"質量で、C:0001~01、B:0001~001、Cr:16~22、Al:05~15、W:01~60、Nb:35~55、Ti:08~30、Fe:16~20、20以下のMoを含み、残部がNiと不可避不純物であり、式1で表される偏析傾向を示すパラメータPsが、Ps≧-30の範囲であり、原子で、WとMoの総和が175以下であることを特徴とするNi基鍛造合金。Ps=105×Al量06×Ti量-08×Nb量-03×Mo量...1請求項1において、さらに、5以下のCo、01以下のMg、01以下のCa、01以下のZr、05以下のMn、05以下のSi、05以下のV、05以下のTa、05以下のReから選ばれる少なくとも1種を添加することを特徴とするNi基鍛造合金。請求項1または2において、質量で、C:003~008、B:0003~0008、Cr:18~20、Al:06~13、W:30~50、Nb:45~55、Ti:08~15、Fe:16~20を含み、残部がNiと不可避不純物であり、式1で表される偏析傾向を示すパラメータPsが、Ps≧-30の範囲であり、原子でWとMoの総和が175以下であることを特徴とするNi基鍛造合金。請求項1乃至3のいずれかにおいて、500°Cの降伏応力が1000MPa以上、900°Cの降伏応力が300MPa以下であることを特徴とするNi基鍛造合金。請求項1乃至4のいずれかにおいて、平均結晶粒径が5~100μm、粒内、粒界に析出する炭化物の平均粒径が05~10μmであることを特徴とするNi基鍛造合金。請求項1乃至5のいずれかにおいて、5ton以上の重量を有することを特徴とするNi基鍛造合金。請求項6に記載のNi基鍛造合金で構成されたことを特徴とするタービンディスク。請求項6に記載のNi基鍛造合金で構成されたことを特徴とするタービンスペーサ。請求項7または8に記載のタービンディスクおよび/またはタービンスペーサを備え、80MW以上の出力を有することを特徴とするガスタービン。このように、Ni基合金の強度特性と大型鋼塊性、熱間鍛造性は一般的に相反する要素であり、大型ガスタービンの高効率化のためには、高温強度を保ちつつ、大型部品の製造が可能となるように、大型鋼塊製造性、熱間鍛造性を向上させた材料が必要である。本発明の目的は、元素の添加量を調整することで、高温強度に優れながら、偏析が発生しにくく大型鋼塊製造性に優れ、熱間加工性にも優れるNi基鍛造合金と、それを用いたガスタービンを提供することにある。本発明者らは、熱力学計算、および偏析実験等により、合金の偏析傾向に及ぼす各合金元素の影響を調査した結果、ある合金成分範囲において、Al,Ti,Nb,Moの添加量が一定の条件を満たす場合には偏析が発生しにくく、熱間鍛造性が良好であり、大型部品の製造性に優れる合金が得られることを見出した。すなわち、本発明は、質量で、C:0001~01、B:0001~001、Cr:16~22、Al:05~15、W:01~60、Nb:35~55、Ti:08~30、Fe:16~20、20以下のMoを含み、残部がNiと不可避的不純物であり、1式で表される偏析傾向を示すパラメータPsが、Ps≧-30の範囲であり、なおかつ原子でWとMoの総和が175以下であることを特徴とするNi基鍛造合金である。Ps=105×Al量06×Ti量-08×Nb量-03×Mo量...1さらに微量添加元素として、5以下のCo、01以下のMg、01以下のCa、01以下のZr、05以下のMn、05以下のSi、05以下のV、05以下のTa、05以下のReから選ばれる少なくとも1種を添加することを特徴とするNi基鍛造合金である。より良好な特性が期待できる範囲として、質量で、C:003~008、B:0003~0008、Cr:17~20、Al:06~13、W:30~50、Nb:45~55、Ti:08~15、Fe:16~20を含み、残部がNiおよび不可避的不純物であり、1式で表される偏析傾向を示すパラメータPsが、Ps≧-30の範囲であり、なおかつ原子でWとMoの総和が175以下であるNi基鍛造合金である。これらの合金は、製造段階において、大型鋼塊であっても凝固中に偏析欠陥が発生せず、また高温における鍛造が容易であることから、大型のガスタービン部品として、タービンディスク、タービンスペーサなどの用途に用いられる。上記構成によれば、大型部材を高強度なNi基耐熱合金で製造することが可能となり、ガスタービンの高効率化が可能になる。