"Cr、Co、Al、Ti、Ta、W、Mo、Nb、C、B及び不可避不純物を含み、残部がNiよりなるNi基合金であって、質量比で、Cr:13.1~15.0、Co:1.0~15.0、Al:2.3~3.3、Ti:4.55~6.0、Ta:3.05~4.0、W:4.35~4.9、Mo:0.1~2.5、Nb:0.05~0.5、Zr:0.05未満、C:0.05~0.2、及びB:0.01~0.03の合金組成を有する前記Ni基合金。Cr:13.1~15.0、Co:1.0~7.9、Al:2.3~3.3、Ti:4.55~6.0、Ta:3.05~4.0、W:4.35~4.9、Mo:0.1~0.9、Nb:0.05~0.5、Zr:0.05未満、C:0.05~0.2、及びB:0.01~0.03の合金組成を有する請求項1に記載のNi基合金。Cr:13.1~15.0、Co:10.1~15.0、Al:2.3~3.3、Ti:4.55~6.0、Ta:3.05~4.0、W:4.35~4.9、Mo:1.05~2.0、Nb:0.05~0.5、Zr:0.05未満、C:0.05~0.2、及びB:0.01~0.02の合金組成を有する請求項1に記載のNi基合金。Cr:13.6~14.1、Co:2.0~6.9、Al:2.6~3.3、Ti:4.55~5.5、Ta:3.05~3.4、W:4.55~4.9、Mo:0.6~0.9、Nb:0.05~0.25、Zr:0.05未満、C:0.10~0.18、及びB:0.01~0.02の合金組成を有する請求項1に記載のNi基合金。Cr:13.8~14.1、Co:5.0~6.9、Al:3.0~3.3、Ti:4.7~5.1、Ta:3.1~3.4、W:4.55~4.85、Mo:0.7~0.9、Nb:0.15~0.25、Zr:0.05未満、C:0.12~0.16、及びB:0.01~0.03の合金組成を有する請求項1に記載のNi基合金。Cr:13.3~14.3、Co:10.1~12.0、Al:2.9~3.3、Ti:4.65~5.5、Ta:3.05~4.0、W:4.55~4.9、Mo:1.1~1.6、Nb:0.15~0.25、Zr:0.05未満、C:0.10~0.18、及びB:0.01~0.02の合金組成を有する請求項1に記載のNi基合金。Cr:13.5~14.1、Co:10.1~11.0、Al:3.0~3.3、Ti:4.7~5.1、Ta:3.1~3.4、W:4.55~4.85、Mo:1.2~1.5、Nb:0.15~0.25、Zr:0.05未満、C:0.12~0.16、及びB:0.01~0.02の合金組成を有する請求項1に記載のNi基合金。さらに、Hf:0.01~0.05を含む請求項1~7のいずれかに記載のNi基合金。請求項1~8のいずれかに記載のNi基合金からなる鋳造品。請求項1~8のいずれかに記載のNi基合金からなるガスタービン動翼。請求項1~8のいずれかに記載のNi基合金からなるガスタービン静翼。請求項10に記載のガスタービン動翼及び/又は請求項11に記載のガスタービン静翼を備えたガスタービン。本発明の目的は、従来材に比べて高温強度、耐食性及び耐酸化性のバランスに優れた、特に普通鋳造用のNi基合金を提供することである。上記課題を解決するための本発明の要旨は以下の通りである。1Cr、Co、Al、Ti、Ta、W、Mo、Nb、C、B及び不可避不純物を含み、残部がNiよりなるNi基合金であって、質量比で、Cr:13.1~15.0、Co:1.0~15.0、Al:2.3~3.3、Ti:4.55~6.0、Ta:3.05~4.0、W:4.35~4.9、Mo:0.1~2.5、Nb:0.05~0.5、Zr:0.05未満、C:0.05~0.2、及びB:0.01~0.03の合金組成を有する前記Ni基合金。