WO2009102028A1 - 偏析性に優れたＮｉ基超合金 - Google Patents

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WO2009102028A1
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temperature
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Satoru Ohsaki
Tatsuya Takahashi
Koji Kajikawa
Eiji Maeda
Yoshikuni Kadoya
Ryuichi Yamamoto
Takashi Nakano
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The Japan Steel Works, Ltd.
Mitsubishi Heavy Industries, Ltd.
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    • C22B9/00—General processes of refining or remelting of metals; Apparatus for electroslag or arc remelting of metals
    • C22B9/006—General processes of refining or remelting of metals; Apparatus for electroslag or arc remelting of metals with use of an inert protective material including the use of an inert gas

Definitions

  • the present invention relates to a Ni-base superalloy which is particularly suitable for the production of large ingots and can reduce the occurrence of streak segregation during ingot production.
  • a Ni-base heat-resistant alloy is added with a small amount of Ti, Al, or Nb, and a gamma prime phase (hereinafter referred to as ⁇ ) consisting of Ni 3 (Al, Ti) in an austenite (hereinafter referred to as ⁇ ) matrix
  • ⁇ gamma prime phase
  • ⁇ a gamma double prime phase
  • Inconel (trademark, the same applies hereinafter) 706 and 718 correspond to this.
  • Patent Document 1 Inhomogeneity of materials generates minute segregation, non-metallic inclusions, harmful intermetallic compounds, and greatly deteriorates material properties. Therefore, high homogeneity is required for materials used in such an environment.
  • W added to Patent Document 1, Patent Document 2, Patent Document 3, or Patent Document 4 has an effect of reducing the linear expansion coefficient and improving material properties, but there is a difference in density from Ni. It is very large, complicates the solidification form, and is the main cause of promoting the occurrence of streak-like segregation that causes various defects.
  • This invention has been made to solve the above-described problems, and is effective in reducing the segregation properties of Ni-based alloys containing W.
  • this invention it is possible to reduce the appearance of streak-like segregation without greatly deteriorating material properties, and to provide a method for producing a large ingot having excellent quality with little segregation suitable for producing a large member. it can.
  • the distribution coefficient to the solidification interface varies depending on the combination and content.
  • the difference between the distribution coefficient from 1 increases the density difference between the mother molten steel and the concentrated molten steel, and promotes the occurrence of streak-like segregation. Therefore, in order to greatly improve the segregation property of the Ni-based alloy containing W, the additive amount is relatively a solid solution strengthening element rather than Mo having a small density difference from Ni or Al, Ti, and Nb having a small additive amount. It is important that the distribution coefficient of W, which has a large density difference with Ni, is close to 1.
  • Co is conventionally known as an element that contributes to the stability of high-temperature structure as a solid solution strengthening element.
  • the inventors of the present application added Al and Ti as precipitation strengthening elements by adding Co. It has been found that the difference in density between the mother molten steel and the concentrated molten steel can be reduced by bringing the distribution coefficient of W that greatly promotes the occurrence of segregation streaks to 1 as well as Nb. As a result, it has been clarified that the generation of streak segregation in the Ni-base superalloy containing W can be significantly reduced, and the present invention has been completed.
  • the present invention achieves the above object by the following means.
  • the distribution coefficient to the solidification interface of W having a large density difference from Ni is kept close to 1 while maintaining the material characteristics, and the mother and concentrated molten steels The density difference can be reduced.
  • the appearance of streak-like segregation can be reduced, and a large ingot having excellent quality with little segregation suitable for the production of large members can be produced.
  • C 0.005 to 0.15% C forms TiC with Ti, forms M 6 C, M 7 C 3 , and M 23 C 6 type carbides with Cr and Mo, and suppresses coarsening of crystal grains of the alloy, Contributes to the improvement of high temperature strength.
  • M 6 C and M 23 C 6 are essential elements in the present invention in order to strengthen the grain boundary by precipitating an appropriate amount of carbides at the crystal grain boundary.
  • C is contained in an amount of 0.005% or more, the above effect can be obtained. If the content is 0.15% or less, the amount of Ti necessary for precipitation strengthening can be secured, and Cr carbides precipitated at grain boundaries during aging treatment can be reduced. Therefore, the grain boundary is not weakened and ductility can be maintained. Therefore, the addition amount of C is limited to a range of 0.005 to 0.15%. For the same reason, it is desirable that the lower limit is 0.01% and the upper limit is 0.08%.
  • Cr 8-22%
  • Cr is an indispensable element for increasing the oxidation resistance, corrosion resistance, and strength of the alloy. Moreover, it couple
  • Co has a large density difference from Ni and is an essential element in the present invention in order to bring the distribution coefficient of W that causes streak-like segregation close to 1, and to greatly improve the segregation.
  • Co can also bring the partition coefficient of precipitation strengthening elements such as Al, Ti, and Nb close to 1.
  • the above effect can be sufficiently obtained, and if it is 30% or less, the forgeability can be kept good, and it is difficult to generate a TCP phase called a ⁇ phase (Laves phase).
  • the matrix structure becomes stable and the high-temperature structure stability can be kept good. Therefore, the Co content is limited to a range of 5 to 30%. For the same reason, it is desirable to set the lower limit to 10% and the upper limit to 20%.
  • Mo 1% or more and less than 9% Mo is effective as a solid solution strengthening element that mainly strengthens the matrix itself by solid solution in the matrix, and also dissolves in the ⁇ ′ phase and replaces it with the Al site of the ⁇ ′ phase. As a result, the stability of the ⁇ 'phase is enhanced, which is effective for enhancing the strength at high temperatures and the stability of the structure. If the Mo content is 1% or more, the above effect is sufficiently obtained, and if it is less than 9%, it is difficult to generate a TCP phase called a ⁇ phase (Laves phase), so the matrix structure at high temperature becomes stable, High temperature structure stability can be kept good. Therefore, the Mo content is limited to a range of 1% to less than 9%. For the same reason, it is desirable to set the lower limit to 3.0% and the upper limit to 7.0%.
