、保持時間ｔ_n（ｈｒ）、断面減少率Ｒｄ_n-1（％）を調整する。

なお、偏析低減工程において均熱処理を１回のみ実施して、複合処理を実施しない場合（つまり、ｎ＝１、Ｎ＝１の場合）、偏析低減工程では熱間加工を実施しない。そのため、累積断面減少率Ｒｄ_n-1＝Ｒｄ₀は０（％）となる。したがって、式（１）にＲｄ₀＝０を代入して得られる次式に基づいて、凝固冷却速度Ｖ_R（℃／ｍｉｎ）、均熱温度Ｔ_n（℃）、保持時間ｔ_n（ｈｒ）を調整する。

式（１）を満たすように偏析低減工程（均熱処理、又は、均熱処理及び複合処理）を実施すれば、Ｍｏ偏析が抑制されたＮｉ基合金を製造することができる。なお、偏析低減工程を実施した後、さらに熱間加工工程、冷間加工工程、切削加工工程等の他の工程を実施してもよい。

［本実施形態によるＮｉ基合金］
本実施形態によるＮｉ基合金の形状は特に限定されない。上述の製造方法で製造されたＮｉ基合金はたとえば、ビレットである。Ｎｉ基合金の長手方向に垂直な断面（横断面）は円形状でも矩形状でもよく、多角形状であってもよい。Ｎｉ基合金は管材であってもよいし、中実材であってもよい。

本実施形態によるＮｉ基合金は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、Ｍｏ：８．０〜１０．０％、Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上：３．１５０〜４．１５０％、Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、Ａｌ：０．０５〜０．４０％、Ｆｅ：０．０５〜５．００％、Ｎ：０．１００％以下、Ｏ：０．１０００％以下、Ｃｏ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される１元素以上：０〜０．５０００％、及び、残部はＮｉ及び不純物からなる。つまり、本実施形態のＮｉ基合金の化学組成は、上述のＮｉ基合金素材の化学組成と同じである。本実施形態のＮｉ基合金はさらに、Ｎｉ基合金の長手方向に垂直な断面において、Ｍｏの平均濃度が質量％で８．０％以上であり、Ｍｏ濃度の最大値が質量％で１１．０％以下であり、さらに、Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域の面積率が２．０％未満である。本実施形態によるＮｉ基合金では、Ｍｏの偏析が抑制されている。以下、本実施形態のＮｉ基合金について説明する。なお、本実施形態のＮｉ基合金の化学組成の各元素の含有量（好ましい上限、好ましい下限含む）及び作用効果については、上述のＮｉ基合金の製造方法におけるＮｉ基合金素材の化学組成での各元素の含有量（好ましい上限、好ましい下限含む）及び作用効果と同じである。

［Ｍｏ偏析の抑制］
本実施形態のＮｉ基合金では、Ｍｏ偏析が抑制される。具体的には、Ｎｉ基合金の長手方向に垂直な断面（以下、横断面という）において、Ｍｏの平均濃度が質量％で８．０％以上であり、Ｍｏ濃度の最大値が質量％で１１．０％以下であり、さらに、Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域の面積率が２．０％未満である。

Ｎｉ基合金の横断面におけるＭｏの平均濃度、Ｍｏ濃度の最大値、及び、Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域は次の方法で求める。なお、本明細書において、Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域を「Ｍｏ低濃度領域」ともいう。

Ｎｉ基合金の横断面からサンプルを採取する。具体的には、Ｎｉ基合金が、横断面形状が矩形状の中実材である場合、横断面の長辺を幅Ｗと定義する。横断面が円形状の中実材（つまり棒材）である場合、直径を幅Ｗと定義する。Ｎｉ基合金が中実材である場合、幅Ｗ方向と垂直な表面から幅Ｗ方向にＷ／４深さ位置（Ｗ／４深さ位置）からサンプルを採取する。一方、Ｎｉ基合金が管材である場合、肉厚中央位置からサンプルを採取する。サンプルの表面のうち、横断面に相当する表面（観察面）を鏡面研磨した後、観察面内の任意の１視野において、ビーム径１０μｍ、走査長さ２０００μｍ、１点当りの照射時間：３０００ｍｓ、照射ピッチ：５μｍとした電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）による線分析を実施する。線分析を実施した２０００μｍの走査範囲において、５μｍピッチで測定した複数のＭｏ濃度の平均値と、測定した複数のＭｏ濃度のうちのＭｏ濃度の最大値、及び、Ｍｏ濃度の最小値を求める。さらに、測定範囲である走査長さ２０００μｍにおいて、Ｍｏ濃度が８．０％未満となった測定点が、連続している範囲（２点以上連続している範囲）の総長さを求める。求めた総長さをＭｏ低濃度領域総長さ（μｍ）と定義する。求めたＭｏ低濃度領域総長さを用いて、次の式により、Ｍｏ低濃度領域割合（％）を求める。
Ｍｏ低濃度領域割合＝Ｍｏ低濃度領域総長さ（μｍ）／走査長さ（＝２０００μｍ）×１００

上記式により求めたＭｏ低濃度領域割合を、「Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域の面積率」と定義する。より具体的には、Ｎｉ基合金の横断面において、ビーム径１０μｍ、走査長さ２０００μｍ、１点当りの照射時間：３０００ｍｓ、照射ピッチ：５μｍとしたＥＰＭＡによる線分析を実施して、走査長さ２０００μｍで５μｍピッチで得られたＭｏの平均濃度が質量％で８．０％以上であり、Ｍｏ濃度の最大値が質量％で１１．０％以下であり、走査長さ２０００μｍにおいて、Ｍｏ濃度が８．０％未満となった測定点が連続している範囲（２点以上連続している範囲）の総長さをＭｏ低濃度領域と定義したとき、Ｍｏ低濃度領域総長さの走査長さに対する割合が２．０％未満である。

本実施形態のＮｉ基合金では、上記測定により得られたＭｏ濃度の平均値は質量％で８．０％以上であり、Ｍｏ濃度の最大値は質量％で１１．０％以下である。さらに、Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満となる領域の割合、つまり、Ｍｏ低濃度領域割合は２．０％未満となる。

以上のとおり、本実施形態のＮｉ基合金では、Ｍｏ偏析が抑制される。その結果、Ｎｉ基合金の耐食性が高まる。具体的には、次のとおり、粒界腐食及び応力腐食割れが抑制できる。