2Cr:13.1~15.0、Co:1.0~7.9、Al:2.3~3.3、Ti:4.55~6.0、Ta:3.05~4.0、W:4.35~4.9、Mo:0.1~0.9、Nb:0.05~0.5、Zr:0.05未満、C:0.05~0.2、及びB:0.01~0.03の合金組成を有する前記1に記載のNi基合金。3Cr:13.1~15.0、Co:10.1~15.0、Al:2.3~3.3、Ti:4.55~6.0、Ta:3.05~4.0、W:4.35~4.9、Mo:1.05~2.0、Nb:0.05~0.5、Zr:0.05未満、C:0.05~0.2、及びB:0.01~0.02の合金組成を有する前記1に記載のNi基合金。4Cr:13.6~14.1、Co:2.0~6.9、Al:2.6~3.3、Ti:4.55~5.5、Ta:3.05~3.4、W:4.55~4.9、Mo:0.6~0.9、Nb:0.05~0.25、Zr:0.05未満、C:0.10~0.18、及びB:0.01~0.02の合金組成を有する前記1に記載のNi基合金。5Cr:13.8~14.1、Co:5.0~6.9、Al:3.0~3.3、Ti:4.7~5.1、Ta:3.1~3.4、W:4.55~4.85、Mo:0.7~0.9、Nb:0.15~0.25、Zr:0.05未満、C:0.12~0.16、及びB:0.01~0.03の合金組成を有する前記1に記載のNi基合金。6Cr:13.3~14.3、Co:10.1~12.0、Al:2.9~3.3、Ti:4.65~5.5、Ta:3.05~4.0、W:4.55~4.9、Mo:1.1~1.6、Nb:0.15~0.25、Zr:0.05未満、C:0.10~0.18、及びB:0.01~0.02の合金組成を有する前記1に記載のNi基合金。7Cr:13.5~14.1、Co:10.1~11.0、Al:3.0~3.3、Ti:4.7~5.1、Ta:3.1~3.4、W:4.55~4.85、Mo:1.2~1.5、Nb:0.15~0.25、Zr:0.05未満、C:0.12~0.16、及びB:0.01~0.02の合金組成を有する前記1に記載のNi基合金。8さらに、Hf:0.01~0.05を含む前記1~7のいずれかに記載のNi基合金。9前記1~8のいずれかに記載のNi基合金からなる鋳造品。10前記1~8のいずれかに記載のNi基合金からなるガスタービン動翼。11前記1~8のいずれかに記載のNi基合金からなるガスタービン静翼。12前記10に記載のガスタービン動翼及び/又は前記11に記載のガスタービン静翼を備えたガスタービン。本明細書は本願の優先権の基礎である日本国特許出願2010-075964号の明細書及び/又は図面に記載される内容を包含する。本発明により、従来材に比べて高温強度、耐食性及び耐酸化性等の特性のバランスに優れたNi基合金が提供される。この合金は、特に普通鋳造用として最適である。さらに、本発明のNi基合金は、結晶粒界強化に効果のあるC、B、及び鋳造時の結晶粒界割れの抑制に効果のあるHfが含まれていることから、一方向凝固合金の材料としても適した合金組成となっている。図4に、ランド用発電ガスタービンの動翼形状の一例を示す。ガスタービン動翼は、内部に複雑な冷却構造を持つ回転部品であり、回転中の遠心力及び起動停止に伴う熱応力の負荷が繰り返し加わる厳しい環境に曝される。基本的な材料特性として、優れた高温クリープ強度、高温燃焼ガス雰囲気に対する耐酸化性、及び耐食性が要求される。したがって、いずれかの特性が著しく劣ることのない、バランスの取れた特性を持つ鋳造用合金組成を開発することが重視される。また、通常、ガスタービン翼の作製手法としては、普通鋳造、一方向凝固鋳造、及び単結晶鋳造が知られている。一方向凝固合金や単結晶合金は、主に小型で軽量のジェットエンジン航空用ガスタービンの動静翼に使用されている。しかし、一方向凝固合金や単結晶合金を用いた翼は、鋳造プロセスが複雑であるため、翼を鋳造する際の鋳造歩留りが悪くなる。