  • W 5-21% W is also effective as a solid-solution strengthening element for strengthening the matrix itself by dissolving in the matrix in the same manner as Mo, and by dissolving it in the ⁇ 'phase and substituting it for Al sites in the ⁇ ' phase. Since the stability is increased, it is effective to increase the strength at high temperature and the stability of the tissue. In addition, it has an effect of lowering the linear expansion coefficient. If the content is appropriate, the TCP phase does not precipitate, and the structural stability is not impaired. However, if the content is too large, ⁇ -W precipitates, not only lowering the structural stability but also remarkably degrading hot workability. Therefore, the W content is limited to a range of 5 to 21%. For the same reason, it is desirable to set the lower limit to 7.0% and the upper limit to 15.0%.
  • Al 0.1 to 2.0% Al combines with Ni to precipitate a ⁇ ′ phase and contributes to strengthening of the alloy. If Al is less than 0.1%, sufficient precipitation strengthening cannot be obtained, but if the content is too large, a concentrated region and a precipitation-free zone can be formed due to coarse aggregation at the grain boundaries of the ⁇ 'phase, and high temperature characteristics can be obtained. Lowering and notch susceptibility are deteriorated, and mechanical properties are greatly reduced. Moreover, when it contains excessively, hot workability will fall and forging will become difficult. Therefore, the Al content is limited to a range of 0.1 to 2.0%. For the same reason, it is desirable to set the lower limit to 0.5% and the upper limit to 1.5%.
  • Ti 0.3 to 2.5%
  • Ti mainly forms MC carbide and suppresses the coarsening of the crystal grains of the alloy, and like Al, it binds with Ni and precipitates a ⁇ ′ phase, contributing to strengthening of the alloy.
  • it is necessary to contain 0.5% or more.
  • the Ti content is limited to the range of 0.3 to 2.5%. For the same reason, it is desirable to set the lower limit to 0.5% and the upper limit to 2.0%.
  • Nb + 1 / 2Ta ⁇ 1.5% Nb and Ta are precipitation strengthening elements similar to Al and Ti, and the ⁇ ′′ phase is precipitated and contributes to strengthening of the alloy. Therefore, it is contained as desired. However, a large amount is contained in intermetallic compounds such as the Laves phase and the ⁇ phase. Therefore, the content of Nb and Ta contained if desired is set to 1.5% or less in terms of Nb + 1 / 2Ta. For the same reason as described above, the upper limit is preferably set to 1.0% or less in terms of Nb + 1 / 2Ta. In order to sufficiently obtain the above action, Nb + 1 / 2Ta is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.2% or more.
  • B 0.015% or less B is segregated at the grain boundary and contributes to high temperature characteristics, so is contained as desired. However, when the content is too large, borides are easily formed, and conversely, grain boundary embrittlement is caused. Therefore, if desired, the B content is 0.015% or less. In order to sufficiently obtain the above action, the content is desirably 0.0005% or more, and for the same reason as described above, it is desirable to further limit the upper limit to 0.01%.
  • Zr 0.2% or less Zr segregates at the grain boundary in the same manner as B and contributes to high temperature characteristics, so it is contained as desired. However, too much content reduces the hot workability of the alloy. Therefore, the content of Zr contained if desired is set to 0.2% or less. In addition, in order to fully obtain the said effect
  • Hf 0.8% or less Hf segregates at the grain boundaries in the same manner as B and Zr, and contributes to high temperature characteristics, so is contained as desired. However, too much content reduces the hot workability of the alloy. Therefore, the content of Hf contained if desired is set to 0.8% or less. In order to sufficiently obtain the above action, the content is desirably 0.05% or more, and more desirably 0.1% or more. Further, for the same reason as described above, it is desirable to further limit the upper limit to 0.5%.
  • Mg 0.01% or less Mg is mainly combined with S to form a sulfide, and has the effect of improving hot workability.
  • too much content conversely causes grain boundary embrittlement, which significantly reduces hot workability. Therefore, the Mg content is limited to a range of 0.01% or less.
  • Ni and unavoidable impurities In the Ni-based alloy of the present invention, the remainder consists of Ni and unavoidable impurities.
  • Inevitable impurities include Si, Mn, P, S, O, and N.
  • the allowable contents of inevitable impurities are preferably Si: 0.3% or less, Mn: 0.2% or less, P: 0.01% or less, S: 0.005% or less, respectively. : 30 ppm or less, N: 60 ppm or less are desirable.
  • the Si content is desirably limited to 0.3% or less, more desirably less than 0.1%, and even more desirably less than 0.05%.
  • the Ni-based alloy of the present invention can be melted by a conventional method, and the manufacturing method is not particularly limited. However, it is desirable that the alloy of the present invention does not contain impurities such as Si, Mn, P, S, O, and N as much as possible. Therefore, the so-called double melt method using the VIM-ESR process or VIM-ESR is preferable. -Dissolution methods such as the so-called triple melt method using the VAR process are desirable.
  • the melted Ni-based alloy is usually subjected to hot forging to break the cast structure, press the internal voids, and diffuse component segregation.
  • hot forging conditions and the like are not particularly limited, and can be performed according to, for example, a conventional method.
  • a solution treatment is performed by heating above the recrystallization temperature. This solution treatment can be performed at 1000 to 1250 ° C., for example.
  • As the solution treatment time an appropriate time is set according to the size and shape of the material.
  • the solution treatment can be performed using a known heating furnace, and the heating method and the heating equipment are not particularly limited in the present invention. After the solution treatment, it is cooled by air cooling or the like.
  • the first aging treatment is performed using a known heating furnace or the like.
  • the aging treatment is performed at a temperature of 700 ° C. to 1000 ° C.
  • the temperature increase rate is not particularly limited in the present invention.
  • the second aging treatment is performed.
  • the second aging treatment may be performed continuously or once after passing through the cooling material.
  • the same heating furnace or the like may be used, or another heating furnace or the like may be used.
  • the first aging treatment to the second aging treatment are preferably performed continuously by cooling with furnace cooling or fan cooling, and the cooling rate at that time is 20 ° C./hour or more. Is desirable.
  • the cooling rate is not particularly limited, and cooling can be performed by cooling or forced cooling.
  • the first and second aging treatments are defined as described above, but the subsequent aging treatments are not excluded, and the third and subsequent aging treatments are performed as necessary.
  • An aging treatment can also be applied.