［粒界腐食の低減］
本実施形態によるＮｉ基合金では、ＡＳＴＭ Ｇ２８ Ｍｅｔｈｏｄ Ａで規定された腐食試験を行った場合、腐食速度が０．０７５ｍｍ／ｍｏｎｔｈ以下である。ＡＳＴＭ Ｇ２８ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠した腐食試験は次の方法で実施する。Ｎｉ基合金の任意の位置から試験片を採取する。試験片のサイズはたとえば、４０ｍｍ×１０ｍｍ×３ｍｍである。腐食試験開始前の試験片の重量を測定する。測定後、質量％で５０％の硫酸溶液６００ｍＬに対して硫酸第二鉄を２５ｇの割合で加えた溶液（５０％硫酸・硫酸第二鉄溶液）に試験片を１２０時間浸漬する。１２０時間経過後、試験後の試験片の重量を測定する。測定された試験片の重量の変化に基いて、試験減量を求める。試験片の密度を用いて、試験減量を体積減少量に換算する。体積減少量を試験片の表面積で除算して、腐食深さを求める。腐食深さを試験時間で除算して、腐食速度（ｍｍ／ｍｏｎｔｈ）を求める。

本実施形態のＮｉ基合金では、腐食速度が０．０７５ｍｍ／ｍｏｎｔｈ以下であり、粒界腐食が抑制され、耐食性に優れる。

［応力腐食割れの抑制］
本実施形態のＮｉ基合金ではさらに、耐粒界腐食性に優れるだけでなく、応力腐食割れも抑制できる。具体的には、Ｎｉ基合金の任意の位置から低歪速度引張試験片を採取する。低歪速度引張試験片の長さを８０ｍｍとし、平行部長さを２５．４ｍｍとし、平行部の直径を３．８１ｍｍとする。低歪速度引張試験片の長手方向は、Ｎｉ基合金の長手方向と平行とする。０．７ＭＰａの硫化水素を飽和させた、ｐＨ２．８〜３．１かつ２３２℃の２５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ₃ＣＯＯＨ水溶液に低歪速度引張試験片を浸漬しながら、歪速度４．０×１０^-6Ｓ^-1で低歪速度引張試験（ＳＳＲＴ）を実施して試験片を破断させる。試験後の試験片において、破断部以外の部分に亀裂（サブクラック）が発生しているか否かを目視により確認する。亀裂が発生している場合、応力腐食割れが発生したと判断し、亀裂が確認されなければ、応力腐食割れが発生しなかったと判断する。本製造方法で製造されたＮｉ基合金では、上記低歪速度引張試験において、亀裂が確認されず、応力腐食割れが抑制される。したがって、本実施形態の製造方法で製造されたＮｉ基合金は優れた耐食性を有する。

以上のとおり、本実施形態の製造方法により製造されたＮｉ基合金では、上述の化学組成を有し、さらに、Ｍｏの平均濃度が質量％で８．０％以上であり、Ｍｏ濃度の最大値が質量％で１１．０％以下である。さらに、Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域（Ｍｏ低濃度領域）の面積率が２．０％未満である。そのため、本実施形態のＮｉ基合金は耐食性に優れる。具体的には、ＡＳＴＭ Ｇ２８のＭｅｔｈｏｄ Ａ試験により得られた腐食速度が０．０７５ｍｍ／ｍｏｎｔｈ以下であり、耐食性（耐粒界腐食性）に優れる。さらに、ＳＳＲＴ試験において、試験片の破断部以外の領域において亀裂が発生せず、耐食性（具体的には耐ＳＣＣ性）に優れる。

［本実施形態のＮｉ基合金の製造方法］
本実施形態のＮｉ基合金の製造方法は、上述の構成を有するＮｉ基合金を製造できれば、特に限定されない。しかしながら、上述のＮｉ基合金の製造方法は、本実施形態のＮｉ基合金を製造するための好適な例である。具体的には、本実施形態のＮｉ基合金の製造方法は、上述の鋳造工程と、上述の偏析低減工程とを備える。上述の鋳造工程では、液体合金を鋳造して、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、Ｍｏ：８．０〜１０．０％、Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上：３．１５０〜４．１５０％、Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、Ａｌ：０．０５〜０．４０％、Ｆｅ：０．０５〜５．００％、Ｎ：０．１００％以下、Ｏ：０．１０００％以下、Ｃｏ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される１元素以上：０〜０．５０００％、及び、残部はＮｉ及び不純物からなるＮｉ基合金素材を製造する。そして、偏析低減工程では、鋳造工程により製造されたＮｉ基合金素材に対して、（Ｉ）１回以上の均熱処理、又は、（ＩＩ）１回以上の均熱処理及び１回以上の複合処理、を実施し、式（１）を満たす。

上記製造方法により、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、Ｍｏ：８．０〜１０．０％、Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上：３．１５０〜４．１５０％、Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、Ａｌ：０．０５〜０．４０％、Ｆｅ：０．０５〜５．００％、Ｎ：０．１００％以下、Ｏ：０．１０００％以下、Ｃｏ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される１元素以上：０〜０．５０００％、及び、残部はＮｉ及び不純物からなり、Ｎｉ基合金の長手方向に垂直な断面において、Ｍｏの平均濃度が質量％で８．０％以上であり、Ｍｏ濃度の最大値が質量％で１１．０％以下であり、さらに、Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域の面積率が２．０％未満であるＮｉ基合金を製造できる。

図４は、本発明の化学組成を有するＮｉ基合金における、Ｆ１と腐食速度との関係を示す図である。ここで、Ｆ１は、式（１）の右辺から式（１）の左辺を差し引いた式であって、次のとおり定義される。

図４を参照して、Ｆ１が０未満、すなわち、偏析低減工程での製造条件が式（１）を満たさない場合、腐食速度は０．０７５ｍｍ／ｍｏｎｔｈよりも顕著に高く、Ｆ１値が変動しても、腐食速度はあまり変動しない。これに対して、Ｆ１が０以上となる場合、すなわち、偏析低減工程での製造条件が式（１）を満たす場合、腐食速度は顕著に低下して、０．０７５ｍｍ／ｍｏｎｔｈ以下となる。したがって、式（１）を満たす製造条件により製造されたＮｉ基合金は、優れた耐食性を有する。なお、本実施形態のＮｉ基合金の製造方法は、上述の構成を有するＮｉ基合金を製造できれば、特に限定されない。式（１）を用いた上述のＮｉ基合金の製造方法は、本実施形態のＮｉ基合金を製造するための好適な例である。

［第１の実施形態のＮｉ基合金の好ましい形態（１）］
Ｎｉ基合金において、結晶粒が微細である方が、強度及び延性に優れることが知られている。好ましくは、本実施形態のＮｉ基合金ではさらに、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０以上である。結晶粒度番号が０．０以上であれば、Ｎｉ基合金内において、凝固組織が解消され、ミクロ組織が実質的に結晶化したことを示している。好ましい結晶粒度番号は０．５以上であり、さらに好ましくは１．０以上である。結晶粒度番号の上限は特に限定されない。

