"質量で、C:0.005~0.15、Cr:8~22、Co:5~30、Mo:1~9未満、W:5~20、Al:0.1~2.0、Ti:0.3~2.5、B:0.015以下、Mg:0.01以下を含有し、残部がNi及び不可避的不純物からなるNi基超合金材の最終時効後の組織において、以下の式1で定義する結晶粒界、および結晶粒内に析出している炭化物の表面断面における面積率の比率炭化物面積率比率が、0.6~3.0であることを特徴とするNi基超合金材。炭化物面積率比率=結晶粒界の炭化物の面積率/結晶粒内の炭化物の面積率1質量で、さらに、Zr:0.2以下、Hf:0.8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記載のNi基超合金材。さらに、質量で、Nb含有量1/2Ta含有量≦1.5の条件で、NbとTaの1種または2種とを含有することを特徴とする請求項1または2に記載のNi基超合金材。請求項1~3のいずれか1項に記載のNi基超合金材からなることを特徴とするタービンロータ。請求項1~3記載のいずれか1項に記載の組成を有するNi基超合金を鍛造する鍛造工程後、溶体化処理を1050~1120°C、1~20時間の条件で実施した後、770~830°C、1~50時間の条件で1段目の時効を行い、その後、1段目の時効温度よりも低い温度で、さらに700~780°C、1~50時間の条件で2段目の時効を行うことを特徴とするNi基超合金材の製造方法。請求項1~3記載のいずれか1項に記載の組成を有するNi基超合金を鍛造する鍛造工程後、溶体化処理を1050~1120°C、1~20時間の条件で実施した後、770~830°C、1~50時間の条件で1段目の時効を行って結晶粒界にMC炭化物を析出させ、その後、前記1段目の時効温度よりも低い温度で、700~780°C、1~50時間の条件で2段目の時効を行って結晶粒界にM23C6を析出させることにより、最終時効後の結晶粒界に、前記M23C6が点在し、その間に前記MC炭化物が存在した組織にすることを特徴とするNi基超合金材の製造方法。前記1段目の時効後に10°C/時間以上の冷却速度で前記2段目の時効温度まで冷却し、連続して700~780°C、1~50時間で前記2段目の時効を行うことを特徴とする請求項5または6に記載のNi基超合金材の製造方法。請求項5~7記載のいずれか1項に記載の製造方法を製造工程として含むことを特徴とするタービンロータの製造方法。Ni基超合金において、結晶粒界に炭化物が過剰に析出した場合には、炭化物の影響で結晶粒界が脆弱になるため、室温での延性、および靭性が大幅に低下する問題がある。また、高温長時間の使用において、炭化物が凝集粗大化した場合には、さらに機械的特性が低下してしまう。一方、炭化物の結晶粒界への析出量が少ない場合には、γ’相で強化されている粒内に比べて結晶粒界が相対的に弱くなるため、高温延性やクリープ強度が低下する問題がある。本発明は、このような問題に鑑みてなされてものであり、室温および高温での機械的特性に優れたNi基超合金材、タービンロータおよびその製造方法を提供することを目的としている。上記目的を達成するため、本発明者らは、特許文献1に示すNi基超合金の試験材に多くの熱処理条件を適用した調査を実施した。その結果、結晶粒界に析出する炭化物の析出量および形態を制御することで高温延性やクリープ強度を低下させること無く、室温、高温の機械的特性を大幅に向上できることを見出し、本発明を完成するに至った。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。すなわち、本発明のNi基超合金材のうち、第1の本発明は、質量で、C:0.005~0.15、Cr:8~22、Co:5~30、Mo:1~9未満、W:5~20、Al:0.1~2.0、Ti:0.3~2.5、B:0.015以下、Mg:0.01以下を含有し、残部がNi及び不可避的不純物からなるNi基超合金材の最終時効後の組織において、以下の式1で定義する結晶粒界、および結晶粒内に析出している炭化物の表面断面における面積率の比率が、0.6~3.0であることを特徴とする。炭化物面積率比率=結晶粒界の炭化物の面積率/結晶粒内の炭化物の面積率1第2の本発明のNi基超合金材は、前記第1の本発明において、質量で、さらに、Zr:0.2以下、Hf:0.8以下の1種または2種を含有することを特徴とする。第3の本発明のNi基超合金材は、前記第1または第2の本発明において、さらに、質量で、Nb含有量1/2Ta含有量≦1.5の条件で、NbとTaの1種または2種とを含有することを特徴とする。第4の本発明のタービンロータは、前記第1~第3の本発明のいずれかのNi基超合金材からなることを特徴とする。第5の本発明のNi基超合金材の製造方法は、前記第1~第3の本発明記載の組成を有するNi基超合金を鍛造する鍛造工程後、溶体化処理を1050~1120°C、1~20時間の条件で実施した後、770~830°C、1~50時間の条件で1段目の時効を行い、その後、1段目の時効温度よりも低い温度で、さらに700~780°C、1~50時間の条件で2段目の時効を行うことを特徴とする。