Ni基合金制品及其制造方法和Ni基合金构件及其制造方法

摘要

本发明涉及析出有36～60体积％的γ’相且具有高耐用温度的Ni基合金构件，并且提供冷加工性也良好的Ni基合金构件及其制造方法、以及作为Ni基合金构件的前体的Ni基合金制品及其制造方法。所述Ni基合金制品是具有包含γ相M’和与γ相M’不共格的γ’相P’的双相组织，并且含有20体积％以上的γ’相P’的Ni基合金制品1。此外，Ni基合金制品1经过冷加工和退火处理而制造的Ni基合金构件10包含γ相M和与γ相M不共格的γ’相P，含有36～60体积％以上的γ’相P，呈现出规定形状。

权利要求

1.一种Ni基合金制品，其为由加工成期望形状的合金构件并在700℃～900℃的温度范围内使用时，在作为母相的γ相中析出36～60体积％的γ’相的Ni基合金构成的Ni基合金制品，其特征在于，具有所述γ相的晶粒以及与所述γ相晶粒的晶格不共格的γ’相的晶粒的双相隔着非共格的晶界而排列的细微晶粒组织，将与所述γ相晶粒的晶格不共格的所述γ’相记为非共格γ’相，所述非共格γ’相以

20体积％以上析出。

2.根据权利要求1所述的Ni基合金制品，其特征在于，所述γ相晶粒和所述非共格γ’相晶粒均为100μm以下的平均粒径。

3.一种Ni基合金构件，其是权利要求1或2所述Ni基合金制品经过冷加工、退火处理和固溶、时效处理而制造的Ni基合金构件，其特征在于，具有包含所述γ相晶粒和晶格与所述γ相晶粒共格的γ’相即共格γ’相的晶粒的多晶组织，所述共格γ’相在所述γ相的晶粒内以36～60体积％析出并呈现出规定形状。

4.一种Ni基合金制品的制造方法，是权利要求1所述的Ni基合金制品的制造方法，其特征在于，具有：将所述Ni基合金熔融、铸造的工序，

对铸造的所述Ni基合金进行热锻造的工序；

所述热锻造工序是在1000℃以上的温度并且以所述γ相和所述γ’相双相共存的温度范围内进行锻造的工序。

5.根据权利要求4所述的Ni基合金制品的制造方法，其特征在于，所述γ相晶粒和所述非共格γ’相晶粒均为100μm以下的平均粒径。

6.一种Ni基合金构件的制造方法，其特征在于，

进行制造对由权利要求4或5所述的制造方法制造的Ni基合金制品进行冷加工而呈现出规定形状的Ni基合金构件前体的工序，以及对所述Ni基合金构件前体进行固溶、时效处理的工序，从而制造Ni基合金构件，所述Ni基合金构件具有包含所述γ相晶粒、和晶格与所述γ相晶粒共格的γ’相即共格γ’相的晶粒的多晶组织，并且所述共格γ’相在所述γ相晶粒内以36～60体积％析出。

7.根据权利要求6所述的Ni基合金构件的制造方法，其特征在于，在制造所述Ni基合金构件前体的工序中，在对Ni基合金制品进行冷加工之前，以1000℃以上并且以所述γ相和所述γ’相双相共存的温度范围进行均匀化处理，之后，缓慢冷却至比所述均匀化处理温度低100℃以上的温度，然后转移至冷加工。

说明书

Ni基合金制品及其制造方法和Ni基合金构件及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及Ni基合金制品和由该Ni基合金制品制造的Ni基合金构件，以及Ni基合金制品和Ni基合金构件各自的制造方法。

背景技术

[0002] 从以降低环境影响为代表的多种多样的原因考虑，提高燃气涡轮机、喷射发动机这样的高温装置的热效率已成为重要的课题，为了提高该热效率，使运转温度上升是有效的。

