(57)【要約】      （修正有）【課題】鋳片の鍛造、熱間圧延などの熱間加工時に、割れ、破損等の発生が少なく、熱間加工性等が良好で、更には耐粒界腐食性、および耐力に優れたNi基合金の製造方法を提供する。【解決手段】少なくとも６０％以上の絞り値にて鍛造又は熱間圧延を実施する工程を含む熱間加工されたNi基合金の製造方法で、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が、Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．≦０となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ≦０．００５%であり、熱間加工により（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が０＜Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．≦２となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ≦[０．００２５×Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．＋０．０１５]％であり、熱間加工により（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）がＧ．Ｓ．Ｎｏ．＞２となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ＜０．０４５％であり、熱間加工後の０．２％耐力が２４５MPa以上。【選択図】図１
2011122247.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０４５％以下、Ｆｅ：３〜２５％、Ｃｒ：１４〜２６％、Ｎｂ：４％以下、Ｎ：０．００５〜０．０４％、Ｓｉ：１．０％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下、残部がＮｉと不可避的不純物である成分組成(以下%とppmは重量ベースである)を有するNi基合金を、大気誘導炉で溶解してインゴットを溶製する工程と、
前記インゴットを少なくとも６０％以上の絞り値にて鍛造又は熱間圧延を実施する工程と、を含む熱間加工されたNi基合金の製造方法であって、
熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が、Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．≦０となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ≦０．００５%であり、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が０＜Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．≦２となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ≦[０．００２５×Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．＋０．０１５]％であり、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）がＧ．Ｓ．Ｎｏ．＞２となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ＜０．０４５％であり、熱間加工後の０．２％耐力が２４５MPa以上であることを特徴とする熱間加工されたNi基合金の製造方法。
【請求項２】
Ｃ：０．０４５％以下、Ｆｅ：３〜２５％、Ｃｒ：１４〜２６％、Ｎｂ：４％以下、Ｎ：０．００５〜０．０４％、Ｓｉ：１．０％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下、残部がＮｉと不可避的不純物である成分組成（以下%とｐｐｍは重量ベースである）を有するNi基合金を、大気誘導炉で溶解してインゴットを溶製する工程と、
前記インゴットを少なくとも６０％以上の絞り値にて鍛造又は熱間圧延を実施する工程と、を含む熱間加工されたNi基合金の製造方法であって、
熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が２〜５の範囲となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のNb／（C＋N）はＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧[３２０−５５×（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）]／３であり、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が５を超え６以下の範囲となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のNb／（C＋N）はＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧１５であり、熱間加工後の０．２％耐力が２４５MPa以上であることを特徴とする熱間加工されたNi基合金の製造方法。
【請求項３】
Ｃ：０．０４５％以下、Ｆｅ：３〜２５％、Ｃｒ：１４〜２６％、Ｎｂ：４％以下、Ｎ：０．００５〜０．０４％、Ｓｉ：１．０％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下、残部がＮｉと不可避的不純物である成分組成（以下%とｐｐｍは重量ベースである）を有するＮｉ基合金を、大気誘導炉で溶解してインゴットを溶製する工程と、
前記インゴットを少なくとも６０％以上の絞り値にて鍛造又は熱間圧延を実施する工程と、を含む熱間加工されたNi基合金の製造方法であって、
熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が、Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．≦０となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ≦０．００５%であり、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が０＜Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．≦２となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ≦[０．００２５×Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．＋０．０１５]％であり、熱間加工後のオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）がＧ．Ｓ．Ｎｏ．＞２となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ＜０．０４５％であり、
更に、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が２〜５の範囲となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では、前記成分組成のＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）がＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧[３２０−５５×（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）]／３であり、熱間加工後のオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が５を超え６以下の範囲となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では、前記成分組成のＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）がＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧１５であり、
熱間加工後の０．２％耐力が２４５MPa以上であることを特徴とする熱間加工されたNi基合金の製造方法。  
【請求項４】
前記Ｃの含有量は０．００３〜０．０４５％、前記Ｎｂの含有量は２〜４％、前記Ｓの含有量は２０ｐｐｍ以下、前記Ｏの含有量は２０ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の熱間加工されたＮｉ基合金の製造方法。
【請求項５】
前記Ａｌの含有量が０．１％以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の熱間加工されたＮｉ基合金の製造方法。
【請求項６】
更に、Ｂを０．０１％以下含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の熱間加工されたNi基合金の製造方法。
【請求項７】
前記Ｎｉ基合金が機械構造用であることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の熱間加工されたＮｉ基合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は機械構造物用のNi基合金の製造方法に関し、特に耐粒界腐食性及び耐力に優れ原子力発電設備用の機械構造物、例えば炉心材料の部材として望ましいNi基合金の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ni基合金は耐食性及び耐熱性が優れた合金であるため使用環境の厳しい条件で多用されている。最近は更に材料の安全に対する信頼性要求が高くなっている。これらのNi基合金のうちインコネル600は原子炉の炉心材料として使用されているが、高い耐応力腐食割れ性及び耐粒界腐食性等を要求されているため、通常Nb等の安定化元素を添加して予め固溶炭素（C）を固定することが行われている。 
【０００３】
熱間加工性を向上させるために特開昭63−53235号公報ではNbCの溶体化熱処理を提案しており、特開昭61−84348号公報ではB添加およびO含有量低減による粒界強度の改善を提案している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開昭63−53235号公報
【特許文献２】特開昭61−84348号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上記従来例によれば、炭素量は少ないことが望ましい。しかし炭素量を低下させると強度、即ち耐力が低下する問題がある。そこで、耐粒界腐食性とバランスをどのようにとるかが問題となる。なお、Nbを添加したNi基合金のインゴットは熱間加工性が悪いため、鍛造又は熱間圧延工程に通すと割れ及び破損等の材料欠陥が生じる場合がある。これらの欠陥が生じると疵取りが不可欠となり製造歩留まりが著しく低下するという問題も生じる。 
【０００６】
更に、上記の発明はいずれも10年以上も前に提案されたものであり、これらの材料では新しい性能要求に対処できない。 
【０００７】
上記のように、Nb含有Ni基合金においては耐粒界腐食性と耐力とのバランスをとり、耐粒界腐食性と耐力を共に従来よりも優れたNi基合金を提案することにある。なお、従来の合金では必ずしも安定した熱間加工性が得られず熱間加工中に割れが発生する点も改善する必要があった。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決するために本発明の第１の態様は、Ｃ：０．０４５％以下、Ｆｅ：３〜２５％、Ｃｒ：１４〜２６％、Ｎｂ：４％以下、Ｎ：０．００５〜０．０４％、Ｓｉ：１．０％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下、残部がＮｉと不可避的不純物である成分組成(以下%とppmは重量ベースである)を有するNi基合金を、大気誘導炉で溶解してインゴットを溶製する工程と、前記インゴットを少なくとも６０％以上の絞り値にて鍛造又は熱間圧延を実施する工程と、を含む熱間加工されたNi基合金の製造方法であって、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が、Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．