特に、ランド用ガスタービンの翼では、サイズが大きく形状も複雑であることから、鋳造歩留りが非常に低く、そのため非常に高価な製品になってしまうという欠点がある。そこで本発明者らは、合金中のそれぞれの元素の添加量を調整し、特に普通鋳造合金として最適な、従来材より高温強度、耐食性及び耐酸化性等の特性のバランスに優れた合金を検討した。以下、本発明のNi基合金の各成分の働き、及び好ましい組成範囲について説明する。Cr:13.1~15.0質量Crは、高温における合金の耐食性を改善するのに有効な元素であり、特に溶融塩腐食に対する耐食性を向上させるためには、Cr含有量を増加させるほど効果は大きくなる。そして、その効果がより顕著に現れるのは13.1質量を超えてからである。しかし、本発明の合金では、Ti、W、Ta等が多く添加されるため、Cr量が多くなり過ぎると、脆いTCP相が析出して高温強度が低下する。そのため、他の合金元素とのバランスを考慮して、その上限を15.0質量とすることが望ましい。この組成範囲において、高強度と高耐食性が得られる。上記範囲の中でも、好ましくは13.3質量以上、より好ましくは13.5質量以上、さらに好ましくは13.6質量以上、特に13.8質量以上であり、14.3質量以下、特に14.1質量以下の範囲とすることが好ましい。Co:1.0~15.0質量Coは、γ′相NiとAlの金属間化合物Ni3Alの固溶温度を低下させて溶体化処理を容易にする他、γ相を固溶強化するとともに高温耐食性を向上させ、さらに積層欠陥エネルギーを小さくすることで室温延性を良好にする効果をもたらす。そして、そのような効果が現れるのは、Coの含有量が1.0質量以上である。一方で、Coの含有量が増えるにつれてγ′相の固溶温度は徐々に低下するため、それに伴ってγ′相の析出量も減少し、クリープ強度が低下してしまうため、15.0質量以下にすることが必要である。したがって、本発明の組成範囲の中でも、Coによる固溶強化の効果が大きい中温度領域のクリープ強度と室温延性を重視する場合、10.1~15.0質量の範囲とするのが好ましく、より好ましくは10.1~12.0質量、さらに好ましくは10.1~11.0質量の範囲である。また、中温領域のクリープ強度よりも、γ′相の析出強化による高温でのクリープ強度を重視する場合は、Coの含有量を少なくすることが望ましく、好ましくは1.0~7.9質量の範囲であり、より好ましくは2.0~6.9質量、さらに好ましくは5.0~6.9質量の範囲である。W:4.35~4.9質量Wは、マトリックスであるγ相と析出相であるγ′相に固溶し、固溶強化によりクリープ強度を高める効果がある。そして、このような効果を十分に得るためには含有量を4.35質量以上とすることが必要である。しかし、Wは比重が大きく、合金の密度を増大させるとともに、合金の高温における耐食性を低下させる。さらに、本発明の合金のようにTi及びCr添加量の多い合金では、4.9質量を超えると針状のα-Wが析出し、クリープ強度、高温耐食性及び靭性が低下するため、その上限を4.9質量にすることが望ましい。また、高温における強度、耐食性及び高温での組織安定性のバランスを考慮した場合、好ましくは4.55~4.9質量の範囲であり、より好ましくは4.55~4.85質量の範囲である。Ta:3.05~4.0質量Taは、γ′相に[Ni3Al,Ta]の形で固溶し、固溶強化によりクリープ強度を向上させる効果がある。この効果を十分に得るためには、3.05質量以上の含有量が必要である。一方、4.0質量を超えると過飽和になって針状のδ相[Ni,Ta]が析出し、クリープ強度が低下するため、上限は4.0質量とする必要がある。