  • the test material was placed in a Tamman tube, and the surface of the test material at the time of melting was set so as to be at the bottom of the soaking zone, and was set to have a temperature gradient above and below the test material.
  • the temperature was set so that the test material was sufficiently dissolved even in the lowermost part of the crucible having the lowest temperature in the test material, and the temperature was raised in an Ar atmosphere (flow rate: 500 cc / min).
  • the control temperature was lowered by about 50 ° C., and the furnace body was raised by 20 to 30 mm at a speed of about 1 mm / min.
  • the lower part of the test material leaves the soaking zone and solidifies in one direction upward from the lower surface.
  • the furnace body was immediately lowered by 5 mm at the same speed as the ascent to obtain a smooth interface on the solidification front.
  • the furnace lid was opened, the specimen was taken out together with the crucible, and immediately introduced into water for rapid solidification.
  • the obtained specimen was cut longitudinally and subjected to corrosion to confirm the interface, and then the concentration of the solid phase part and the liquid phase part was measured by EPMA line analysis to calculate the value of the equilibrium partition coefficient.
  • the density of the mother molten steel and the concentrated molten steel was calculated from the obtained equilibrium distribution coefficient, and the density difference ⁇ between the mother molten steel and the concentrated molten steel was determined.
  • the density difference ⁇ between the mother molten steel and the concentrated molten steel indicates the segregation tendency of the alloy, and the smaller ⁇ , the less segregation occurs.
  • the ⁇ thus obtained was used as the comparative material No.
  • the relative evaluation results comparing 13 as 1 are shown in FIG.
  • the horizontal unidirectional solidification test is the most basic experimental method that simulates the solidification conditions of the actual machine and reproduces streak segregation in the laboratory.
  • This horizontal unidirectional solidification furnace is composed of a square silicon resistance furnace, a square alumina double crucible and a cooling body, and can be solidified at a constant speed from the side using compressed air for cooling.
  • the large steel ingot is adjusted by adjusting the amount of cooling air and the furnace holding temperature. It is possible to reproduce the coagulation conditions.
  • the segregation formation critical value ⁇ was calculated from the results of the lateral unidirectional solidification test of each test material, and the easiness of generation of streak-like segregation was quantitatively compared.
  • the segregation formation critical value ⁇ is determined by the cooling rate ⁇ (in the solidification front as described in the literature (Iron and Steel 63rd (1977) No. 1, “Regarding the Conditions for Generation of Reverse V Segregation”, p53-p62)). It is given under the condition of ⁇ ⁇ R 1.1 ⁇ ⁇ from the relationship between the temperature (° C./min) and the solidification rate R (mm / min).
  • the generation of streak-like segregation is greatly influenced by two factors indicating the thermal state of the cooling rate of the solidification front and the solidification rate, and the segregation formation critical value ⁇ is in the condition of ⁇ ⁇ R 1.1 ⁇ ⁇ . It has been experimentally shown that no streak segregation occurs when it is satisfied.
  • the horizontal unidirectional solidification furnace used in this test can measure the temperature drop curve for each specimen from six thermocouples installed in the furnace. From this temperature drop curve, the cooling rate ⁇ (° C./min) at a temperature corresponding to a solid phase ratio of 0.3 on the solidification front surface at the position where streak segregation occurred was calculated.
  • the solidification rate R (mm / min) is calculated from the position where streak-like segregation occurs and the time when the solid phase ratio reaches a temperature corresponding to 0.3, and the segregation formation critical value ⁇ of the test material is calculated. Asked.
  • the solid phase ratio of 0.3 used in the calculation is a boundary between a portion where dendrite forms a network in the solid-liquid coexistence layer and a portion where dendrite does not grow sufficiently and still does not form a network, and streak-like segregation occurs. This is the value estimated as the generation position.
  • FIG. 3 The relative evaluation result compared with B17 as 1 is shown.
  • the present invention materials No. B1 to No. B4 as compared with the comparative material (No. B17)
  • ⁇ decreases with an increase in the amount of Co added, and segregation occurs. It was confirmed that the sex was improved.
  • the present invention material No. B5 in which Co is added to the comparative material (No. B18) by 20%
  • the present invention material No. B6, in which Co is added to the comparative materials (No. B19, No. B20), No. B7, and No. B8, No. B9
  • the comparative material No.
  • test materials No. B10 to No. B17, No. B21, No. B24
  • Table 2 The test ingot was subjected to a diffusion treatment, and then hot forging was performed to form a plate material having a thickness of 30 mm by hot forging.
  • the test materials No. B10 to No. B17, No. B21
  • the comparative material No. B24
  • the test material used as the plate material was subjected to a solution treatment at a temperature higher than the recrystallization temperature for each test material, and then air-cooled to make a cold material once. Thereafter, as the first aging treatment, heat treatment was performed under the conditions of 840 ° C. ⁇ 10 hours, followed by cooling by furnace cooling (cooling rate 50 ° C./h), and the second aging treatment was continuously performed. . In the second aging treatment, heat treatment was performed under conditions of 750 ° C. ⁇ 24 hours, and then cooled by furnace cooling (cooling rate 50 ° C./h) to obtain a test material.
  • Comparative material No. 4 to 8 show the relative evaluation results comparing B17 with various material properties at room temperature and 700 ° C. as 1. 4 and 6, the present invention materials (No. B10 to No. B14, and No. B15) in which Co is added to the comparative materials (No. B17 and No. B21) having different compositions, respectively.
  • the tensile strength and 0.2% proof stress increased with increasing Co addition amount at room temperature and 700 ° C. in the short-time tensile properties.
  • the room temperature ductility (elongation) of the inventive material (No. B10, No. B11, and No. B15) is the comparative material (No. B17 and No. B21) as the strength increases.
  • the ductility increased with the increase in the amount of Co added, and the room temperature ductility of the materials of the present invention (No. B12 to No. B14 and No. B16) was conversely higher than that of the comparative material. A higher result was obtained.
  • the Charpy impact absorption energy also increases as the amount of Co added increases, and the inventive material (No. B11 to No. B13) is higher than the comparative material (No. B17). It was confirmed that sufficient mechanical properties were obtained even with the addition of. *
  • the Ni-based alloy material of the present invention can be used for a material such as a turbine rotor of a generator member.