大型鋼塊製造性を改善するためには、凝固時に生じる偏析を抑制することが必要である。偏析が起こる原因は、溶質元素が固液界面で分配して、溶湯中の密度差変化がおこるためと考えられている。図1は、耐熱材料として広く利用されているAlloy718の基本成分に対して、各合金元素量を変化させた場合に、偏析傾向がどのように変化するかを示している。図の下にいくほど偏析が生じやすく、大型部材の製造が難しくなる。Mo,NbといったNiよりも原子量が大きく重い元素は、添加量を低減するにしたがって溶湯密度差が小さくなり、偏析が抑えられる傾向にある。反対に軽い元素であるAl,Tiは添加量を増加させるほど溶湯密度差が小さくなるため、偏析が抑えられる傾向にある。Cr,W,Feなどの元素は添加量を変化させても偏析傾向への影響はほとんど見られない。したがって、Mo,Nb,Al,Tiといった偏析の傾向が互いに異なる元素をバランスすることで、溶湯中の密度差を調整して偏析を抑制し、優れた高温強度と大型鋼塊製造性を両立することができる。具体的には、1式で表されるパラメータPsが-30以上であることが必要である。Ps=105×Al量06×Ti量-08×Nb量-03×Mo量...1Ps≧-30となる合金組成範囲を選定することにより、本発明の目的であるガスタービンディスク等に十分な大きさの大型鋼塊を、偏析欠陥を生じることなく製造することが可能となる。Psは組成の関数であり、後述の成分範囲から計算される上限は058となるが、その他の特性とのバランスを考慮すると好ましい範囲は-10~-29である。以下に本発明の合金元素の組成範囲およびその選定理由を示す。Cは母相に固溶して高温での引張強さを向上させると共に、MC,M23C6などの炭化物を形成することで粒界強度を向上させる。これらの効果は0001程度から顕著になるが、過剰なCの添加は粗大な共晶炭化物の原因となり、靭性の低下を招くため01を上限とする。003~008の添加量が好ましい。01を超えて添加すると粗大な炭化物が集中して析出するなど、強度特性を損なう。Bは微量の添加で粒界を強化し、クリープ強度を改善する効果を有する。しかし、過剰な添加は有害相の析出や融点の低下による部分溶融の原因となることから、その適正範囲はB:0001~001とした。より望ましい範囲は0003~0008である。FeはNiに比べて延性が高く、添加することによって熱間加工性が改善される。また、他の元素に比べて廉価であることから、材料の低コスト化にも効果がある。ただし、過剰に添加すると、強化相であるγ′相が不安定になり、高温強度が低下するため、成分範囲は16~20とした。Crは、表面にCr2O3からなる緻密な酸化皮膜を形成して耐酸化性、高温耐食性を向上させる元素である。本発明で対象とする高温部材に利用するためには少なくとも16を含有することが必要である。しかし22以上添加すると、σ相が析出して材料の延性、破壊靭性が悪化するため22を超えない範囲とする。より望ましい範囲は17~20である。Alはγ′Ni3Al相を形成する元素であり、γ′相強化型のNi基合金の強化には不可欠な元素である。また、耐酸化性を向上させる効果も有している。不足の場合には時効によるγ′相析出量が少ないため十分な高温強度が得られない。本発明では、他の強化元素であるTi,Nbを比較的多く含むため、05程度から強化の効果が得られる。過剰になると硬質で脆い有害相の出現を助長することから、上限は15とする。より好ましい範囲は06~13である。凝固時には液相に多く分配し、溶湯の密度差を小さくする効果があるため、本発明の合金成分範囲では偏析を低減する効果が認められる。Tiも、Alと同様にγ′析出強化元素として高温強度の改善に寄与する。また凝固時に液相に多く分配し、溶湯密度差を小さくするため、偏析の発生を抑制する効果を有している。本発明では偏析傾向の改善の観点から、少なくとも08添加する必要がある。Al,Nbと同様、過剰に添加するとγ′相以外の金属間化合物を形成したり、γ′相の固溶温度が上昇し過ぎたりして、延性や高温加工性を損なわれることから、30を上限とする。より望ましくは15以下である。Nbは、Al,Tiと同様にγ′析出強化元素として高温強度を改善する元素である。さらに本発明では、35以上の添加を行うことで、γ′相と良く似た結晶構造を有する強化相γ′′Ni3Nbを形成し、より高強度化する効果も有している。