≦０となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ≦０．００５%であり、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が０＜Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．≦２となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ≦[０．００２５×Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．＋０．０１５]％であり、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）がＧ．Ｓ．Ｎｏ．＞２となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ＜０．０４５％であり、熱間加工後の０．２％耐力が２４５MPa以上であることを特徴とする熱間加工されたNi基合金の製造方法である。上記Ni基合金は特に耐粒界腐食性が優れた合金である。 
【０００９】
発明の第２の態様は、Ｃ：０．０４５％以下、Ｆｅ：３〜２５％、Ｃｒ：１４〜２６％、Ｎｂ：４％以下、Ｎ：０．００５〜０．０４％、Ｓｉ：１．０％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下、残部がＮｉと不可避的不純物である成分組成（以下%とｐｐｍは重量ベースである）を有するNi基合金を、大気誘導炉で溶解してインゴットを溶製する工程と、前記インゴットを少なくとも６０％以上の絞り値にて鍛造又は熱間圧延を実施する工程と、を含む熱間加工されたNi基合金の製造方法であって、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が２〜５の範囲となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のNb／（C＋N）はＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧[３２０−５５×（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）]／３であり、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が５を超え６以下の範囲となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のNb／（C＋N）はＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧１５であり、熱間加工後の０．２％耐力が２４５MPa以上であることを特徴とする熱間加工されたNi基合金の製造方法である。この合金は特に耐力に優れた合金である。 
【００１０】
発明の第３の態様は、Ｃ：０．０４５％以下、Ｆｅ：３〜２５％、Ｃｒ：１４〜２６％、Ｎｂ：４％以下、Ｎ：０．００５〜０．０４％、Ｓｉ：１．０％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｏ：０．０１％以下、残部がＮｉと不可避的不純物である成分組成（以下%とｐｐｍは重量ベースである）を有するＮｉ基合金を、大気誘導炉で溶解してインゴットを溶製する工程と、前記インゴットを少なくとも６０％以上の絞り値にて鍛造又は熱間圧延を実施する工程と、を含む熱間加工されたNi基合金の製造方法であって、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が、Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．≦０となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ≦０．００５%であり、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が０＜Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．≦２となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ≦[０．００２５×Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．＋０．０１５]％であり、熱間加工後のオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）がＧ．Ｓ．Ｎｏ．＞２となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では前記成分組成のC量がＣ＜０．０４５％であり、更に、熱間加工によりオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が２〜５の範囲となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では、前記成分組成のＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）がＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧[３２０−５５×（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）]／３であり、熱間加工後のオーステナイト結晶粒度番号（Ｇ．Ｓ．Ｎｏ．）が５を超え６以下の範囲となる前記鍛造又は熱間圧延の条件では、前記成分組成のＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）がＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧１５であり、熱間加工後の０．２％耐力が２４５MPa以上であることを特徴とする熱間加工されたNi基合金の製造方法である。この合金は特に耐粒界腐食性と耐力に優れた合金である。 