[0003] 目前，燃气涡轮机的入口温度以1300℃左右为主流，但也进行着能够应对1700℃左右的温度的涡轮机构件的实用化。因此，在作为燃气涡轮机的构成构件的涡轮机动叶片等中使用作为超高耐热合金的Ni基合金。

[0004] 这样的燃气涡轮机、喷射发动机等中所应用的高强度的Ni基合金通过使γ’相(gamma prime相，N3Al)析出而获得高强度。γ’相的晶格与γ相共格(整合)，在γ相中共格析出的γ’相(以下，称为共格γ’相)非常有助于提高强度。即，通过增加γ’相的析出量，能够使燃气涡轮机等的Ni基合金构件的强度提高，但由于γ’相的析出量多的高强度Ni基合金构件硬度高，冷加工性极差，因此无法利用冷加工来对高强度Ni基合金构件进行加工。

[0005] 例如，在上述涡轮机动叶片中，利用精密锻造来制造析出有36～60体积％的γ’相的Ni基合金，但因硬度过高而无法实施冷加工。

[0006] 另一方面，对于利用冷加工制造的燃烧器部件，可使用γ’相的析出量被抑制在30体积％以下的Ni基合金来降低硬度，由此能够进行冷加工。然而，这样能够进行冷加工的燃烧器部件等与包含析出有36～60体积％的γ’相的Ni基合金的涡轮机动叶片等相比，强度低，难以充分应对上述对于一直寻求高温化的高耐用温度的要求。

[0007] 综上所述，对于包含析出有36～60体积％的γ’相的Ni基合金且具有高耐用温度的Ni基合金构件，在该技术领域中，渴望开发冷加工性也良好的Ni基合金构件、其制造方法。

[0008] 这里，在专利文献1中，公开了在最初锻造作业中应用热模锻造、在之后的作业中应用等温锻造而得到的镍基超合金的晶体粒度的控制方法。根据该控制方法，如果作为初期顶锻(アップセット)而进行热模锻造后进行等温锻造，并且根据需要，进行低固溶度退火以提供适于超固溶度热处理的微组织，则可获得约6～8这样的均匀的晶体粒度。进一步，在热模锻造中，通过引起微组织的部分或完全的再结晶，可易于在之后的等温锻造作业中引起超塑性变形。进一步，在专利文献1所公开的实施例中，有关于在1850°F、1900°F、1925°F进行热处理时的晶体粒度的记载。

[0009] 现有技术文献

[0010] 专利文献

[0011] 专利文献1：日本特开平9-302450号公报

发明内容

[0012] 发明所要解决的课题

[0013] 根据专利文献1所记载的镍基超合金的晶体粒度的控制方法，可得到均匀的晶体粒度，进一步可容易地引起超塑性变形。然而，不能够提供上述课题，即，析出有36～60体积％的γ’相且具有高耐用温度，进一步冷加工性也良好的Ni基合金构件、Ni基合金构件的制造方法。

[0014] 本发明是鉴于上述问题而完成的，其涉及析出有36～60体积％的γ’相且具有高耐用温度的Ni基合金构件，并且目的在于提供冷加工性也良好的Ni基合金构件及其制造方法、以及作为Ni基合金构件的前体的Ni基合金制品及其制造方法。

[0015] 用于解决课题的方法

[0016] 为了实现上述目的，根据本发明的Ni基合金制品具有包含γ相和与该γ相的晶格不共格的γ’相(以下称为非共格γ’相)的双相组织，并且含有20体积％以上的非共格γ’相。

[0017] 越增加非共格γ’相，硬度越降低，冷加工越变得容易，因此，最优选的非共格γ’相的析出量为25％以上。此外，优选的硬度为400以下，最优选的硬度为370以下。