特に、高温における強度と組織安定性のバランスを考慮した場合、好ましくは3.05~3.5質量の範囲、より好ましくは3.1~3.4質量の範囲である。Mo:0.1~2.5質量Moは、Wと同様の効果を有するため、必要に応じてWの一部と置き換えることが可能である。また、γ′相の固溶温度を上げるため、Wと同様にクリープ強度を向上させる効果がある。そして、このような効果を得るためには0.1質量以上の含有量が必要であり、Moの含有量が増えるにつれてクリープ強度も向上する。また、MoはWに比べて比重が小さいため、合金の軽量化が図れる。一方、Moは合金の耐酸化特性及び耐食性を低下させる。特に、Moの含有量が増えるにつれて耐酸化特性が大幅に悪くなることから、その上限を2.5質量、好ましくは2.0質量とする必要がある。したがって、高温での耐酸化性を従来合金とほぼ同等とし、クリープ強度を重要視する場合は、1.05~2.5質量、特に1.1~2.0質量の範囲とすることが好ましく、より好ましくは1.1~1.6質量、特に1.2~1.5質量の範囲である。一方、クリープ強度は従来合金とほぼ同等とし、耐食性や高温での耐酸化特性を重要視する場合は、好ましくは0.1~0.9質量の範囲であり、より好ましくは0.6~0.9質量、さらに好ましくは0.7~0.9質量の範囲である。Ti:4.55~6.0質量Tiは、Taと同様にγ′相に[Ni3Al,Ta,Ti]の形で固溶するが、固溶強化の効果はTaほどではない。むしろ、Tiは合金の高温における耐食性を著しく改善する効果がある。溶融塩腐食に対する耐食性に顕著な効果が現れるためには、4.55質量以上の含有量が必要である。しかし、6.0質量を超えて添加すると、耐酸化特性が著しく劣化し、さらに脆化相のη相が析出してくるため、上限を6.0質量とする必要がある。本発明の合金のようにCrを13.1~15.0質量含む合金において、高温における強度と耐食性、耐酸化特性とのバランスを考慮した場合、Tiは好ましくは4.55~5.5質量、より好ましくは4.65~5.5質量の範囲であり、特に好ましくは4.7~5.1質量の範囲である。Al:2.3~3.3質量Alは、析出強化相であるγ′相[Ni3Al]の主構成元素であり、これによりクリープ強度が向上する。また、高温耐酸化特性の向上にも大きく寄与する。それらの効果を十分得るためには、2.3質量以上の含有量が必要である。一方、本発明の合金では、Cr、Ti及びTaの含有量が高いことから、3.3質量を超えると、γ′相[Ni3Al,Ta,Ti]が過大に析出し、かえって強度を低下させるとともに、クロムと複合酸化物を形成し、耐食性を低下させることから、2.3~3.3質量の範囲とすることが望ましい。この組成範囲において、高温における強度と耐酸化特性、耐食性とのバランスを考慮した場合、好ましくは2.6~3.3質量、より好ましくは2.9~3.3質量の範囲であり、特に好ましくは3.0~3.3質量の範囲である。Nb:0.05~0.5質量Nbは、Tiと同様にγ′相に[Ni3Al,Nb,Ti]の形で固溶し、固溶強化の効果はTiより大きい。また、Tiほどの著しい効果は無いが、高温における耐食性を改善する効果がある。添加により高温での固溶強化の効果を得るためには、0.05質量以上の含有量が必要である。しかし、本発明の合金のようにTi量の多い合金では、0.5質量を超えると、脆化相のη相が析出し、強度を著しく低下させることから、Nbの上限は0.5質量とすることが望ましい。特に、高温における強度と耐食性、耐酸化特性とのバランスを考慮した場合、好ましくは0.05~0.25質量の範囲であり、より好ましくは0.15~0.25質量の範囲である。C:0.05~0.2質量Cは、結晶粒界に偏析し、結晶粒界の強度を向上させるとともに、一部は炭化物TiC,TaC等を形成し塊状に析出する。