本実施形態のＮｉ基合金での結晶粒度番号の測定方法は次のとおりである。Ｎｉ基合金を軸方向（長手方向）に５等分して、各区分の軸方向中央位置を特定する。各区分の特定された位置において、Ｎｉ基合金の中心軸周りに９０°ピッチで４ヶ所のサンプル採取位置を特定する。たとえば、Ｎｉ基合金が管材の場合、管周方向に９０度ピッチでサンプル採取位置を特定する。特定されたサンプル採取位置から、サンプルを採取する。Ｎｉ基合金が管材である場合、特定されたサンプル採取位置の肉厚中央位置からサンプルを採取する。Ｎｉ基合金が棒材、又は、横断面が矩形状の合金材である場合、選定されたサンプル採取位置において、Ｗ／４深さ位置からサンプルを採取する。サンプルの観察面は、Ｎｉ基合金の軸方向に垂直な断面とし、観察面の面積は、４０ｍｍ²とする。

上記方法により、各区分で４つのサンプル、全区分で２０個のサンプルを採取する。採取されたサンプルの観察面を、グリセレジア、カーリング試薬又はマーブル試薬等を用いて腐食して、表面の結晶粒界を現出させる。腐食された観察面を観察して、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠して、結晶粒度番号を求める。

２０個のサンプルで求めた結晶粒度番号の平均値を、Ｎｉ基合金におけるＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号と定義する。

本実施形態のＮｉ基合金であって、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０以上であるＮｉ基合金はたとえば、次の方法で製造される。

上述の鋳造工程と偏析低減工程とを含むＮｉ基合金の製造方法であって、偏析低減工程において、複合処理を少なくとも１回実施する。そして、複合処理において、１０００〜１３００℃に加熱されたＮｉ基合金素材に対して、３５．０％以上の断面減少率で熱間加工を少なくとも１回実施する。この条件での熱間加工を、「特定熱間加工」という。偏析低減工程において、特定熱間加工を少なくとも１回実施すれば、製造されたＮｉ基合金において、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０以上になる。なお、本項目でいう断面減少率は、累積断面減少率ではなく、１回の熱間加工での断面減少率を意味する。

図５Ａは、偏析低減工程において、上述の化学組成を有するＮｉ基合金素材に対して４４．６％の断面減少率で熱間加工を１回実施して製造されたＮｉ基合金のミクロ組織観察画像である。図５Ｂは、偏析低減工程において、上述の化学組成を有するＮｉ基合金素材に対して３１．３％の断面減少率で熱間加工を１回実施して製造されたＮｉ基合金のミクロ組織観察画像である。図５Ａでは、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が２．０であり、０．０以上であった。これに対して、図５Ｂでは、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が−２．０であり、０．０未満であった。以上のとおり、偏析低減工程において、上述の化学組成を有するＮｉ基合金素材に対して３５．０％以上の断面減少率で熱間加工を少なくとも１回実施することにより、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０以上であるＮｉ基合金を製造できる。なお、特定熱間加工は、複数回実施してもよい。

［第１の実施形態のＮｉ基合金の好ましい形態（２）］
好ましくは、本実施形態のＮｉ基合金ではさらに、Ｎｉ基合金中において、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数が４．０×１０^-2個／μｍ²以下である。

ここで、本明細書において「Ｎｂ炭窒化物」とは、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、及びＮｂ炭窒化物を含む概念であって、Ｎｂ、Ｃ及びＮの総含有量が質量％で９０％以上の析出物を意味する。また、Ｎｂ炭窒化物の最大長とは、Ｎｂ炭窒化物と母相との界面（境界）上の任意の２点で結ばれる直線のうち、最大の長さのものを意味する。

粗大Ｎｂ炭窒化物の総個数が４．０×１０^-2個／μｍ²以下であれば、Ｎｂ炭窒化物が母相に十分に固溶している。そのため、熱間加工における割れの起点が少なくなり、熱間加工性がさらに高まる。

粗大Ｎｂ炭窒化物の総個数は次の方法で求めることができる。Ｎｉ基合金を軸方向に５等分して、各区分の軸方向中央位置を特定する。各区分において、軸方向中央位置にて管周方向に９０度ピッチでサンプル採取位置を特定する。特定されたサンプル採取位置から、サンプルを採取する。Ｎｉ基合金が管材である場合、特定されたサンプル採取位置の肉厚中央位置からサンプルを採取する。Ｎｉ基合金が棒材、又は、横断面が矩形状の合金材である場合、特定されたサンプル採取位置のＷ／４深さ位置からサンプルを採取する。サンプルの観察面は、Ｎｉ基合金の軸方向に垂直な断面とする。各観察面（全部で２０個）中の任意の１視野（４００μｍ×４００μｍ）において、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）により、Ｎｂ炭窒化物を特定する。具体的には、ＥＰＭＡの面分析により、Ｎｂ、Ｃ及びＮの総含有量が９０％以上の析出物を特定し、特定された析出物をＮｂ炭窒化物と定義する。図６は、上記１視野の一例でのＥＰＭＡ画像である。図６において白く表示されている析出物１００がＮｂ炭窒化物である。特定されたＮｂ炭窒化物の最大長を測定する。上述のとおり、Ｎｂ炭窒化物と母相との界面の任意の２点を結ぶ直線のうち、最大の直線の値を、そのＮｂ炭窒化物の最大長と定義する。各Ｎｂ炭化物の最大長を測定した後、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物（粗大Ｎｂ炭窒化物）を特定し、２０視野全ての粗大Ｎｂ炭窒化物の総個数を求める。得られた総個数に基づいて、粗大Ｎｂ炭窒化物の総個数（個／μｍ²）を求める。

上述のＮｉ基合金であって、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数を４．０×１０^-2個／μｍ²以下であるＮｉ基合金は、たとえば、次の製造方法で製造できる。

上述の鋳造工程と偏析低減工程とを含むＮｉ基合金の製造方法であって、偏析低減工程において、１０００〜１３００℃の均熱温度で１．０時間以上保持する均熱処理を少なくとも１回実施する。この条件での均熱処理を、「特定均熱処理」という。偏析低減工程において、特定均熱処理を少なくとも１回実施すれば、製造されたＮｉ基合金中において、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数が４．０×１０^-2個／μｍ²以下となる。なお、特定均熱処理は複数回実施してもよい。