  • the application of the present invention is not limited to these, and it can be used for various applications requiring strength characteristics at high temperatures. Further, it is excellent in long-term stability at high temperatures, and can naturally be used in the temperature range of conventional generator members of, for example, about 600 to 650 ° C.

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Abstract

　本発明の課題は、Ｎｉ基超合金を用いた素材製造時にストリーク状偏析が発生するのを軽減することである。 　本発明は、Ｃ：０．００５～０．１５質量％、Ｃｒ：８～２２質量％、Ｃｏ：５～３０質量％、Ｍｏ：１質量％以上９質量％未満、Ｗ：５～２１質量％、Ａｌ：０．１～２．０質量％、Ｔｉ：０．３～２．５質量％、Ｂ：０．０１５質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とする偏析性に優れたＮｉ基超合金に関する。

Description

偏析性に優れたＮｉ基超合金
　本発明は、特に大型鋳塊の製造に好適であり、鋳塊製造時にストリーク状偏析の発生を軽減させることができるＮｉ基超合金に関する。
　化石燃料の消費量低減および地球温暖化防止などの観点から、ＵＳＣ（超々臨界圧）プラントの更なる高効率化に期待が寄せられている。特に近年、２１世紀の発電プラントとして高効率石炭火力発電を指向する動きが盛んであり、主蒸気温度が７００℃を超えた次世代超々臨界圧蒸気発電に対応したタービンロータやボイラー部材等の開発が進められている。
　７００℃を超える高温の蒸気に晒されるタービンロータ素材に使用される耐熱材料は、もはや従来までのフェライト系耐熱鋼では耐用温度の観点から使用することができず、Ｎｉ基合金を適用せざるを得ない。
　Ｎｉ基耐熱合金は良好な高温強度を得るために、ＴｉやＡｌ、或いはＮｂを少量添加してオーステナイト（以下γと記す）のマトリクス中にＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）からなるガンマプライム相（以後γ’と記す）あるいは／およびＮｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）Ｎｂからなるガンマダブルプライム相（γ”と記す）と呼ばれる析出相を整合的に微細析出させて強化する析出強化型の合金が多い。インコネル（商標、以下同じ）７０６や７１８はこれに当たる。
　また、ワスパロイのように、γ’相の析出強化に加え、固溶強化とＭ２３Ｃ６炭化物の分散強化により複合的に強化するタイプの合金や、インコネル２３０に代表されるように析出強化元素を殆ど含有せず、ＭｏやＷにより固溶強化する、所謂、固溶強化型の合金も存在する。
　また、最近では、他のフェライト系の部材との熱膨張差の問題、あるいは熱疲労強度の問題から特許文献１や特許文献２、特許文献３、或いは特許文献４のように、フェライト系耐熱鋼と同等以上の低い線膨張係数を有しながら、かつフェライト系耐熱鋼の高温材料特性を上回る析出強化型Ｎｉ基合金も提案されている。
特開２００５－３１４７２８公報 特開２００３－１３１６１号公報 特開平９－１５７７７９号公報 特開２００６－１２４７７６号公報
　一方、主蒸気温度が７００℃を超えるような高温の環境下では、材料特性は製品の不均質性に対しても極めて敏感となる。材料の不均質性は微小な偏析や非金属介在物、有害な金属間化合物を生成し、材料特性を大きく低下させることから、このような環境下で使用する材料には高い均質性が要求される。特に、特許文献１、特許文献２、特許文献３、或いは特許文献４に添加されているＷは、線膨張係数を低減させ、材料特性を向上させる効果はあるものの、Ｎｉとの密度の差が非常に大きく、凝固形態を複雑にして、種々の欠陥の原因となるストリーク状の偏析の発生を促進させる主な原因となる。さらに大型インゴットは凝固速度が遅いため、マクロ偏析が発生し易く、Ｗのような偏析ストリークの生成を促進する元素を含有した場合には、タービンロータやケーシングに用いるような品質の優れた大型インゴットを製造することは困難である。
　この発明は上記のような課題を解決するためになされたもので、Ｗを含有するＮｉ基合金の偏析性の低減に有効である。この発明を適用することにより、材料特性を大きく低下させずに、ストリーク状偏析の出現を軽減させ、大型部材の製造に適する偏析の少ない品質の優れた大型鋳塊の製造方法を提供することができる。
　Ｎｉ基合金に添加するＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂといった析出強化元素やＭｏやＷ等の固溶強化元素は、その組み合わせや含有量により凝固界面への分配係数が変化する。特に、Ｎｉとの密度差が大きい元素では、分配係数が１から乖離するほど、母溶鋼および濃化溶鋼の密度差が大きくなり、ストリーク状の偏析の発生を促進させる。従って、Ｗを含有するＮｉ基合金の偏析性を大きく改善させるには、Ｎｉとの密度差が小さいＭｏや、添加量の小さいＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂよりも、固溶強化元素で比較的添加量が大きく、Ｎｉとの密度差が非常に大きいＷの分配係数を１に近づけることが重要である。