結晶粒界に偏析させて粒界強度を上げるには、0.05質量以上の添加が必要であるが、0.2質量を超えて添加すると過剰の炭化物を形成し、高温でのクリープ強度や延性を低下させ、耐食性も低下させるので、上限を0.2質量とする必要がある。この組成範囲において、強度、延性及び耐食性のバランスを考慮した場合、好ましくは0.10~0.18質量の範囲であり、より好ましくは0.12~0.16質量の範囲である。B:0.01~0.03質量Bは、結晶粒界に偏析し、結晶粒界の強度を向上させるとともに、一部は硼化物[Cr,Ni,Ti,Mo3B2]を形成し、合金の粒界に析出する。結晶粒界に偏析させ粒界強度を上げるには、0.01質量以上の添加が必要であるが、この硼化物は合金の融点に比べ低融点であるため、添加量が多過ぎると合金の溶融温度を著しく低下させ、溶体化処理を困難にすることから、上限を0.03質量とすることが望ましい。この組成範囲において、強度及び溶体化熱処理性のバランスを考慮した場合、好ましくは0.01~0.02質量の範囲である。Zr:0.05質量未満Zrは、結晶粒界に偏析して結晶粒界の強度を若干向上させる。しかし、大部分は結晶粒界にニッケルとの金属間化合物すなわちNi3Zrを形成する。この金属間化合物は合金の延性を低下させ、また低融点であるため、合金の溶融温度を低下させ、溶体化処理の温度範囲を狭くする等、有効な作用が少ない。したがって、Zrの含有量は0であって良く、その上限は0.05重量とする。Hf:0.01~0.05質量Hfは、鋳造時の結晶粒界割れの抑制に効果的であることから、本発明の合金中に添加することが好ましい。添加量は、0.01~0.05質量とすることが好ましい。Re:0.5質量以下Reは、必要に応じてWの一部と置き換えることが可能であり、マトリックスであるγ相に固溶し、固溶強化によってクリープ強度を高めるとともに、合金の耐食性を改善するのに有効な元素である。しかし、Reは高価であるとともに、比重が大きく、合金の比重を増大させる。また、Crを131~150質量含む合金では、Reが05質量を超えると針状のα-W又はα-ReMoの析出を助長し、クリープ強度及び靭性を低下させるため、その上限を05質量とする必要がある。本発明の合金においては、好ましくは01質量以下であり、より好ましくは実質的に添加しないことである。O:0.005質量未満、N:0.005質量未満、S:0.005質量未満、P0.005質量未満酸素と窒素は不可避不純物であり、いずれも合金原料から持ち込まれることが多く、Oはるつぼからも混入し、合金中には酸化物Al2O3や窒化物TiNあるいはAlNとして塊状に存在する。鋳物中にこれらが存在すると、クリープ変形中のクラックの起点となり、クリープ破断寿命を低下させたり、疲労亀裂発生の起点となって疲労寿命を低下させたりする。特に酸素は、鋳物表面に酸化物として現れることで、鋳物の表面欠陥となり、鋳造品の歩留まりを低下させる原因となる。そのため、これら元素の含有量は少ないほど良いが、実際のインゴットを作る場合には酸素が含まれることは避けられないことから、特性を大きく劣化させない範囲として、両元素はいずれも0.005質量未満とすることが望ましい。また、硫黄とリンも不可避不純物であり、いずれも合金原料から持ち込まれる。S、PとNiとの共晶反応により、低融点物質Ni-P、Ni-S等が結晶粒界でフィルム状に形成されるので、高温割れが起こりやすく、翼のクリープ破断寿命を低下させやすい。耐高温割れ性を考慮して、特性を大きく劣化させない範囲として、両元素はいずれも0.005質量未満とすることが好ましい。なお、ここで不可避不純物とは、合金の出発原料中に存在したり、製造工程において不可避に混入するもので、本来は不要なものであるが、微量であり、本発明合金の特性に影響を及ぼさない程度の成分を意味する。