［第１の実施形態のＮｉ基合金の好ましい形態（３）］
上述のＮｉ基合金はさらに、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０以上であり、かつ、Ｎｉ基合金中において、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数が４．０×１０^-2個／μｍ²以下であってもよい。

この場合、好ましくは、上記偏析低減工程において、１０００〜１３００℃に加熱されたＮｉ基合金素材に対して、３５．０％以上の断面減少率で熱間加工を少なくとも１回実施し、かつ、上記偏析低減工程において、１０００〜１３００℃の均熱温度で１．０時間以上保持する均熱処理を少なくとも１回実施する。つまり、偏析低減工程において、特定熱間加工を少なくとも１回実施し、かつ、特定均熱処理を少なくとも１回実施する。

［第２の実施の形態］
好ましくは、上述のＮｉ基合金はさらに、Ｃａ、Ｎｄ、及び、Ｂからなる群から選択される１元素以上を式（２）を満たす含有量で含有する。
（Ｃａ＋Ｎｄ＋Ｂ）／Ｓ≧２．０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の原子％（ａｔ％）での含有量が代入される。

カルシウム（Ｃａ）、ネオジム（Ｎｄ）、及び、ボロン（Ｂ）はいずれも、上述のとおり、Ｎｉ基合金の熱間加工性を高める。Ｆ２＝（Ｃａ＋Ｎｄ＋Ｂ）／Ｓと定義する。Ｆ２は熱間加工性の指標である。Ｃａ、Ｎｄ、及び、Ｂからなる群から選択される１種以上の合計含有量Ｆ２が２．０以上の場合、つまり、Ｆ２が式（２）を満たす場合、上述の化学組成のＮｉ基合金において、さらに優れた熱間加工性が得られる。具体的には、歪速度１０／秒、大気中、９００℃で引張試験を実施した場合の絞り（破断絞り）が３５．０％以上となる。

図７は、本実施形態のＮｉ基合金に対して、大気中、９００℃において歪速度１０／秒で引張試験をした場合に得られる破断絞り（％）と、Ｆ２との関係を示す図である。図７は後述の実施例２に示す試験により得られた。図７を参照して、Ｆ２が１．０になるまでは、Ｆ２が増加しても９００℃での破断絞りはそれほど変化しなかった。一方、Ｆ２が１．０を超えると、Ｆ２の増加に伴い９００℃での破断絞りが急激に上昇し、Ｆ２が２．０では３５．０％を超え、５０．０％程度になる。その後、Ｆ２の増加に伴い破断絞りがさらに上昇したものの、Ｆ２が８．０以上では、破断絞りは８０．０％程度でほぼ一定となった。つまり、図７の曲線は、Ｆ２＝１．０〜２．０近傍に変曲点を有した。以上の結果より、Ｆ２が２．０以上であれば、９００℃において十分な破断絞り（３５．％以上）を得ることができる。Ｆ２の好ましい下限は２．５であり、さらに好ましくは３．０であり、さらに好ましくは、３．５である。

なお、Ｎｉ基合金中のＣａ、Ｎｄ及びＢの総含有量（質量％）の上限は、第１の実施形態と同様に、０．５０００％である。

［第２の実施形態のＮｉ基合金の製造方法］
上述の第２の実施形態のＮｉ基合金の製造方法は、上述の構成を有する第２の実施形態のＮｉ基合金が製造できれば、特に限定されない。好ましくは、第２の実施形態のＮｉ基合金の製造方法は、第１の実施の形態のＮｉ基合金の製造方法と同じである。

具体的には、第２の実施形態のＮｉ基合金の製造方法は、鋳造工程と、偏析低減工程とを備える。鋳造工程では、液体合金を鋳造して、上述の化学組成を有し、かつ、Ｆ２が式（２）を満たすＮｉ基合金素材を製造する。

偏析低減工程では、鋳造工程で製造されたＮｉ基合金素材に対して、
（Ｉ）均熱処理、又は、
（ＩＩ）均熱処理及び複合処理、
を実施する。偏析低減工程では、均熱処理を１回のみ実施してもよいし、複合処理を１回のみ実施してもよい。また、複合処理を複数回繰り返し実施してもよい。均熱処理後に複合処理を実施してもよい。

上述のとおり、偏析低減工程では、均熱処理、又は、均熱処理及び複合処理を実施する。このとき、鋳造工程での凝固冷却速度Ｖ_Rが式（１）を満たすように、均熱温度Ｔ_n（℃）、保持時間ｔ_n（ｈｒ）、断面減少率Ｒｄ_n-1（％）を調整する。

なお、偏析低減工程において均熱処理を１回のみ実施する場合、熱間加工を実施しないため、断面減少率Ｒ_d0は０（％）である。したがって、式（１）にＲ_d0＝０％を代入して得られる次式に基づいて、凝固冷却速度Ｖ_R（℃／ｍｉｎ）、均熱温度Ｔ_n（℃）、保持時間ｔ_n（ｈｒ）を調整する。

式（２）を満たす化学組成を有するＮｉ基合金素材に対して、式（１）を満たすように偏析低減工程（均熱処理、又は、均熱処理及び複合処理）を実施すれば、第２の実施形態のＮｉ基合金を製造することができる。なお、偏析低減工程を実施した後、さらに熱間加工工程、冷間加工工程、切削加工工程等の他の工程を実施してもよい。

なお、第２実施形態のＮｉ基合金の製造方法は、鋳造工程にてＮｉ基合金素材を製造後、そのＮｉ基合金素材を再度溶解する、いわゆる二次溶解を実施しない。つまり、本製造方法は、鋳造工程後、鋳造工程により製造されたＮｉ基合金を再度溶解する二次溶解を実施することなく、偏析低減工程を実施するのが好ましい。