　Ｃｏは従来、固溶強化元素として高温組織安定性に寄与する元素であることが一般的に知られているが、本願発明者らは、Ｃｏを添加することにより、析出強化元素のＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂだけでなく、偏析ストリーク発生を大きく促進させるＷの分配係数を１に近づけて、母溶鋼および濃化溶鋼の密度差を小さく出来ることを見出した。その結果、Ｗを含むＮｉ基超合金中のストリーク状偏析の生成を大幅に低減できることが明らかとなり、本発明を完成するに至ったものである。
　この発明は、以下に示す手段により上記目的を達成するものである。
＜１＞　Ｃ：０．００５～０．１５質量％、Ｃｒ：８～２２質量％、Ｃｏ：５～３０質量％、Ｍｏ：１質量％以上９質量％未満、Ｗ：５～２１質量％、Ａｌ：０．１～２．０質量％、Ｔｉ：０．３～２．５質量％、Ｂ：０．０１５質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とする偏析性に優れたＮｉ基超合金。
＜２＞　さらに、Ｚｒ：０．２質量％以下、Ｈｆ：０．８質量％以下の１種または２種を含有することを特徴とする＜１＞に記載の偏析性に優れたＮｉ基超合金。
＜３＞　さらに、ＮｂとＴａの１種または２種を合計でＮｂ＋１／２Ｔａ≦１．５質量％となるように含有することを特徴とする＜１＞または＜２＞に記載の偏析性に優れたＮｉ基超合金。
＜４＞　発電機部材の鍛鋼品または発電機部材の鋳鋼品用の素材に用いるものであることを特徴とする＜１＞～＜３＞のいずれか１項に記載の偏析性に優れたＮｉ基超合金。
　この発明の偏析性に優れたＮｉ基超合金による効果として、材料特性を維持したまま、Ｎｉとの密度差が大きいＷの凝固界面への分配係数を１に近づけ、母溶鋼および濃化溶鋼の密度差を小さくすることができる。このことより、ストリーク状偏析の出現を軽減させ、大型部材の製造に適する偏析の少ない品質の優れた大型鋳塊を製造することができる。
実施例における供試材の液相密度差の相対評価結果を示すグラフである。 実施例における比較材（Ｎｏ．Ｂ１７）と本発明材（Ｎｏ．Ｂ３）のマクロ偏析試験結果における金属組織を示す図面代用写真（倍率０．４倍）である。 実施例における供試材の偏析生成臨界値の相対評価結果を示すグラフである。 実施例における供試材の室温および高温（７００℃）の０．２％耐力（Ｙ．Ｓ．）を示すグラフである。 実施例における供試材の室温および高温（７００℃）の伸び（Ｅｌ．）を示すグラフである。 実施例における供試材の室温および高温（７００℃）の引っ張り強度（Ｔ．Ｓ．）を示すグラフである。 実施例における供試材の室温および高温（７００℃）の絞り（Ｒ．Ａ．）を示すグラフである。 実施例における供試材のシャルピー吸収エネルギーを示すグラフである。
　以下に、本発明の一実施形態を説明する。
＜合金組成＞
　以下に、本発明の合金組成を設定した理由を以下に説明する。
　なお、以下の含有量はいずれも質量％または質量ｐｐｍで示されている。
Ｃ：０．００５～０．１５％
　Ｃは、ＴｉとはＴｉＣを形成し、またＣｒ、ＭｏとはＭ６Ｃ、Ｍ７Ｃ３、およびＭ２３Ｃ６タイプの炭化物を形成し、合金の結晶粒の粗大化を抑制するとともに、高温強度の向上にも寄与する。更に、Ｍ６ＣやＭ２３Ｃ６は結晶粒界に適量の炭化物を析出させることで粒界を強化するために、本発明では必須の元素である。Ｃが０．００５％以上含まれることで上記の効果が得られ、０．１５％以下であれば析出強化に必要なＴｉ量を確保でき、時効処理時に粒界へ析出するＣｒ炭化物を低減できるため粒界が脆弱化せず、延性を保持することができる。従って、Ｃの添加量は０．００５～０．１５％の範囲に限定する。なお、同様の理由で、下限を０．０１％、上限を０．０８％とするのが望ましい。
Ｃｒ：８～２２％
　Ｃｒは合金の耐酸化性、耐食性、強度を高めるに不可欠な元素である。また、Ｃと結びついて炭化物を析出させ、高温強度を高める。それらの効果を発揮させるためには、最低８％以上の含有量が必要である。しかしながら、多すぎる含有量はマトリクスの安定性を阻害し、σ相やα－Ｃｒなどの有害なＴＣＰ相の生成を助長することになり、延性や靭性に悪影響を及ぼす。従って、Ｃｒの含有量は８～２２％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を１０％、上限を１５％とするのが望ましく、上限を１３％とするのが一層望ましい。
Ｃｏ：５～３０％
　ＣｏはＮｉとの密度差が大きく、ストリーク状偏析の発生原因となるＷの分配係数を１に近づけ、偏析性を大きく改善させるために、本発明では必須の元素である。また、ＣｏはＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂといった析出強化元素の分配係数も１に近づけることができる。Ｃｏを５％以上含むことにより上記の効果が十分得られ、３０％以下であれば鍛造性を良好に保つことができ、μ相（Ｌａｖｅｓ相）と呼ばれるＴＣＰ相を生成しにくくなるため、高温でのマトリクスの組織が安定となり、高温組織安定性を良好に保つことができる。したがってＣｏの含有量は５～３０％の範囲に限定する。なお、同様の理由で、下限を１０％、上限を２０％とすることが望ましい。
Ｍｏ：１％以上９％未満
　Ｍｏは主にマトリクスに固溶してマトリクス自体を強化する固溶強化元素として有効であるとともに、γ’相に固溶してγ’相のＡｌサイトに置換することによりγ’相の安定性を高めるので高温での強度を高めるとともに組織の安定性を高めるのに有効である。Ｍｏ含有量が１％以上であれば上記効果が十分得られ、９％未満であればμ相（Ｌａｖｅｓ相）と呼ばれるＴＣＰ相を生成しにくくなるため、高温でのマトリクスの組織が安定となり、高温組織安定性を良好に保つことができる。したがって、Ｍｏの含有量は１％以上～９％未満の範囲に限定する。同様の理由で下限を３．０％、上限を７．０％とするのが望ましい。
Ｗ：５～２１％