上記の各成分と、不可避不純物及び残部のNiよりなるNi基合金は、高温強度、耐酸化性及び耐食性のバランスに優れ、ガスタービン動翼及び静翼等の鋳造品用の合金として好適に用いられる。上記のNi基合金からなるガスタービン動翼の一実施形態について図4に基づき説明するが、以下の構成に限定されるものではない。図4は、ガスタービン動翼の全体構成を表す斜視図である。このガスタービン動翼は、内部を空気で冷却しながら、1300°C以上の高温ガス中で使用されるものであり、例えば3段の動翼を備えたガスタービン回転部分の初段の動翼として用いられる。図4に示すように、ガスタービン動翼は、翼部21、プラットフォーム部22、シャンク23、シールフィン24及びチップポケット25を有し、ダブテイルを介してディスクに取り付けられる。また、このガスタービン動翼は、例えば、翼部長さが100mm、プラットフォーム部22以降の長さが120mmであり、ガスタービン動翼は内部から冷却できるように冷却媒体、特に空気又は水蒸気が通るように冷却孔図示せずがダブテイルから翼部21を通して設けられている。ガスタービン動翼において、燃焼ガスに曝される翼部21及びプラットフォーム部22には遮熱コーティングを形成しても良い。本発明のNi基合金はクリープ破断強度、耐酸化性及び耐食性の全ての点でバランスがとれており、既存合金より実用性に優れている。したがって、本発明のNi基合金は上記のようなガスタービン動翼として好適に用いられるが、ガスタービン静翼として用いることもできる。次に、本発明のNi基合金からなる動静翼を備えたガスタービンの一実施形態について図5に基づき説明する。図5は発電用ガスタービンの主要部の断面を模式的に示した図である。このガスタービンは、タービンケーシング48の内部に、中心にロータ回転軸49と、ロータ49の周囲に設置されるガスタービン動翼46と、ケーシング48側に支持されるガスタービン静翼45と、タービンシュラウド47とを有するタービン部44を備える。また、このタービン部44に連結されて、大気を吸い込み、燃焼用及び冷却媒体用の圧縮空気を得るための圧縮機50と、燃焼器40とを備える。燃焼器40は、圧縮機50から供給される圧縮空気と、供給される燃料図示せずとを混合して噴射するための燃焼器ノズル41を有し、この混合気を燃焼器ライナ42内で燃焼させて高温高圧の燃焼ガスを発生させ、トランジションピース尾筒43を介して、この燃焼ガスをタービン部44に供給することで、ロータ49が高速で回転する。圧縮機50より吐出された圧縮空気の一部は、燃焼器40における燃焼器ライナ42、トランジションピース43、ガスタービン静翼45、ガスタービン動翼46等の内部冷却用空気として用いられる。燃焼器40で発生した高温高圧の燃焼ガスは、トランジションピース43を経てガスタービン静翼45で整流され、ガスタービン動翼46に噴射されてタービン部44を回転駆動する。そして、図示はしていないが、一般的にはロータ49の端部に結合されている発電機により発電するように構成されている。なお、ガスタービンは、ガスから液体までの幅広い燃料に対応して運転できることが大きな特徴である。例えば、ガス燃料としてLNGやオフガスが適用可能である。LNGを使うようなガスタービンでは、耐酸化性に優れた合金が適しているが、不純物の多いオフガスを使用するガスタービンでは、耐酸化性と共に耐食性にも優れていることが必要である。一方、液体燃料としては軽油や重油等があり、これらは腐食成分であるSやNa等を含んでいることから、これらの液体燃料を使用するガスタービンでは、耐酸化性とともに耐食性に優れていることが必要である。また、ガスタービンは、設置場所や運転条件、使用する燃料等が一台毎に異なることから、それらの種々の条件に対応するために、ガスタービン動静翼の材料としては、クリープ強度とともに耐食耐酸化特性に優れていることが必要である。