第２実施形態のＮｉ基合金において、Ｃａ、Ｎｄ、及び、Ｂ等は、一般的に鋼材中のＳと結合して硫化物を形成し、鋼材中（特に粒界）の固溶Ｓ濃度を低減させることで熱間加工性を高める。しかしながら、これらの元素を含有するＮｉ基合金素材に対して二次溶解を実施すれば、二次溶解時にＣａ、Ｎｄ、及び、ＢがＮｉ基合金素材から外部に排出されてしまう。たとえば、二次溶解としてエレクトロスラグ再溶解法（ＥＳＲ）を適用すれば、Ｎｉ基合金素材の溶融時に、Ｃａ、Ｎｄ、及び、Ｂが溶融スラグに取り込まれる。その結果、Ｎｉ基合金素材からＣａ、Ｎｄ、及び、Ｂが排出され、二次溶解後のＮｉ基合金素材の化学組成が式（２）を満たさない。同様に、二次溶解として真空アーク再溶解法（ＶＡＲ）を適用すれば、Ｎｉ基合金素材の溶融時に、熱間加工性向上に有効な元素であるＣａ、Ｎｄ、及び、Ｂが、溶解時に発生するＣＯバブルにより浮上分離されてしまう。その結果、Ｎｉ基合金素材からＣａ、Ｎｄ、及び、Ｂが排出され、二次溶解後の製造されたＮｉ基合金素材の化学組成が式（２）を満たさなくなる。これに対して、本製造方法では、上述のとおり、二次溶解を実施せず（二次溶解を省略して）、一次溶解のみでＮｉ基合金素材を製造する。そのため、Ｎｉ基合金中において、Ｃａ、Ｎｄ、及び、Ｂの少なくとも１元素以上を式（２）を満たす含有量で維持することができ、熱間加工性を高めることができる。さらに、そのＮｉ基合金素材に対して上述の偏析低減工程を実施するため、Ｍｏ偏析も抑制できる。

［第２の実施の形態のＮｉ基合金の好ましい形態（１）］
第１の実施の形態と同様に、好ましくは、第２の実施形態のＮｉ基合金では、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０以上である。

Ｎｉ基合金中の結晶粒度番号を０．０以上にする場合、好ましくは、上記偏析低減工程において、１０００〜１３００℃に加熱されたＮｉ基合金素材に対して、３５．０％以上の断面減少率で熱間加工（特定熱間加工）を少なくとも１回実施する。偏析低減工程において、特定熱間加工を少なくとも１回実施すれば、製造されたＮｉ基合金において、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０以上になる。なお、特定熱間加工は、複数回実施してもよい。

［第２の実施形態のＮｉ基合金の好ましい形態（２）］
第１の実施の形態と同様に、好ましくは、第２の実施の形態のＮｉ基合金では、Ｎｉ基合金中において、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数が４．０×１０^-2個／μｍ²以下である。この場合、熱間加工性がさらに高まる。

Ｎｉ基合金中において、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数を４．０×１０^-2個／μｍ²以下にする場合、好ましくは、上記偏析低減工程において、１０００〜１３００℃の均熱温度で１．０時間以上保持する均熱処理（特定均熱処理）を少なくとも１回実施する。特定均熱処理を少なくとも１回実施すれば、製造されたＮｉ基合金中において、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数が４．０×１０^-2個／μｍ²以下となる。なお、特定均熱処理は複数回実施してもよい。

［第２の実施形態のＮｉ基合金の好ましい形態（３）］
上述のＮｉ基合金はさらに、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０以上であり、かつ、Ｎｉ基合金中において、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数が４．０×１０^-2個／μｍ²以下であってもよい。

この場合、好ましくは、上記偏析低減工程において、１０００〜１３００℃に加熱されたＮｉ基合金素材に対して、３５．０％以上の断面減少率で熱間加工を少なくとも１回実施し、かつ、上記偏析低減工程において、１０００〜１３００℃の均熱温度で１．０時間以上保持する均熱処理を少なくとも１回実施する。

液体合金を電気炉溶解により溶製した。溶製した液体合金を連続鋳造法又は造塊法により凝固させて、表１の化学組成を有するＮｉ基合金素材（鋳片又はインゴット）を製造した。試験番号１〜５及び８のＮｉ基合金素材は鋳片であった。鋳片の長手方向に垂直な断面は６００×２８５ｍｍであった。試験番号６及び７のＮｉ基合金素材はインゴットであった。インゴットの長手方向に垂直な断面は、５００ｍｍ×５００ｍｍであった。

製造されたＮｉ基合金素材（鋳片）に対して、次の方法により、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIを測定して、各試験番号のＮｉ基合金素材の凝固冷却速度Ｖ_R（℃／ｍｉｎ）を求めた。具体的には、Ｎｉ基合金素材の長手方向中央位置での長手方向に垂直な横断面のＷ／４深さ位置において、サンプルを採取した。サンプルの表面のうち、上記横断面と平行な表面に対して鏡面研磨を実施した後、王水にてエッチングした。エッチングされた表面を４００倍の光学顕微鏡で観察して、２００μｍ×２００μｍの観察視野の写真画像を生成した。得られた写真画像を用いて、観察視野内の任意の２０ヶ所のデンドライト二次アーム間隔（μｍ）を測定した。測定されたデンドライト二次アーム間隔の平均を、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_II（μｍ）と定義した。得られたデンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIを、式（Ａ）に代入することにより、凝固冷却速度Ｖ_R（℃／ｍｉｎ）を求めた。
Ｄ_II＝１８２Ｖ_R ^-0.294 （Ａ）

さらに、試験番号２〜５、７及び８のＮｉ基合金に対して、表２に示す偏析低減工程を実施した。試験番号２及び３では、偏析低減工程として、均熱処理を１回実施した。試験番号４では、均熱処理を実施し（均熱処理１）、その後、熱間圧延を実施し（熱間加工１）、熱間圧延後に再び均熱処理を実施した（均熱処理２）。試験番号５では、均熱処理１、熱間加工１、均熱処理２、熱間加工２（熱間圧延）、均熱処理３の順に実施した。試験番号７では、均熱処理１を実施した。試験番号８では、均熱処理１、熱間加工１、均熱処理２の順に実施した。つまり、試験番号２、３及び７は、１回の均熱処理のみを実施した。試験番号４は、１回の均熱処理と、１回の複合処理とを実施した。試験番号５は、１回の均熱処理と、２回の複合処理とを実施した。試験番号８は、１回の複合処理を実施した。なお、試験番号１及び６では、偏析低減工程を実施しなかった。

なお、試験番号４、５及び８はいずれも、横断面が円形状の中実材（つまり、丸棒材）を製造した。また、試験番号４、５、８ではいずれも、均熱処理１を実施した後、速やかに熱間加工１を実施した。試験番号５では、均熱処理２を実施した後、速やかに熱間加工２を実施した。

各均熱処理１〜３での均熱温度（℃）及び均熱時間（ｈｒ）は表２に示すとおりであった。各熱間加工１及び２での断面減少率Ｒｄ_n-1（％）は表２に示すとおりであった。また、各試験番号において、Ｆ１（＝式（１）の右辺−式（１）の左辺）、を求めた。求めたＦ１を表２に示す。