【００１１】
発明の第４の態様は、前記Ｃの含有量は０．００３〜０．０４５％、前記Ｎｂの含有量は２〜４％、前記Ｓの含有量は２０ｐｐｍ以下、前記Ｏの含有量は２０ｐｐｍ以下であることを特徴とする熱間加工されたＮｉ基合金の製造方法である。 
【００１２】
発明の第５の態様は、前記Ａｌの含有量が０．１％以下であることを特徴とする熱間加工されたＮｉ基合金の製造方法である。この合金は、AlとOを同時に低減することで絞り値に優れ、従って熱間加工性も優れた合金である。 
【００１３】
発明の第６の態様は、更に、Ｂを０．０１％以下含有することを特徴とする熱間加工されたNi基合金の製造方法である。この合金は、Bを適量含有しているため粒界のS偏析を低減すると同時に炭素と窒素を固定するので耐粒界腐食性が改善されている。 
【００１４】
発明の第７の態様は、前記Ｎｉ基合金が機械構造用であることを特徴とする熱間加工されたＮｉ基合金の製造方法である。
【発明の効果】
【００１５】
本発明のNi基合金の製造方法は、耐粒界腐食及び耐力、更には熱間加工性に優れており、各種原子炉構造部材などに適用できる有用な合金の製造方法である。また、本発明の製造方法で得られたNi基合金は、熱間加工性に優れるので、割れ、破損などの補修による歩留まり損失が少なく、生産性の向上と生産コストに多大な寄与をする。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】結晶粒度番号とC含有量との関係を示す図である。
【図２】結晶粒度番号とNb／（C＋N）との関係を示す図である。
【図３】Al含有量が絞り値に与える影響を示す図である。
【図４】耐粒界腐食性優れた本発明合金例を表１として示す図である。
【図５】耐力に優れた本発明合金例を表２として示す図である。
【図６】耐粒界腐食性、耐力とに優れた本発明合金例を表３として示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明の基本成分組成について説明する。Cは本合金の機械的強度の向上に寄与する成分である。含有量が多すぎる場合は耐食性が悪くなるので含有量の上限は0.045％とし、好ましくは0.040％以下（0％を含む）とする。なお、強度を確保するため0.003％以上が望ましく、より望ましくは0.005％以上である。 
【００１８】
Feは靭性に寄与する成分である。含有量が多すぎる場合は耐食性が劣化し易くなるので含有量の上限は25％とする。なお、靭性を確保するため下限は3％とし、好ましくは5％以上の含有量とする。 
【００１９】
Crは耐食性を発揮させるのに不可欠の元素である。含有量が14％より少ないと耐食性が劣化する。26％より多いと高温強度が高くなって加工が困難となるので14〜26％の範囲内とする。 
【００２０】
Nbは固溶炭素（C）、及び固溶窒素（N）を炭化物、及び窒化物として析出させて耐食性を向上させる効果がある。ただし、含有量が多すぎると過剰に析出した析出物により粒界脆化が生じる場合があるので4％以下とする。また、含有量が少なすぎると耐食性が悪くなるので含有量は好ましくは2％以上とする。Nbの含有量はC含有量、及びN含有量に応じて望ましくはNb／（C＋N）≧15であり、より好ましくは30以上、更に好ましくは60以上となるように含有するものとする。 
【００２１】
Nは機械的強度、耐食性、及び耐粒界腐食性の向上に有効である。含有量が0.04％を超えるとNの固溶限に近づいてブローホールを生じ易くなるので0.04％以下とする。なお、耐力を確保するため0.005％以上とし好ましくは0.01％以上とする。 
【００２２】
Alは脱酸剤として添加される。含有量が多すぎると熱間加工性を阻害するため0.2％以下とする。しかし、Alは酸化し易く、脱酸生成物を巻き込み清浄度が低下することがあるため、本合金の酸素（O）量を高くすることがあるので0.1％以下がより望ましい。 
【００２３】
Bは熱間加工性を改善するので含有量は0.01％以下とする。0.01％を超えると熱間加工性が劣化する。 
【００２４】
Siは含有量が1.0％より多いと耐粒界腐食性が劣化するので1.0％以下とする。 
【００２５】
Pは含有量が0.030％より多いと耐粒界腐食性、及び溶接性が劣化するので0.030％以下とする。 
【００２６】
Mnは含有量が1.0％より多いと耐粒界腐食性が劣化するので1.0％以下とする。 
【００２７】
Sは粒界偏析して析出して、熱間加工性を損なうので、含有量は0.03％以下とする。 
【００２８】
Oは通常Al又はSiと結合して酸化物介在物となり、合金の清浄度を損なうので含有量は0.01％以下とする。なお、一般にSとOはNi合金において熱間加工性を損なうのでより低い方が望ましい。 
【００２９】
本発明のNi合金は原子力用の機械構造部材として利用される点から、特に耐粒界腐食性を向上させる必要がある。粒界腐食はC含有量が高いほど劣るので耐食性向上にはC含有量を低く押さえる必要がある。本発明者らは、実際に粒界腐食を左右するのは粒界偏析した固溶Cであると推定した。これから、結晶粒度を微細化して単位粒界面積当たりのC含有量を低下させることで耐粒界腐食性が向上すると考えた。 
【００３０】
検討の結果、結晶粒度とC含有量を制御することで優れた耐食性を有するNi基合金が得られることが分かった。図１はインコネル合金を基本として、C含有量および結晶粒度を変化させたときの粒界腐食試験における腐食速度d（μm/day）に対するC含有量とG.S.No.の関係を示した図である。なお、結晶粒度の測定はリン酸又は蓚酸電解によりミクロ組織を顕出した後JISG0551に準じて行なった。 
【００３１】
粒界腐食試験は、3mm厚さ×15mm巾×50mm長さの試験片を＃800まで湿式研磨し、50mm半径の曲げ加工を施した後50％H2SO4＋83gFe2(SO4)3の沸騰溶液中で24hr煮沸して腐食速度dを求めた。その結果、G.S.No.が２以上のときC含有量は0.045％まで添加しても最大腐食速度dは500μm／day以下であり、耐腐食性は良好である。なお、好ましくは、Cは0.043％以下とし、更に好ましくは0.040％以下とする。 
【００３２】
0＜G.S.No.≦2の場合、C≦[0.0025×G.S.No.＋0.015]％を満足する範囲で、最大腐食速度dは500μm／day以下であり、耐粒界腐食性は良好である。C含有量がこれより高い場合に単位粒界面積あたりの固溶Cが過剰になり耐腐食性が低下する。 