第6の本発明のNi基超合金材の製造方法は、前記第1~第3の本発明記載の組成を有するNi基超合金を鍛造する鍛造工程後、溶体化処理を1050~1120°C、1~20時間の条件で実施した後、770~830°C、1~50時間の条件で1段目の時効を行って結晶粒界にMC炭化物を析出させ、その後、前記1段目の時効温度よりも低い温度で、700~780°C、1~50時間の条件で2段目の時効を行って結晶粒界にM23C6を析出させることにより、最終時効後の結晶粒界に前記M23C6が点在し、その間に前記MC炭化物が存在していることを特徴とする。第7の本発明のNi基超合金材の製造方法は、前記第5または第6の本発明において、前記1段目の時効後に10°C/時間以上の冷却速度で前記2段目の時効温度まで冷却し、連続して700~780°C、1~50時間で前記2段目の時効を行うことを特徴とする。第8の本発明のタービンロータは、前記第5~第7の本発明のいずれかの製造方法を製造工程として含むことを特徴とする。次に本発明において使用する合金の化学成分組成を限定したのは、次の理由による。なお、以下の含有量はいずれも質量で示している。C:0.005~0.15Cは、Ti、Nb、TaとMCタイプの炭化物を形成し、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、Cは結晶粒界に適量の炭化物MCやM23C6を析出させることで結晶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以上含まれないと上記の効果が得られず、0.15を越えると粒内の析出強化に必要なTi量が減少するだけでなく、時効処理時に結晶粒界へ析出する炭化物が多くなりすぎて結晶粒界が脆弱化し、室温の延性が低下する。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:8~22Cr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結晶粒界へ析出させ、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、多すぎる含有量は母相の安定性を阻害し、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:5~30Coは熱膨張係数を低下させる効果のあるWを添加したNi基超合金の偏析性を改善するために重要な成分である。つまり、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ことができる。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以上含まないと上記の効果が十分得られず、30を超えると鍛造性を悪化させるだけでなく、μ相Laves相と呼ばれるTCP相を生成しやすくなるため、高温での母相の組織を却って不安定にするとともに高温組織安定性を悪化させる。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:1~9未満Moは主に母相に固溶して母相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いる。Mo含有量が1未満では上記効果が不十分であり、9以上になるとμ相Laves相と呼ばれるTCP相を生成しやすくなるため、高温での母相の組織を不安定にするとともに高温組織安定性を悪化させる。したがって、Moの含有量は1~9未満の範囲に限定する。なお、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:5~20WもMoと同様に母相に固溶して母相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5~20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:0.1~2.0Al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’相の結晶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:0.3~2.5Ti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、0.3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。Nb1/2Ta≦1.5Nb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含有量1/2Ta含有量の値で1.5以下とする。