しかし、過剰な添加は有害相を析出させ、また前述のように、添加量が増えるほど偏析傾向は悪化する傾向にあるため上限は55とする。Al,Tiといった元素とのバランスをとることが重要であり、強度と大型鋼塊製造性の観点からは45~55の範囲が望ましい。Wは典型的な固溶強化元素であり、01程度の添加で母相を強化する効果が認められる。Al,Ti,Nbといった析出強化元素とは異なり、組織的な変化に及ぼす影響が小さいものの、60を超えると硬質で脆い金属間化合物相の生成を助長したり、高温鍛造性の悪化を招いたりする。固溶強化と熱間鍛造性のバランスの観点から、より好ましい範囲は、30~50である。Moは、Wと同様に固溶強化によって母相を強化する効果があるため、本発明でも合金元素として添加してもよい。01程度でも強度の上昇が認められ、その効果は添加量と共に上昇するが、溶湯密度差が大きくなり偏析が発生し易くなり、また熱間鍛造が困難になることから、上限は20とする。一方、熱間鍛造性の観点から、MoとWの総和に関しても一定の条件を満たす必要がある。材料の熱間鍛造性を損なう原因としては、一般的な鍛造温度である900~1150°Cにおいて、強化相が多く析出していることと、固溶強化元素が多く含まれており、変形抵抗が大きいことが挙げられる。合金元素のうち、Al,Ti,Nbが関与する析出強化に関して言えば、本発明の成分範囲では、強化相γ′相,γ′′相の固溶温度は900°C程度であり、鍛造温度では強化相が存在しないため、熱間鍛造に及ぼす影響は小さい。一方、W,Moといった固溶強化元素は析出強化とは異なり、高温でも効果が持続し、W,Moの総和が、原子で175を超えると変形抵抗が大きくなり熱間鍛造性が悪化する。前述の成分範囲から、WとMoの総和は最小で003となりうるが、05以上であることが好ましい。上記以外の元素として、Co,Mg,Ca,Zr,Mn,Si,V,Ta,Reといった元素を1種、あるいは2種以上含むことができる。Coは、高温延性の改善に効果があり、5まで添加することが可能である。5を超えて添加すると脆化相の析出を上長する。Mg,Caは、溶解中の有害元素であるS硫黄を低減する目的で添加してもよい。ただし、過剰に添加すると、介在物を形成し、疲労強度の低下を招くため、上限はいずれも01とする。Zrは、結晶粒界を強化し、延性を改善する元素として添加することが可能である。しかし、過剰に添加すると部分溶融の原因となり、熱間鍛造性を悪化させることから上限は01とする。Mn,Siは、脱酸効果があり、合金中に固溶するO酸素を低減するために添加してもよい。過剰に添加すると、強化相を不安定にして強度低下を招くため、上限は05とする。V,Taは、γ′相を安定化し、強度を向上させるために添加することができるが、過剰に添加すると、熱間鍛造性や延性の低下を招くことから上限は05とする。Reは、MoやWと同様に母材を強化する元素であり、強度向上のために添加してもよいが、過剰に添加すると熱間鍛造性を悪化させるため、上限は05とする。この他に不可避的不純物を含む。不可避的不純物とは、原材料に含まれている不純物元素など、製造プロセスにおいて混入が避けられない元素であり、O酸素,N窒素,S硫黄,Pリンなどが挙げられる。実施例以下に、本発明の実施例の詳細を説明する。表1に示す組成の合金10kgを真空誘導溶解炉にて作製した。No1~20が本発明合金、No21~27が比較合金である。No11はAlloy718相当成分の合金である。作製した合金は表面の酸化皮膜や鋳造欠陥を除去した後に、熱間鍛造によりφ15mmの丸棒形状に作製し、鍛造性の評価を行った。また、鍛造後の丸棒素材から試験片を採取して、500°C,900°Cにおける高温引張試験により、材料の機械的特性の評価を行った。また、10kg溶解材とは別に、大型鋼塊の製造条件を模擬した試験を行い、偏析の有無を確認し、発生傾向を評価した。各種試験の結果は表2に示すとおりである。偏析試験で偏析が観察されなかったものには○、偏析が観察され、加工性や特性を大きく劣化させたものは×を記載している。熱間鍛造に問題が無かったものには、熱間鍛造性の項を○、軽微な割れが発生したものは△、大きな割れが発生し、大型部品の鍛造が難しいものには×を示している。引張強度特性に関しては、500°C,900°Cとも発明合金の中では大きな差は見られず、高強度耐熱材料として広く用いられているAlloy718No21に相当とほぼ同等の特性を示していることが分かる。