【００３３】
G.S.No.≦0では、C≦0.005％を満足する必要がある。C含有量がこれより高い場合には単位粒界面積あたりの固溶炭素（C）が過剰になり耐食性が低下する。但し、Cは強度を確保するため、好ましくは0.003％以上とする。即ち、上記の関係をまとめると以下のようになる。 G.S.No.≦0では、C≦0.005%以下、0＜G.S.No.≦2では、C≦[0.0025×G.S.No.＋0.015]％、G.S.No.＞2では、C＜0.045％ 
【００３４】
結晶粒度を微細化するとそれだけで耐力向上が可能であるが、析出物が存在する場合に析出物の微細化、均一分散により更に析出強化することが可能になる。Nb、C及びNの添加は析出強化と固溶強化により耐力を向上させる効果がある。しかし、熱間加工後のオーステナイト結晶粒度（以下単に結晶粒度という）が大きい場合に析出物の多くは粒界で粗大化し、耐力向上に寄与しないばかりか粒界強度を減少させる。また、粒界強度と粒内強度の差が大きくなるため熱間加工性が低下する。 
【００３５】
そこで、本発明者らは単位粒界面積あたりの析出物量を制御するため、粒界面積の指標である結晶粒度とNb／（C＋N）との関係を特定の範囲に制限することで、更に十分な耐力を有するNi基合金が得られることを見出した。図２に耐力に与える結晶粒度番号とNb／（C＋N）との関係を示した。 
【００３６】
図２において、0.2％耐力は240MPa以上であるとインコネル600の規格値を満足するので望ましい値である。従って、Nb／（C＋N）が、G.S.No.が２〜５の範囲において、Nb／（C＋N）≧[320−55×（G.S.No.）]／3であり、G.S.No.が５を超える範囲においてはNb／（C＋N）≧15であることが望ましい。 
【００３７】
Alは脱酸剤として作用するので、添加すると酸素含有量が低減して熱間加工性が向上する。図３にAl含有量の絞り値に与える影響を示した。しかし、Alが過剰に存在すると熱間加工性が損なわれる。そこでAl含有量を0.2％以下の範囲としてOとSの熱間加工性に与える影響を調査したところ、O≦20ppm、S≦20ppmの領域で熱間加工性が極めて優れた合金が得られた。図３からも分かるようにAlを0.1％以下とすると熱間加工性は確実に改善されるので更に望ましい。Al添加により生じた脱酸生成物を巻き込み清浄度が低下することがあるためである。 
【００３８】
以上述べたように、各条件を満足することにより熱間加工性、粒界腐食性および耐力に優れたNi基合金が得られる。 
【００３９】
本発明においては特に熱間加工性を改良すること考慮していないが、一般にS（硫黄）とO（酸素）は前述の通り熱間加工性を損なう。即ち、S、Oは一般に粒界に偏析して粒界を脆化させる有害元素である。従来、低濃度での制御が困難であったO、S、Alなどの合金成分組成が近年の製錬技術の向上に伴い低濃度に制御できるようになった。 
【００４０】
インコネル600合金を基本とし、OとS含有量を変化させた合金について1050℃で熱間引張り試験を行った。試験片の試験前後の断面減少率（絞り値）に及ぼすO含有量とS含有量の影響を調査した。Ni合金について鍛造、及び熱間圧延等の熱間加工時に割れ、及び破損等を起こさないためには、絞り値は少なくとも60％以上、より望ましくは70％以上、更に望ましくは80％以上、最も望ましいのは90％以上である。従って、S≦50ppm、かつO≦60ppmがより望ましく、最も望ましい範囲はS≦20ppm、かつO≦20ppmである。
【実施例】
【００４１】
図４として示す表１に記載した成分組成のNi基合金を大気誘導炉で溶解してインゴットを溶製し、次いで鍛造又は熱間圧延した。得られた熱間圧延板について粒界腐食試験を行ない最大腐食速度d（μm／day）を測定した。また、得られた熱間圧延板の表面割れ発生状態を観察した。その結果を成分組成とともに表１に示した。表において、成分O及びSの単位は重量ppmであり、その他は重量％である。また表に掲載していないが、Siは0.05〜0.5％、Pは0.001〜0.01％、Mnは0.02〜0.5％の含有範囲である。試料番号３はBを0.0020重量％含有し試料番号６はBを0.0060重量％含有する。 
【００４２】
表１において、試料番号が１〜９、１２は最大腐食速度が500μm以下である。試料番号が１０、１１及び１３は500μmを上回るが、これらは、結晶粒度番号とC含有量が特定の範囲にあるものである。試料番号が１〜６、１２〜１３は表面割れがなく、試料番号が７〜１１までは表面割れが発生した。これから本発明の効果は明らかである。 
【００４３】
図５として示す表２に記載した成分組成のNi基合金を大気誘導炉で溶解してインゴットを溶製し、次いで鍛造又は熱間圧延した。得られた熱間圧延板について0.2％耐力試験を行なった。更に、得られた熱間圧延板の表面割れ発生状態を観察した。その結果を成分組成とともに表２に示した。表２の表記は上記表１に同様である。0.2％耐力の単位はMPaである。 
【００４４】
表２において、試料番号が１〜１１までは0.2％耐力が240MPa以上であり、１２〜１３では240MPaを下回る。試料番号が１〜６、１２〜１３は表面割れがなく、試料番号が７〜１１までは表面割れが発生した。これから本発明の効果は明らかである。 
【００４５】
図６として示す表３に記載した成分組成のNi基合金を大気誘導炉で溶解してインゴットを溶製し、次いで鍛造又は熱間圧延した。得られた熱間圧延板について粒界腐食試験を行ない最大腐食速度を測定した。また、得られた熱間圧延板の0.2％耐力試験を行なった。更に、得られた熱間圧延板の表面割れ発生状態を観察した。その結果を成分組成とともに表３に示した。表３の表記は上記表１及び表２に同様である。 
【００４６】
表３において、試料番号が１〜１１までは０．２％耐力が240Mpa以上であり、１２〜１３までは240Mpaを下回る。同様試料番号が１〜９、１２は最大腐食速度が500μm以下であり、試料番号が１０、１１及び１３は500μmを上回る。試料番号が１〜６、１２〜１３は表面割れがなく、試料番号が７〜１１までは表面割れが発生した。これから本発明の効果は明らかである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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