［評価試験］
［Ｍｏ濃度測定試験］
偏析低減工程後の各試験番号のＮｉ基合金の長手方向に垂直な断面（横断面）において、Ｍｏ濃度測定試験用のサンプルを採取した。具体的には、各試験番号において、横断面のＷ／４深さ位置からサンプルを採取した、サンプルの表面のうち、横断面に相当する表面（観察面）を鏡面研磨した後、観察面内の任意の１視野において、ビーム径１０μｍ、走査長さ２０００μｍ、１点当りの照射時間：３０００ｍｓ、照射ピッチ：５μｍで、ＥＰＭＡによる線分析を実施した。線分析を実施した２０００μｍの走査範囲において５μｍピッチで測定した複数のＭｏ濃度の平均値と、測定した複数のＭｏ濃度のうちのＭｏ濃度の最大値を求めた。さらに、測定範囲である走査長さ２０００μｍにおいて、Ｍｏ濃度が８．０％未満となった測定点が連続している範囲（２点以上連続している範囲）の総長さ（つまり、Ｍｏ低濃度領域総長さ）を求めた。求めたＭｏ低濃度領域総長さを用いて、次の式により、Ｍｏ低濃度領域割合（％）を求めた。
Ｍｏ低濃度領域割合＝Ｍｏ低濃度総長さ（μｍ）／走査長さ（＝２０００μｍ）×１００

［低歪速度引張試験（ＳＳＲＴ）］
偏析低減工程後の各試験番号のＮｉ基合金の長手方向に垂直な断面において、Ｍｏ濃度測定試験でのサンプル採取位置と同じ位置から、低歪速度引張試験片を採取した。低歪速度引張試験片の長さを８０ｍｍとし、平行部長さを２５．４ｍｍとし、平行部の直径を３．８１ｍｍとした。低歪速度引張試験片の長手方向は、Ｎｉ基合金の長手方向と平行であった。０．７ＭＰａの硫化水素を飽和させた、ｐＨ２．８〜３．１かつ２３２℃の２５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ₃ＣＯＯＨ水溶液に低歪速度引張試験片を浸漬しながら、歪速度４．０×１０^-6Ｓ^-1で低歪速度引張試験（ＳＳＲＴ）を実施して試験片を破断させた。試験後の試験片において、破断部以外の部分に亀裂（サブクラック）が発生しているか否かを目視により確認した。亀裂が発生している場合、応力腐食割れが発生したと判断し、亀裂が確認されなければ、応力腐食割れが発生せず、優れた耐食性（耐ＳＣＣ性）が得られたと判断した。

［粒界腐食試験］
偏析低減工程後の各試験番号のＮｉ基合金の長手方向に垂直な断面において、Ｍｏ濃度測定試験でのサンプル採取位置と同じ位置から、試験片を採取した。試験片のサイズは、４０ｍｍ×１０ｍｍ×３ｍｍとした。採取した試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ｇ２８ Ｍｅｔｈｏｄ Ａで規定された腐食試験を実施した。具体的には、腐食試験開始前の試験片の重量を測定した。測定後、５０％硫酸・硫酸第二鉄溶液に試験片を１２０時間浸漬した。１２０時間経過後、試験後の試験片の重量を測定した。測定した試験片の重量の変化から、各試験片の腐食速度（ｍｍ／ｍｏｎｔｈ）を求めた。

［試験結果］
試験結果を表２に示す。表２を参照して、試験番号３〜５、７及び８では、Ｎｉ基合金の化学組成が適切であり、かつ、Ｆ１が０以上であり、偏析低減工程において式（１）を満たした。そのため、Ｎｉ基合金の長手方向に垂直な断面において、Ｍｏの平均濃度が質量％で８．０％以上であり、Ｍｏ濃度の最大値が質量％で１１．０％以下であり、さらに、Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域の面積率（Ｍｏ低濃度領域割合）が２．０％未満であった。その結果、ＳＳＲＴ試験において、亀裂は確認されなかった。さらに、腐食速度は０．０７５ｍｍ／ｍｏｎｔｈ以下であり、優れた耐食性を示した。なお、試験番号３〜５、７及び８のＮｉ基合金中において、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数は４．０×１０^-2個／μｍ²以下であった。

さらに、試験番号４、５及び８では、偏析低減工程において、最終の均熱処理の前に熱間加工を実施した。その結果、均熱処理前に熱間加工を実施しなかった試験番号３と比較して、腐食速度がさらに低く、腐食速度が０．０５５ｍｍ／ｍｏｎｔｈ以下であった。

一方、試験番号１及び６では、鋳造工程によりＮｉ基合金素材を製造した後、偏析低減工程を実施しなかった。そのため、Ｎｉ基合金の長手方向に垂直な断面において、Ｍｏ濃度の最大値が質量％で１１．０％を超え、さらに、Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域の面積率（Ｍｏ低濃度領域割合）が２．０％以上であった。その結果、ＳＳＲＴ試験において亀裂が確認された。さらに、腐食速度が０．０７５ｍｍ／ｍｏｎｔｈを超えた。

試験番号２では、偏析低減工程において均熱処理を実施したものの、Ｆ１が０未満であり、式（１）を満たさなかった。そのため、Ｍｏ低濃度領域割合が２．０％以上であった。その結果、ＳＳＲＴ試験において亀裂が確認された。さらに、腐食速度が０．０７５ｍｍ／ｍｏｎｔｈを超えた。

電気炉溶解により溶製した液体合金を連続鋳造法又は造塊法により凝固させて、表３の化学組成を有するＮｉ基合金素材（鋳片又はインゴット）を製造した。試験番号９〜２１のＮｉ基合金素材は鋳片であり、鋳片の長手方向に垂直な断面（横断面）は６００×２８５ｍｍであった。なお、表３中のＦ２欄には、各試験番号のＦ２値（＝（Ｃａ＋Ｎｄ＋Ｂ）／Ｓ）を記載している。なお、表３中の空白部分は、対応する元素の含有量が、検出限界未満であったことを示す。

製造されたＮｉ基合金素材（鋳片）に対して、上述の方法により、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIを測定して、各試験番号のＮｉ基合金素材の凝固冷却速度Ｖ_R（℃／ｍｉｎ）を求めた。その結果、表４に示すとおり、いずれの試験番号においても、凝固冷却速度Ｖ_Rは５（℃／ｍｉｎ）であった。

各試験番号のＮｉ基合金に対して、偏析低減工程を実施した。具体的には、試験番号９及び１１では、均熱処理を１回のみ実施し、熱間加工工程を実施しなかった。均熱処理の均熱温度は１２００℃であり、保持時間は９６時間であった。その結果、Ｆ１はいずれも０．０６であり、式（１）を満たした。