なお、上記作用を十分に得るため、Nb含有量1/2Ta含有量は、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は結晶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。ただし、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とともに,溶接性を低下させる。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と同様に結晶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。ただし、多過ぎる含有は合金の熱間加工性および溶接性を低下させる。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と同様に結晶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。ただし、多過ぎる含有は合金の熱間加工性が低下させる。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、熱間加工性および溶接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。Si:0.3以下Siは脱酸材として合金溶解時に所望により添加される。しかしながら、多すぎる添加は合金の延性を低下させると共に、偏析性および溶接性を悪化させる。従って、Siの含有量は0.3以下に限定するのが望ましい。なお、同様の理由により、0.1未満とするのが一層望ましく、0.05未満とするのが一層望ましい。炭化物面積率比率:0.6~3.0ここで、炭化物面積率比率について、その限定理由を説明する。Ni基超合金では、時効処理により、粒内にγ’相が析出し、強度が向上するが、粒内の強度が増加した場合には、粒内と比較して相対的に結晶粒界の強度が低くなってしまうため、結晶粒界で破断が生じ、延性が低下する。そのため、多くのNi基超合金では結晶粒界に炭化物を析出させて、結晶粒界を強化し、粒内強度と粒界強度をバランスさせて強度と延性を向上させる。しかしながら、室温における延性、靭性と高温における延性、クリープ強度では、機械的特性を向上させるために必要となる粒界炭化物の析出量は異なっている。つまり、高温延性、クリープ強度には、炭化物の析出量は多い方が有効だが、炭化物が多すぎると室温延性、靭性は大きく低下する。本発明によれば、粒内、および結晶粒界に析出する炭化物の析出量の比率を制御することによって、特許文献1で示されるNi基超合金の室温、高温での強度延性の何れも低下させることなく、室温の延性、靭性を向上させることが可能となる。なお、炭化物の面積率比率は、ある平面における粒内と結晶粒界の炭化物のそれぞれの面積率から以下の式で算出することができる。炭化物面積率比率=結晶粒界の炭化物の面積率/粒内の炭化物の面積率1炭化物面積率比率が0.6未満では、粒内強度と比較して粒界強度が低くなるため、700°C付近の温度域では、結晶粒界から破断が生じ、延性、クリープ破断強度が著しく低下する。一方、炭化物面積率比率が3.0より大きい場合には、結晶粒界に析出する炭化物の析出が過剰になり、結晶粒界の炭化物が凝集し、粗大化することでフイルム状の形態になる。炭化物が結晶粒界にフイルム状に析出すると、逆に結晶粒界が脆弱になるため、室温での延性、および靭性が大幅に低下する。したがって、炭化物面積率比率は0.6~3.0に限定する。次に、本発明における熱処理条件を限定した理由について説明する。溶体化処理:1050~1120°C、1~20時間炭化物の析出は溶体化処理前の鍛造工程における加熱、冷却過程で生じる。鍛造後の冷却速度が十分遅い場合には、母相中に固溶していた炭素原子は炭化物として析出し、その殆どが消費される。その後に実施する溶体化処理は、通常、加工組織を再結晶させるとともに、凝固時に生成した1次炭化物を除く他の殆どの析出相を一旦母相に固溶させ、その後の時効処理で均一な組織を得るために実施する。ここで、鍛造工程中に析出した炭化物も母相に再固溶し、その後の時効によって再結晶した結晶粒界に炭化物として再析出する。本発明の組成においては、溶体化処理温度が1050°C未満だと鍛造工程にて析出した炭化物は十分に固溶せず、時効後の結晶粒界に析出する炭化物の析出量が少なくなり、炭化物面積率比率が0.6未満になる。一方、1120°Cより高い温度では、鍛造工程中に析出した炭化物が過剰に固溶するため、その後の時効において、結晶粒界に析出する炭化物の析出量が多くなり、炭化物面積率比率が3.0よりも大きくなる。したがって、溶体化処理温度は1050~1120°Cであることが望ましい。また、溶体化処理で十分な効果を得るためには1時間以上保持する必要がある。しかし、20時間以上の保持は逆に炭化物の析出量を増加させるため、保持時間は1~20時間の範囲とすることが望ましい。なお、大型の鍛鋼品では、外表部と中心部で均熱に要する時間が異なるため、保持時間は材料の大きさに合わせて1~20時間の範囲で設定することができる。