　ＷもＭｏと同様にマトリクスに固溶してマトリクス自体を強化する固溶強化元素として有効であるとともに、γ’相に固溶してγ’相のＡｌサイトに置換することによりγ’相の安定性を高めるので高温での強度を高めるとともに組織の安定性を高めるのに有効である。また、線膨張係数を下げる効果も有しており、適切な含有量であれば、ＴＣＰ相が析出しないので組織安定性を損なうことはない。ただし、多すぎる含有ではα－Ｗが析出し組織安定性を低下させるのみならず、熱間加工性も著しく劣化させる。従って、Ｗの含有量は５～２１％の範囲に限定する。同様の理由で下限を７．０％、上限を１５．０％とするのが望ましい。
Ａｌ：０．１～２．０％
　ＡｌはＮｉと結合してγ’相を析出し、合金の強化に寄与する。Ａｌが０．１％未満では十分な析出強化を得ることが出来ないが、多すぎる含有はγ’相の粒界への粗大凝集により、濃化領域と無析出帯とができ、高温特性の低下、切り欠き感受性の劣化を招き、機械的特性が大幅に低下する。また、過剰に含有すると熱間加工性が低下し、鍛造が困難になる。従って、Ａｌの含有量は０．１～２．０％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を０．５％、上限を１．５％とするのが望ましい。
Ｔｉ：０．３～２．５％
　Ｔｉは主にＭＣ炭化物を形成して合金の結晶粒の粗大化を抑制するとともに、Ａｌと同様、Ｎｉと結合してγ’相を析出し、合金の強化に寄与する。この作用を十分に得るためには、０．５％以上の含有が必要である。しかしながら、多すぎる含有は、高温におけるγ’相の安定性を低下させると共にη相が析出するため強度と延性、靭性、及び長時間組織安定性の低下を招く。従って、Ｔｉの含有量は０．３～２．５％の範囲に限定する。なお、同様の理由で下限を０．５％、上限を２．０％とするのが望ましい。
Ｎｂ＋１／２Ｔａ≦１．５％
　Ｎｂ及びＴａはＡｌ、及びＴｉと同様に析出強化元素であり、γ”相を析出し合金の強化に寄与するので所望により含有させる。しかしながら、多量の含有はＬａｖｅｓ相やσ相等の金属間化合物が析出しやすくなり、組織安定性を著しく損なう。したがって、所望により含有させるＮｂ及びＴａの含有量はＮｂ＋１／２Ｔａの値で１．５％以下とする。
　また上記と同様の理由により、さらに上限をＮｂ＋１／２Ｔａの値で１．０％以下とすることが望ましい。なお、上記作用を十分に得るため、Ｎｂ＋１／２Ｔａは、０．１％以上とするのが望ましく、さらには０．２％以上とするのが一層望ましい。
Ｂ：０．０１５％以下
　Ｂは粒界に偏析して高温特性に寄与するので所望により含有させる。但し、多過ぎる含有は硼化物を形成し易くなり、逆に粒界脆化を招く。したがって、所望により含有させるＢの含有量は０．０１５％以下とする。なお、上記作用を十分に得るためには、０．０００５％以上含有するのが望ましく、また上記と同様の理由により、さらに上限を０．０１％とするのが望ましい。
Ｚｒ：０．２％以下
　ＺｒはＢと同様に粒界に偏析して高温特性に寄与するので所望により含有させる。但し、多過ぎる含有は合金の熱間加工性を低下させる。したがって、所望により含有させるＺｒの含有量は０．２％以下とする。なお、上記作用を十分に得るためには、０．００１％以上含有するのが望ましく、さらに０．０２％以上含有するのが一層望ましい。また上記と同様の理由により、さらに上限を０．０８％とするのが望ましい。
Ｈｆ：０．８％以下
　ＨｆはＢ、Ｚｒと同様に粒界に偏析して高温特性に寄与するので所望により含有させる。但し、多過ぎる含有は合金の熱間加工性を低下させる。したがって、所望により含有させるＨｆの含有量は０．８％以下とする。なお、上記作用を十分に得るためには、０．０５％以上含有するのが望ましく、さらに０．１％以上含有するのが一層望ましい。また上記と同様の理由により、さらに上限を０．５％とするのが望ましい。
Ｍｇ：０．０１％以下
　Ｍｇは主にＳと結合して硫化物を形成し、熱間加工性を高める効果があるので所望により含有させる。ただし、多すぎる含有は逆に粒界脆化を招き、熱間加工性を著しく低下させる。従って、Ｍｇの含有量は０．０１％以下の範囲に限定する。なお、上記作用を十分に得るため、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とするのが望ましい。
残部：Ｎｉおよび不可避的不純物
　本発明のＮｉ基合金は、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としてはＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎが挙げられる。不可避的不純物の許容される含有量は、好適には、それぞれ、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下、Ｎ：６０ｐｐｍ以下が望ましい。
　Ｓｉが多すぎると合金の延性を低下させると共に、偏析性を悪化させる。したがって、Ｓｉの含有量は０．３％以下に限定するのが望ましく、０．１％未満とするのがより望ましく、０．０５％未満とするのが一層望ましい。
＜製造方法＞
　本発明のＮｉ基合金は常法により溶製することができ、その製造方法が特に限定をされるものではない。ただし、本発明合金は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎの不純物をできる限り含有しないのが望ましく、したがって、好適には、ＶＩＭ－ＥＳＲプロセスをとる所謂ダブルメルト法、あるいはＶＩＭ－ＥＳＲ－ＶＡＲプロセスをとる所謂トリプルメルト法などの溶解法が望ましい。
　溶製されたＮｉ基合金は、通常は、熱間鍛造が施されて鋳造組織の破壊、内部空隙の圧着、ならびに成分偏析の拡散がなされる。なお、本発明としては、熱間鍛造の条件等が特に限定されるものではなく、例えば常法に従って行うことができる。
　上記熱間鍛造後に、再結晶温度以上に加熱して溶体化処理を行う。この溶体化処理は、例えば１０００～１２５０℃において行うことができる。溶体化処理時間としては、材料の大きさ、形状などに応じて、適宜の時間を設定する。溶体化処理は、既知の加熱炉を用いて行うことができ、本発明としては加熱方法や加熱設備が特に限定されるものではない。溶体化処理後には、空冷などにより冷却する。