試験番号１０及び１２〜１８ではいずれも、均熱処理を実施し（均熱処理１）、その後、熱間圧延を実施し（熱間加工１）、熱間圧延後に再び均熱処理を実施した（均熱処理２）。均熱処理１での均熱温度は、１２００℃であり、保持時間は４８時間であった。熱間加工１での断面減少率は４７．３％であった。均熱処理２での均熱温度は１２００℃であり、保持時間は２４時間であった。その結果、Ｆ１（＝式（１）の右辺−式（１）の左辺）はいずれも０．３３であり、式（１）を満たした。

試験番号１９〜２１では均熱処理１、熱間加工１、均熱処理２、熱間加工２、均熱処理３の順に実施した。均熱処理１での均熱温度は、１２００℃であり、保持時間は４８時間であった。熱間加工１での累積断面減少率は４７．３％であった。均熱処理２での均熱温度は１２００℃であり、保持時間は２４時間であった。熱間加工２での累積断面減少率は８５．０％であった。均熱処理３での均熱時間は１２００℃であり、保持時間は０．０８時間であった。その結果、Ｆ１はいずれも０．３８であり、式（１）を満たした。

以上の工程により、試験番号９〜２１のＮｉ基合金を製造した。なお、試験番号９〜２１ではいずれも、鋳造工程後のＮｉ基合金素材に対して、二次溶解を実施しなかった。試験番号９及び１１のＮｉ基合金は鋳片であり、試験番号１０、１２〜２１のＮｉ基合金は横断面が円形状の中実材（つまり、丸棒材）であった。なお、試験番号１０、１２〜２１では、均熱処理１を実施した後、速やかに熱間加工１を実施した。試験番号１９〜２１では、均熱処理２を実施した後、速やかに熱間加工２を実施した。

［熱間加工性評価試験］
各試験番号のＮｉ基合金を用いて、次の引張試験を実施した。Ｎｉ基合金から、引張試験片を採取した。引張試験片はＪＩＳ規格の１４Ａ号試験片に相当した。各試験番号において、横断面のＷ／４深さ位置から引張試験片を採取した。引張試験片を９００°に加熱した。９００℃の引張試験片を用いて、歪速度１０／秒、大気中にて引張試験を実施し、破断絞り（％）を測定した。破断絞りが３５．０％以上であれば、熱間加工性に優れると判断した。測定結果を表３に示す。

［試験結果］
表３を参照して、試験番号９〜２１ではいずれも、式（１）を満たした。そのため、Ｎｉ基合金の長手方向に垂直な断面において、Ｍｏの平均濃度が質量％で８．０％以上であり、Ｍｏ濃度の最大値が質量％で１１．０％以下であり、さらに、Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域の面積率が２．０％未満であった。その結果、ＳＳＲＴ試験において、亀裂は確認されなかった。さらに、腐食速度は０．０７５ｍｍ／ｍｏｎｔｈ以下であり、優れた耐食性を示した。なお、試験番号９〜２１のＮｉ基合金中において、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数は４．０×１０^-2個／μｍ²以下であった。

さらに、試験番号１１、１２、１６〜２０ではいずれも、化学組成が適切であり、Ｆ２が２．０以上となり、式（２）を満たした。そのため、破断絞りはいずれも３５．０％以上（より具体的には４５．０％以上）であり、優れた熱間加工性を示した。

実施例１の試験番号５及び実施例２の試験番号１２のＮｉ基合金の結晶粒度番号を次の方法で求めた。Ｎｉ基合金を軸方向に５等分して、各区分の軸方向中央位置を特定した。各区分において、軸方向中央位置にて軸周り（長手方向の周り）に９０度ピッチでサンプル採取位置を特定した。特定されたサンプル採取位置のＷ／４深さ位置からサンプルを採取した。サンプルの観察面は、Ｎｉ基合金の軸方向に垂直な断面とし、観察面の面積は、４０ｍｍ²とした。上記方法により、各区分で４つのサンプル、全区分で２０個のサンプルを採取した。採取されたサンプルの観察面を、カーリング試薬を用いて腐食して、表面の結晶粒界を現出させた。腐食された観察面を観察して、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠して、結晶粒度番号を求めた。２０個のサンプルで求めた結晶粒度番号の平均値を、Ｎｉ基合金におけるＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号と定義した。

比較例として、表５に示す化学組成を有する試験番号２２のＮｉ基合金素材を準備した。Ｎｉ基合金素材は鋳片であり、鋳片の長手方向に垂直な断面は６００×２８５ｍｍであった。試験番号２２の化学組成は、試験番号５の化学組成と同じであった。

試験番号２２のＮｉ基合金素材（鋳片）に対して、実施例１と同じ方法により、デンドライト二次アーム間隔Ｄ_IIを測定して、各試験番号のＮｉ基合金素材の凝固冷却速度Ｖ_R（℃／ｍｉｎ）を求めた。その結果、凝固冷却速度Ｖ_Rは、表６に示すとおり、５℃／ｍｉｎであった。

試験番号２２のＮｉ基合金素材に対して、表６に示す偏析低減工程を実施した。試験番号５の製造条件と比較して、１回目の熱間加工の断面減少率は３１．３％であった。また、２回目の熱間加工の累積断面減少率は６２．６％であり、２回目の熱間加工での断面減少率は３１．３％であった。つまり、試験番号２２において、各熱間加工での断面減少率はいずれも３５．０％未満であった。試験番号２２についても、試験番号５と同様の方法で、結晶粒度番号を求めた。

結晶粒度番号を求めた結果、試験番号５では、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０以上（２．０）となり、試験番号１２では、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０となった。一方、試験番号２２では、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０未満（−２．０）となった。

実施例１の試験番号４のＮｉ基合金の粗大Ｎｂ炭窒化物の総個数を次の方法で求めた。Ｎｉ基合金を軸方向に５等分して、各区分の軸方向中央位置を特定した。各区分において、軸方向中央位置にて軸周り（長手方向の周り）に９０度ピッチでサンプル採取位置を特定した。特定されたサンプル採取位置の肉厚中央位置からサンプルを採取した。サンプルの観察面は、Ｎｉ基合金の軸方向に垂直な断面とした。各観察面（全部で２０個）中の任意の１視野（４００μｍ×４００μｍ）において、ＥＰＭＡにより、Ｎｂ炭窒化物を特定した。特定されたＮｂ炭窒化物の最大長を測定した。上述のとおり、Ｎｂ炭窒化物と母相との界面の任意の２点を結ぶ直線のうち、最大の直線の値を、そのＮｂ炭窒化物の最大長と定義した。各Ｎｂ炭化物の最大長を測定した後、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物（粗大Ｎｂ炭窒化物）を特定し、２０視野全ての粗大Ｎｂ炭窒化物の総個数を求めた。得られた総個数に基づいて、粗大Ｎｂ炭窒化物の総個数（個／μｍ²）を求めた。