実際の使用温度近傍の500°Cでは、1000MPa以上の高い強度を有している。鍛造温度下限の900°Cでは300MPa以下と十分に変形抵抗が低く、熱間鍛造でも割れは発生しなかった。図2は、発明合金No1のミクロ組織を示している。平均粒径50μm程度の結晶粒からなる、典型的な鍛造組織である。粒界、粒内には、炭化物が析出しており、その粒径は1~5μm程度である。結晶粒径および炭化物粒径は、鍛造条件や熱処理温度、時間により変化するが、結晶粒径は5~100μm程度が好適である。結晶粒径が100μmを超えると疲労強度や延性が低下する。また結晶粒径が5μm以下になるとクリープ強度が低下するため、高温材料としては好ましくない。炭化物は05~10μm程度が好適である。炭化物は強度向上に寄与し、その効果は炭化物が微細な方が大きい。しかし、05μm以下の炭化物は、高温での使用中の粗大化が速く、組織変化を誘発する可能性がある。また、10μm以上の粗大な炭化物は靭性低下の原因となるため望ましくない。本実施例の発明合金は、いずれも図3と同様の組織を呈しており、結晶粒径、炭化物粒径とも好適な範囲内であった。偏析試験は、5ton級鍛造材の製造条件を模擬した冷却条件で実施した。いずれの開発合金でも、この試験条件では偏析は確認されていないことから、5ton程度の大型鍛造部品の製造が可能と推定される。比較合金の中で、No25は500°Cの02耐力が他に比べて低くなっているが、これはAl,Nbといった強化元素量が少なく、析出強化が十分でないことが考えられる。反対に、Alが多く含まれているNo26では、900°Cにおいて強化相が析出しており、02耐力が300MPa以上と高く、鍛造時に割れが発生した。No24,27はMo,Wの添加量が原子比で175以上であり、固溶強化が強く寄与している。900°Cの02耐力は300MPa以上と変形抵抗が大きく、鍛造によって軽微な割れが確認された。大型部品ではより鍛造が難しくなるため、実際のガスタービン部品の製造は困難と考えられる。No21,22,23は偏析試験でマクロ偏析が発生しており、大型鋼塊製造性の観点で発明合金と大きな差が見られた。マクロ偏析が発生したインゴットでは、化学組成が不均一になることで、局部的に強度特性が劣化してしまい、加工性、強度特性が大きく損なわれる。No21~23の合金では、5ton程度の大型鋼塊の製造は困難と判断できる。偏析パラメータPsは発明合金が全て、Ps≧-30であるのに対して、No21~23はPs<-30で偏析が発生している。強度や鍛造性の点で発明合金に及ばなかった比較合金の中でも、Ps≧-30の合金では偏析が認められなかったことから、しきい値として-30は妥当と考えられる。このように、本発明では、偏析元素の添加量を適正に制御することにより、Alloy718と同等の優れた高温強度特性を有しながら、大型鋼塊を無偏析で製造することが可能になる。本発明合金の製造方法としては、真空誘導溶解VIM:VacuumInductionMeltingを行った後に、エレクトロスラグ再溶解ESR:ElectroSlagRemelting、真空アーク再溶解VAR:VacuumArcRemeltingの一方のみを行うダブルメルトプロセス、あるいは両方を行うトリプルメルトプロセスのどちらも適用することができる。これらのプロセスによって、直径でφ1000mm程度の大型鋼塊を、マクロ偏析を発生させることなく製造することが可能であり、これを鍛造することで5tonを超える大型鍛造部品を得ることができる。本発明の材料を用いて作製した鍛造部品の例を以下に示す。図3にガスタービンの模式図、図4に回転部分の断面模式図を示す。これらの部品のうち、高温強度が要求され、かつ大型鍛造部材として使用される部品としては、タービンディスク、タービンスペーサが挙げられる。Alloy718等の従来材では、大型化が困難であったため、大型タービンディスクへの適用は難しく、その代わりに大型鋼塊の製造が可能だが耐用温度の低い材料を用いる必要があり、ガスタービンの高効率化の障害となっていた。本発明の合金は、耐用温度が高く、かつタービンディスクの製造に足る大型鋼塊の製造が可能であることから、80MW以上の出力を有する大型ガスタービンを製造することが可能になる。また、これらの大型ガスタービンを適用した高効率火力発電プラントを実現することが可能となる。"