　上記の溶体化処理後に既知の加熱炉などを用いて第１回目の時効処理を行う。該時効処理は、７００℃～１０００℃の温度において行われる。該時効処理温度に至る昇温では、本発明としては特に昇温速度が限定されるものではない。第１回目の時効処理後は、第２回目の時効処理を行うが、連続して行ってもよく、一旦冷材を経由した後、行ってもよい。冷材を経由した後の第２回目の時効処理では、同一の加熱炉などを用いてもよく、また、他の加熱炉などを用いることもできる。
　なお、第１回目の時効処理から第２回目の時効処理にかけては、炉冷、あるいはファン冷却などによって冷却をして、連続的に行うのが望ましく、その際の冷却速度は２０℃／時間以上とするのが望ましい。
　第２回目の時効処理後は、特に冷却速度が限定されるものではなく、放冷、強制冷却などにより冷却することができる。なお、本発明方法では、上記のように第１回目、第２回目の時効処理について規定をしているが、それ以降の時効処理を排除するものではなく、必要に応じて第３回目以降の時効処理を施すことも可能である。
　以下に、本発明の一実施形態を説明する。
　表１の化学組成を有する供試材約１００ｇを文献（日本製鋼所技報Ｎｏ．５４（１９９８．８）、“Ｎｉ基超合金の偏析出現機構”、ｐ１０６）に記載された試験と同様の一方向凝固試験により、底面から一方向凝固させた。すなわち、該試験では、縦型の電気抵抗炉を用いて行った。この試験炉は発熱体を備える炉体部に昇降装置を有しており、試験中に炉体部の上下位置を変化させることが可能である。試験では、供試材約１００ｇをタンマン管に入れ、溶解時の供試材表面が均熱帯の最下部になるように設置し、供試材上下に温度勾配を有するように設定した。供試材中で最も温度が低いるつぼ最下部においても供試材が十分溶解するように温度を設定し、Ａｒ雰囲気下（流量：５００ｃｃ／ｍｉｎ）で昇温した。供試材が全量溶解したことを確認した後、制御温度を約５０℃低下させ、炉体を約１ｍｍ／ｍｉｎの速度で２０～３０ｍｍ上昇させた。これにより供試材の下部が均熱帯をはずれ下面から上方に一方向凝固する。上昇終了後、凝固前面に平滑界面を得るために、ただちに炉体を上昇時と同一速度にて５ｍｍ下降させた。下降終了後、炉蓋を開き、供試材を坩堝ごと取り出し、速やかに水中に導入して急冷凝固させた。
　得られた供試材を縦断し、腐食を施して界面を確認した後、ＥＰＭＡライン分析により固相部と液相部の濃度を測定して、平衡分配係数の値を算出した。得られた平衡分配係数から母溶鋼および濃化溶鋼の密度を計算して、母溶鋼と濃化溶鋼の密度差Δρを求めた。母溶鋼と濃化溶鋼の密度差Δρは合金の偏析傾向を示しており、Δρが小さいほど偏析が生じにくいことを示している。このようにして求めたΔρを比較材Ｎｏ．１３を１として比較した相対評価結果を図１に示した。
　図１から明らかなように、比較材（Ｎｏ．１３～Ｎｏ．１６）では、Ｗ量を増加させるほど濃化溶鋼との密度差が大きくなったが、本発明材（Ｎｏ．１～Ｎｏ．１２）では、Ｗの含有量に関わらずＣｏ量を増加させるほど、Δρが小さくなる結果が得られた。一方、Ｗが無添加の比較材（Ｎｏ．１３）にＣｏを添加した比較材（Ｎｏ．１７～Ｎｏ．２０）では、Δρに殆ど変化が認められなかった。即ち、Ｗを含有したＮｉ基超合金にＣｏを添加することでΔρを小さくすることができ、偏析が生じにくくなることが明らかとなった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、該文献（日本製鋼所技報Ｎｏ．５４（１９９８．８）、“Ｎｉ基超合金の偏析出現機構”、ｐ１０５）と同様に横型一方向凝固炉を用いたマクロ偏析試験を行って、ストリーク状偏析の生成し易さを実験的に比較した。横一方向凝固試験は実機の凝固条件を模擬し、実験室的にストリーク状偏析を再現する最も基本的な実験方法である。
　この横型一方向凝固炉は角形シリコニット抵抗炉、角型のアルミナ製２重坩堝および冷却体よりなっており、冷却用の圧搾空気を用いて側面から一定の速度で凝固を進行させることができる。大型鋼塊に出現する偏析を小型鋼塊に生成させるためには鋼塊の凝固速度を遅くする必要があり、本装置では冷却用空気の量と炉の保持温度を調整することで大型鋼塊の凝固条件を再現することが可能である。
　試験では、表２に示す組成（Ｎｏ．Ｂ１～Ｎｏ．Ｂ９、Ｎｏ．Ｂ１７～Ｎｏ．Ｂ２０、Ｎｏ．Ｂ２２、Ｎｏ．Ｂ２３、残部Ｎｉとその他不可避不純物）のＮｉ基合金１４ｋｇを溶解し、アルミナ製角型坩堝に鋳込んだ後、直ちに坩堝内側面に設置した冷却体内に圧縮空気を流し、冷却体側面から横方向に一方向凝固させて供試材を作製した。一例として、図２に比較材（Ｎｏ．Ｂ１７）と本発明材（Ｎｏ．Ｂ３）のマクロ偏析試験結果を示す。なお、図中の矢印は鋳塊中の偏析線の出現位置を示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　図２から明らかなように、比較材（Ｎｏ．Ｂ１７）の鋳塊中には多数の明瞭な偏析線が出現した。一方、本発明材（Ｎｏ．Ｂ３）では、比較材と比較して偏析線の数が著しく減少しており、偏析性が大きく改善されていることが確認された。
　さらに、各供試材の横一方向凝固試験結果より偏析生成臨界値αを算出し、ストリーク状偏析の生成し易さを定量的に比較した。偏析生成臨界値αは、文献（鉄と鋼　第６３年（１９７７）第１号、“逆Ｖ偏析の生成条件について”、ｐ５３－ｐ６２）に記載されているように凝固前面における冷却速度ε（℃／ｍｉｎ）と凝固速度Ｒ（ｍｍ／ｍｉｎ）の関係からε・Ｒ１．１≦αの条件で与えられ、合金により異なる値である。すなわちストリーク状偏析の生成には、凝固前面の冷却速度と凝固速度の２つの熱的状態を示す因子が大きく影響しており、偏析生成臨界値αがε・Ｒ１．１≦αの条件を満たすときにはストリーク状偏析は生成しないことが実験的に明らかとなっている。