1段目の時効:770~830°C、1~50時間2段目の時効:700~780°C、1~50時間1段目の時効温度より低い温度時効処理における加熱温度と加熱時間は、γ’相の析出の他に、最終時効後の結晶粒界にM23C6が点在して、その間にMCを存在させることにより、長時間組織安定性を向上させることが可能な条件とした。なお、MCの析出量としては、ある一断面を見た例として、結晶粒径100μmの結晶粒界にMCが数100~1000個程度析出していることが望ましい。MCの析出量が少ないと、M23C6の間にMCが存在しなくなり、長時間の使用によって、M23C6の凝集粗大化が促進され、室温の延性、および靭性が低下する。1段目の時効温度である770~830°Cの範囲では、粒内にはγ’相、結晶粒界には主にMC炭化物が析出し、粒内および結晶粒界が強化される。770°C未満では、結晶粒界に析出する主な炭化物はM23C6となるため、長時間の使用によってM23C6の凝集粗大化が促進され、室温の延性、靭性が低下する。一方、時効温度が830°Cよりも高くなるとγ’相の粗大化が加速されるとともに、MCが粗大化し、強度及び室温の延性が低下する。また、MCが粗大化して母相中のCが過剰に消費された場合には、2段目の時効処理にて析出するM23C6の析出量が減少し、炭化物面積率比率が大幅に低下する。したがって、1段目の時効温度は770~830°Cにすることが望ましい。また、1段目の時効処理で十分な効果を得るためには1時間以上保持する必要があるが、50時間以上の保持を行うと、逆にγ’相が粗大化して強度が低下するので、保持時間は1~50時間とすることが望ましい。2段目の時効処理では、1段目の時効処理にて結晶粒界に析出したMCに加えてM23C6が析出し、結晶粒界の炭化物の析出量が増加する。さらに、MCは粗大化速度がきわめて遅く、結晶粒界に析出したM23C6が点在して、その間にMCが存在した炭化物の形態をとることで、M23C6の凝集、粗大化をMCが抑制し、長時間組織安定性が大幅に向上する。700°C未満では、γ’相、M23C6の析出が十分ではなく、780°Cよりも高くなると結晶粒界にMCが析出して、炭化物面積率比率が低下するため、所望の粒界炭化物の形態が得られなくなる。したがって、2段目の時効温度は700~780°Cとした。また、2段目の時効処理で十分な効果を得るためには1時間以上保持する必要があるが、50時間以上の保持を行っても、時効の効果に変わりが見られないので、保持時間は1~50時間とした。なお、2段目の時効温度を1段目の時効温度より高くすると、γ’相が粗大化するため、強度が低下する。したがって、2段目の時効は1段目の時効より低い温度で実施することが望ましい。1段目から2段目の時効までは連続的に冷却を行うことができる。ただし、冷却過程においては冷却中に粗大な炭化物が結晶粒界に析出するのを避ける必要がある。冷却速度が10°C/時間未満になると、冷却中に粗大な炭化物が析出して炭化物析出比率が低下するため、高温の延性が低下する。したがって、1段目から2段目の時効までの冷却速度を10°C/h以上とした。本発明では、γ’相による粒内の強化の他に結晶粒界と結晶粒内に析出している炭化物の析出量の比率を0.6~3.0に調整することにより、粒内のγ’相による強化に加えて、結晶粒界を強化できるため、室温の延性と高温の延性を大幅に向上することができる効果がある。以下に、本発明の一実施形態を説明する。本発明のNi基合金材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、本発明に用いる合金は、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。なお、好適には、それぞれ、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。溶製されたNi基合金材は、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1050~1120°Cにおいて行う。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、適宜の時間例えば1~20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。第1回目の時効処理は、例えば770~830°Cの温度で1~50時間行われる。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10°C/時間以上とするのが望ましい。第2回目の時効処理は、例えば700~780°Cの温度で1~50時間行われる。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。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°C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。