本発明のNi基合金は、クリープ強度、耐食性、耐酸化特性のいずれにも優れているため、上記のような、ガスから液体までの幅広い燃料に対応して運転されるガスタービンの動静翼の材料として好適である。以下、実施例及び比較例により本発明をさらに詳細に説明するが、これらに限定されるものではない。試験に供したNi基合金の組成質量を表1に示す。表1中、試験片番号A1~A6は実施例に相当し、B1~B3は既存の合金比較例に相当する。各試験片は、マスターインゴットと秤量した合金元素をアルミナるつぼで溶解し、厚さ14mmの平板に鋳造した。鋳型加熱温度は1373K、鋳込み温度は1713K、鋳型はアルミナのセラミック鋳型を用いた。鋳造後、試験片に対し、表2に示す条件で溶体化熱処理及び時効熱処理を行った。A1~A6については、まず、合金組成を均一化するために1480Kで2h溶体化熱処理を行った。溶体化熱処理後は空冷とし、これに続く時効熱処理の条件は、全てのA1~A6試験片で1366K/4時間/空冷1325K/4時間/空冷1116K/16時間/空冷とした。その後、以下の通り試験片加工を行い、クリープ破断試験、腐食及び酸化試験を実施した。具体的には、熱処理した試験片から、機械加工によって平行部直径6.0mm、平行部長さ30mmのクリープ試験片と、長さ25mm、幅10mm、厚さ1.5mmの高温酸化試験片、及び15mm×15mm×15mmの立方体形状の高温腐食試験片を切り出すとともに、走査型電子顕微鏡HITACHI3200でミクロ組織を観察し、合金の組織安定性を評価した。表3に、各試験片に対して行った特性評価試験の試験条件を示す。クリープ破断試験は、1255K-138MPaの条件で行った。高温酸化試験は、1313K-600時間保持の酸化試験を3回繰り返して行い、重量の変化を測定した。また、高温腐食試験は、1123Kの溶融塩組成は、Na2SO4:75、NaCl:25中に25時間浸漬する試験を4回計100時間行い、重量の変化を測定した。試験結果を表4、及び図1~3に示す。表4は試験結果の一覧である。図1は1255K-138MPaでのクリープ破断時間、図2は高温酸化試験による酸化減量、図3は溶融塩浸漬腐食試験による腐食減量を棒グラフにしたものである。表4に示す結果から明らかなように、本発明の合金A1~A6では、クリープ破断時間は既存合金B1Rene80相当とほぼ同じ強度を有しながら、腐食による重量変化量はほぼ同等であり、酸化による重量変化量は大幅に低減され、耐酸化特性が向上していることが分かった。別の既存合金B2GTD111相当と比較すると、耐酸化性、耐食性はほぼ同等でありながら、クリープ破断時間は1.5倍以上に向上していた。また、別の既存合金B3IN738LCと比較すると、耐酸化性、耐食性はほぼ同等であり、クリープ破断時間は2倍以上に向上していた。すなわち、本発明により、高温クリープ破断寿命を犠牲にすることなく、高温での耐食性、耐酸化特性を著しく向上させることができ、クリープ強度、耐酸化特性、及び耐食性のバランスに優れた合金が得られることが明らかとなった。上記の実施例においては、普通鋳造材としての効果を説明したが、本発明の合金は、結晶粒界の強化に効果的なC、B、及び鋳造時の結晶粒界割れの抑制に効果的なHfを含むことから、一方向凝固材としての使用にも適した合金組成となっている。以上述べたように、本発明によれば、優れた高温クリープ強度と耐食性及び耐酸化性とを併せ持つ、普通鋳造可能なニッケル基超合金を得ることができる。この合金は、特にランド用ガスタービンの動翼及び静翼を形成するために好適に用いられる。本明細書で引用した全ての刊行物、特許および特許出願をそのまま参考として本明細書にとり入れるものとする。"