　本試験で使用した横型一方向凝固炉は、炉内に設置した６ケ所の熱電対から各供試材についての温度降下曲線を測定することができる。この温度降下曲線から、ストリーク状偏析が発生した位置の凝固前面における固相率が０．３に相当する温度での冷却速度ε（℃／ｍｉｎ）を算出した。また、同様にストリーク状偏析が発生した位置と固相率が０．３に相当する温度に達した時間から凝固速度Ｒ（ｍｍ／ｍｉｎ）を算出し、供試材の偏析生成臨界値αを求めた。なお、計算に用いた固相率０．３は、固液共存層内でデンドライトが網目をなす部分と、デンドライトが十分成長せず未だ網目を作らない部分との境界であり、ストリーク状偏析の生成位置と推定されている値である。
　図３に、供試材の偏析生成臨界値αを比較材Ｎｏ．Ｂ１７を１として比較した相対評価結果を示す。図３から明らかなように、比較材（Ｎｏ．Ｂ１７）と比較して、本発明材（Ｎｏ．Ｂ１～Ｎｏ．Ｂ４）では、Ｃｏ添加量の増加に伴ってαが減少しており、偏析性が改善されていることが確認された。また、比較材（Ｎｏ．Ｂ１８）にＣｏを２０％添加した本発明材（Ｎｏ．Ｂ５）、あるいは比較材（Ｎｏ．Ｂ１９、Ｎｏ．Ｂ２０）にＣｏを添加した本発明材（Ｎｏ．Ｂ６、Ｎｏ．Ｂ７、およびＮｏ．Ｂ８、Ｎｏ．Ｂ９）においてもαが低下し、偏析性が改善されている試験結果が得られた。一方、Ｗが無添加の比較材（Ｎｏ．Ｂ２２）にＣｏを添加した比較材（Ｎｏ．Ｂ２３）では、αの低下は殆ど認められなかった。即ち、Ｗを含有した合金に対してのみ、Ｃｏ添加量を増加させるほど偏析生成臨界値を減少させ、ストリーク状偏析の生成を抑える事ができることが明らかとなった。
　次に、表２の供試材（Ｎｏ．Ｂ１０～Ｎｏ．Ｂ１７、Ｎｏ．Ｂ２１、Ｎｏ．Ｂ２４）を真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）によって５０ｋｇ鋳塊に溶製した。該試験鋳塊を拡散処理後、熱間鍛造を行い、熱間鍛造にて厚さ３０ｍｍの板材とした。ここで供試材（Ｎｏ．Ｂ１０～Ｎｏ．Ｂ１７、Ｎｏ．Ｂ２１）は熱間鍛造にて厚さ３０ｍｍの板材とすることができたが、比較材（Ｎｏ．Ｂ２４）は、熱間加工性が悪く、鍛造中に大きな割れが発生したため、鍛造を中止した。板材とした供試材は、各供試材毎に再結晶温度以上にて溶体化処理を施し、その後空冷し一旦冷材とした。その後さらに第１回目の時効処理として８４０℃×１０時間の条件で加熱処理をし、炉冷（冷却速度５０℃／ｈ）によって冷却をして、連続的に第２回目の時効処理を行った。第２回目の時効処理では、７５０℃×２４時間の条件で加熱処理をし、その後、炉冷（冷却速度５０℃／ｈ）により冷却して供試材とした。
　得られた供試材について、室温引張試験および高温（７００℃）引張試験、ならびにシャルピー衝撃試験を行った。比較材Ｎｏ．Ｂ１７の室温、ならびに７００℃における各種材料特性を１として比較した相対評価結果を図４～８に示す。図４および図６に示すように、それぞれ組成の異なる比較材（Ｎｏ．Ｂ１７、およびＮｏ．Ｂ２１）に対してＣｏを添加した本発明材（Ｎｏ．Ｂ１０～Ｎｏ．Ｂ１４、およびＮｏ．Ｂ１５、Ｎｏ．Ｂ１６）は、短時間引張特性においては室温及び７００℃共にＣｏ添加量の増加に伴って引張強さ、及び０．２％耐力が増加した。一方、強度が増加した分、図５に示すように、本発明材（Ｎｏ．Ｂ１０、Ｎｏ．Ｂ１１、およびＮｏ．Ｂ１５）の室温延性（伸び）は比較材（Ｎｏ．Ｂ１７、およびＮｏ．Ｂ２１）よりも低くなったが、Ｃｏ添加量の増加に伴って延性は増加しており、本発明材（Ｎｏ．Ｂ１２～Ｎｏ．Ｂ１４、およびＮｏ．Ｂ１６）の室温延性は逆に比較材よりも高くなる結果が得られた。また、シャルピー衝撃吸収エネルギーに関しても、Ｃｏ添加量の増加に伴って増加しており、本発明材（Ｎｏ．Ｂ１１～Ｎｏ．Ｂ１３）では比較材（Ｎｏ．Ｂ１７）よりも高くなっており、Ｃｏを添加しても十分な機械的特性を有していることが確認された。　
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。本出願は２００８年２月１３日出願の日本特許出願（特願２００８－３１５０６）、に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
本発明のＮｉ基合金材は、発電機部材のタービンロータなどの素材に用いることができる。ただし、本発明の用途がこれらに限定をされるものではなく、高温での強度特性などが要求される種々の用途に用いることができる。また、高温での長期安定性にも優れており、例えば６００～６５０℃程度の従来の発電機部材の温度域においても当然に使用することが可能である。

Claims (4)

  1. 　Ｃ：０．００５～０．１５質量％、Ｃｒ：８～２２質量％、Ｃｏ：５～３０質量％、Ｍｏ：１質量％以上９質量％未満、Ｗ：５～２１質量％、Ａｌ：０．１～２．０質量％、Ｔｉ：０．３～２．５質量％、Ｂ：０．０１５質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下を含有し、残部がＮｉ及び不可避的不純物からなることを特徴とする偏析性に優れたＮｉ基超合金。
  2. 　さらに、Ｚｒ：０．２質量％以下、Ｈｆ：０．８質量％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の偏析性に優れたＮｉ基超合金。
  3. 　さらに、ＮｂとＴａの１種または２種を合計でＮｂ＋１／２Ｔａ≦１．５質量％となるように含有することを特徴とする請求項１または２に記載の偏析性に優れたＮｉ基超合金。
  4. 　発電機部材の鍛鋼品または発電機部材の鋳鋼品用の素材に用いるものであることを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の偏析性に優れたＮｉ基超合金。
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