以下に、本発明の一実施例を説明する。表1の組成残部Niおよび不可避不純物の供試材供試材No.a~c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。その板材に表2の熱処理を施した後、引張試験片平行部直径φ6mm、評点距離30mmを採取し、室温および700°Cでそれぞれ引張試験を行った。さらに、表2の熱処理を施した板材からサイコロ状の試料を採取し、鏡面研磨を行った後、王水を用いて腐食を行い、炭化物を現出させた。その腐食後の試料の表面から、ランダムで40視野42×32μmの走査電子顕微鏡SEM観察倍率3000倍を行い、得られたSEM像を画像解析円相当径で200nm以上することによって、表面断面における粒内と結晶粒界の炭化物の平均面積率をそれぞれ求め、前記1式により炭化物面積率比率を算出した。表2に、各供試材における炭化物面積率比率を示した。なお、表2の冷却条件において、表中の連続は1段目の時効から2段目の時効までの冷却を連続的に行ったことを示している。また、表中のA.Cは、空冷を示している。図1には引張試験結果を示した。なお、引張試験結果は特許文献1の実施例において、引張特性が最も優れていた実施例本実施例の比較材No.17の結果との比率で示している。図1から、供試材の炭化物面積率比率を0.6~3.0の範囲内にした発明材試験材No.1~10は、室温、700°Cの延性が両方とも良好であり、700°Cにおける引張強さも比較材よりも優れていることが確認された。一方、炭化物面積率比率が3.0よりも高い比較材12、14、17、18では、図1に示すように、室温延性が発明材よりも大幅に低かった。また、炭化物面積率比率が0.6未満である比較材11、13、15、16、19では、いずれも700°Cの延性が発明材よりも大幅に低かった。このように、発明材は比較材よりも室温、高温の機械的特性が大幅に改善されていることが確認された。図2には、炭化物面積率比率と、室温および700°Cにおける伸びとの関係を示した。炭化物面積率比率が0.6~3.0の本発明材は、室温、700°Cともに良好な伸びを示した。一方、炭化物面積率比率が0.6より小さいと、700°Cにおける伸びが発明材よりも低くなり、炭化物面積率比率が3.0より大きいと室温の延性が発明材よりも低くなることが確認された。図3aには、本発明材試験材No.1、図3bには炭化物面積率比率が0.6より低い比較材試験材No.11、図3cには炭化物面積率比率が3.0より高い比較材試験材No.12の粒界近傍の走査型電子顕微鏡写真をそれぞれ示した。なお、走査型電子顕微鏡写真において、白くなっている部分が炭化物を示している。図3aの試験材No.1の結晶粒界の炭化物面積率比率は0.6~3.0の範囲内であり、図1、2に示すように室温、700°Cの引張強さ、延性の何れも良好な値を示した。一方、図3bの熱処理を行った試験材No.11では、結晶粒界に析出している炭化物の析出量は少なく、炭化物面積率比率が0.6よりも低くなっていた。また、図3cの熱処理を行った試験材No.12では、炭化物が結晶粒界に多量に析出して、炭化物面積率比率は3.0よりも高くなっていることが確認された。図4aには、本発明材試験材No.1、図4b、cには比較材試験材No.11、試験材No.12の結晶粒界の透過型電子顕微鏡写真、および透過型電子顕微鏡写真を模式的に表したものを示す。なお、透過型電子顕微鏡写真の倍率は50000倍である。発明材である試験材No.1は、比較材である試験材No.11、試験材No.12と比べて、結晶粒界の炭化物の形態が異なっており、結晶粒界にM23C6が点在して、その間にMCが存在していることが分かる。一方、試験材No.11では、MCが粒界に連なって存在しており、M23C6は、所々に見られるに過ぎない。また、試験材No.12では、M23C6が粒界に連なって存在している。図5には、本発明材である試験材No.1と比較材であるNo.11、No.12の熱処理後と700°C×10000時間加熱後の引張延性の変化を示す。なお、試験結果は試験材No.1の熱処理後の試験結果との比率で示した。本発明材である試験材No.1は熱処理後、700°C×10000時間の加熱後でも室温、700°Cの伸びは殆ど変化しておらず、長時間組織安定性が高いことが確認された。一方、比較材である試験材No.11では、熱処理後、700°C×10000時間加熱後の室温、700°Cの伸びの変化は殆どないものの、700°Cにおける伸びが発明材と比較して大幅に低かった。また、試験材No.12は700°C×10000時間の加熱後に室温伸びが大幅に低下した。これはM23C6の凝集粗大化によるものであると考えられる。このように本発明材のNi基超合金は、炭化物面積率比率を適正化し、さらに結晶粒界にM23C6が点在して、その間にMCが存在した炭化物の形態にすることで、室温、高温、さらに長時間時効後において良好な機械的特性が得ることが可能である。"