比較例として、表７に示す試験番号２３のＮｉ基合金を準備した。Ｎｉ基合金素材は鋳片であり、鋳片の長手方向に垂直な断面は６００×２８５ｍｍであった。試験番号２３の化学組成は、試験番号４の化学組成と同じであった。

試験番号２３のＮｉ基合金素材に対して、表８に示す偏析低減工程を実施した。具体的には、試験番号２３では、試験番号４と同じ温度で１回目の均熱処理を実施し（均熱処理１）、その後、試験番号４と同じ断面減少率で熱間圧延を実施し（熱間加工１）、熱間圧延後に再び、試験番号４と同じ温度で２回目の均熱処理を実施した（均熱処理２）。しかしながら、均熱処理１及び均熱処理２での均熱時間はいずれも５０分（０．８３時間）であり、１時間未満であった。試験番号２３においても、試験番号４と同様に、粗大Ｎｂ炭窒化物の総個数を求めた。

さらに、試験番号４及び試験番号２３のＮｉ基合金に対して、実施例２と同じ方法で熱間加工性評価試験を実施して、破断絞り（％）を求めた。

粗大Ｎｂ炭窒化物の総個数は、試験番号４では４．０×１０^-2個／μｍ²以下であったが、試験番号２３では４．０×１０^-2個／μｍ²を超えた。その結果、試験番号４では破断絞りが３５．０％を超えたのに対して、比較例では破断絞りが３５．０％未満であった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (9)

1. 液体合金を鋳造して、
   化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．１００％以下、
   Ｓｉ：０．５０％以下、
   Ｍｎ：０．５０％以下、
   Ｐ：０．０１５％以下、
   Ｓ：０．０１５０％以下、
   Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、
   Ｍｏ：８．０〜１０．０％、
   Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１元素以上：３．１５０〜４．１５０％、
   Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、
   Ａｌ：０．０５〜０．４０％、
   Ｆｅ：０．０５〜５．００％、
   Ｎ：０．１００％以下、
   Ｏ：０．１０００％以下、
   Ｃｏ：０〜１．００％、
   Ｃｕ：０〜０．５０％、
   Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される１元素以上：０〜０．５０００％、及び、
   残部はＮｉ及び不純物からなるＮｉ基合金素材を製造する鋳造工程と、
   前記鋳造工程により製造された前記Ｎｉ基合金素材に対して、
   均熱処理、又は、
   前記均熱処理と、前記均熱処理後に、熱間加工と前記熱間加工後の均熱処理とを含む複合処理と、
   を実施し、式（１）を満たす偏析低減工程とを備える、
   Ｎｉ基合金の製造方法。
   

   

   ここで、式（１）中の各記号は次のとおりである。
   Ｖ_R：前記鋳造工程における前記液体合金の凝固冷却速度（℃／ｍｉｎ）
   Ｔ_n：ｎ回目の前記均熱処理における均熱温度（℃）
   ｔ_n：ｎ回目の前記均熱処理における前記均熱温度での保持時間（ｈｒ）
   Ｒｄ_n-1：ｎ回目の前記均熱処理前の前記Ｎｉ基合金素材の累積断面減少率（％）
   Ｎ：前記均熱処理の総回数
2. 請求項１に記載のＮｉ基合金の製造方法であって、
   前記均熱温度は１０００〜１３００℃である、
   Ｎｉ基合金の製造方法。
3. 請求項２に記載のＮｉ基合金の製造方法であって、
   前記偏析低減工程では、
   前記複合処理を１回以上実施し、かつ、１０００〜１３００℃に加熱された前記Ｎｉ基合金素材に対して、３５．０％以上の断面減少率で熱間加工を少なくとも１回実施する、
   Ｎｉ基合金の製造方法。
4. 請求項２又は請求項３に記載のＮｉ基合金の製造方法であって、
   前記偏析低減工程では、
   １０００〜１３００℃の前記均熱温度で１．０時間以上保持する前記均熱処理を少なくとも１回実施する、Ｎｉ基合金の製造方法。
5. 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のＮｉ基合金の製造方法であって、
   前記化学組成は、
   前記Ｃａ、Ｎｄ、及び、Ｂからなる群から選択される１元素以上を、式（２）を満たす含有量で含有する、
   Ｎｉ基合金の製造方法。
   （Ｃａ＋Ｎｄ＋Ｂ）／Ｓ≧２．０ （２）
   ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の原子％（ａｔ％）での含有量が代入される。
6. Ｎｉ基合金であって、
   化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．１００％以下、
   Ｓｉ：０．５０％以下、
   Ｍｎ：０．５０％以下、
   Ｐ：０．０１５％以下、
   Ｓ：０．０１５０％以下、
   Ｃｒ：２０．０〜２３．０％、
   Ｍｏ：８．０〜１０．０％、
   Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１種以上：３．１５０〜４．１５０％、
   Ｔｉ：０．０５〜０．４０％、
   Ａｌ：０．０５〜０．４０％、
   Ｆｅ：０．０５〜５．００％、
   Ｎ：０．１００％以下、
   Ｏ：０．１０００％以下、
   Ｃｏ：０〜１．００％、
   Ｃｕ：０〜０．５０％、
   Ｃａ、Ｎｄ及びＢからなる群から選択される１元素以上：０〜０．５０００％、及び、
   残部がＮｉ及び不純物からなり、
   前記Ｎｉ基合金の長手方向に垂直な断面において、Ｍｏの平均濃度が質量％で８．０％以上であり、Ｍｏ濃度の最大値が質量％で１１．０％以下であり、さらに、前記Ｍｏ濃度が質量％で８．０％未満の領域の面積率が２．０％未満である、
   Ｎｉ基合金。
7. 請求項６に記載のＮｉ基合金であって、
   前記化学組成は、
   前記Ｃａ、Ｎｄ、及び、Ｂからなる群から選択される１元素以上を、式（２）を満たす含有量で含有する、
   Ｎｉ基合金。
   （Ｃａ＋Ｎｄ＋Ｂ）／Ｓ≧２．０ （２）
   ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の原子％（ａｔ％）での含有量が代入される。
8. 請求項６又は請求項７に記載のＮｉ基合金であって、
   ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が０．０以上である、
   Ｎｉ基合金。
9. 請求項６〜請求項８のいずれか１項に記載のＮｉ基合金であって、
   前記Ｎｉ基合金中において、最大長が１〜１００μｍのＮｂ炭窒化物の総個数が４．０×１０^-2個／μｍ²以下である、
   Ｎｉ基合金。

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