[0018] 此外，为了使冷态下的延展性提高而改善冷加工性，优选将γ相与非共格γ’相的平均粒径设为100μm以下，设为50μm以下是最合适的。

[0019] 除了非共格γ’相以外，即使混合碳化物、η相等异相，也不会改变发明的效果，但优选异相的总和以体积率计为15％以下。

[0020] 在γ相中，即使析出细微的共格γ’相，也会得到本发明的效果，但优选使共格γ’相较少。

[0021] 根据本发明的Ni基合金制品不仅冷加工性，切削加工性也极其良好。

[0022] 在制造本发明的Ni基合金制品时，有必要在使γ相和γ’相双相共存的温度范围下进行热锻造。这是因为，在非共格γ’相析出的同时，γ’相抑制γ相的粗大化，从而能够得到细微的组织。

[0023] 热锻造有必要在使γ’相的强度降低的1000℃以上进行，热锻造时，优选存在10％以上的γ’相。

[0024] 锻造后，通过增加非共格γ’相而使硬度降低，并且更进一步提高热加工性。

[0025] 为了增加非共格γ’相，以1000℃以上并且以γ相和γ’相双相共存的温度范围，优选以最终锻造加热温度进行均匀化处理，之后，缓慢冷却至比均匀化处理温度低100℃以上的温度是有效的。

[0026] 通过缓慢冷却，能够抑制共格γ’相向γ相内的析出，并且使非共格γ’相增加。

[0027] 关于冷却速度，比100℃/h慢时具有效果，比50℃/h慢时效果显著，最优选比20℃/h慢。

[0028] 此外，根据本发明的Ni基合金构件是上述Ni基合金制品经冷加工(也包含切削加工)、退火处理和固溶、时效处理而制造的Ni基合金构件，其包含γ相和共格γ’相，含有36～60体积％的共格γ’相，呈现出规定形状。

[0029] 通过固溶处理使γ’相再固溶时，以完全固溶非共格γ’相的温度以上进行热处理也有效，但在晶体粒度变得过于粗大而使特性劣化的情况下，通过以非共格γ’相残留的温度进行固溶，能够抑制晶粒的粗大化。在该情况下，残留的非共格γ’相的量优选为10％以下。

[0030] 进一步，在根据本发明的Ni基合金构件的制造方法中，制造对利用上述制造方法制造的Ni基合金制品进行冷加工而呈现出规定形状的Ni基合金构件前体，并且通过对该Ni基合金构件前体进行固溶、时效处理，制造包含γ相和共格γ’相，并且含有36～60体积％的共格γ’相的Ni基合金构件。

[0031] 发明效果

[0032] 根据本发明的Ni基合金制品及其制造方法和Ni基合金构件及其制造方法，由热锻造制造的Ni基合金制品具有包含γ相和与该γ相不共格的γ’相的双相组织，并且含有20体积％以上的γ’相，从而成为冷加工性优异的Ni基合金制品。然后，通过使用该Ni基合金制品来实施冷加工，在加工成规定形状后进行固溶、时效处理，能够得到包含γ相和共格γ’相、含有36～60体积％以上共格γ’相、具有高耐用温度的Ni基合金构件。

附图说明

[0033] 图1是本发明的Ni基合金构件的制造方法的实施方式1的流程图。

[0034] 图2是本发明的Ni基合金制品的实施方式的斜视图。

[0035] 图3中，(a)是比较例的Ni基合金制品的组织图，(b)是经过热锻造的实施例的Ni基合制品的组织图，(c)是对冷加工(b)的Ni基合制品而得的Ni基合金构件前体进行固溶、时效处理后的Ni基合金构件的组织图。

[0036] 图4中，(a)、(b)、(c)均为本发明的Ni基合金构件的实施方式的模式图。

[0037] 图5是本发明的Ni基合金构件的制造方法的实施方式2的流程图。

[0038] 图6是表示规定热锻造后的Ni基合金制品中的γ相和不共格的γ’相的析出量的最适范围的实验结果的图。

[0039] 图7是表示热锻造-固溶、时效材与热锻造-冷加工-固溶、时效材的特性比的图。

具体实施方式

[0040] 以下，参照附图对本发明的Ni基合金制品及其制造方法和Ni基合金构件及其制造方法的实施方式进行说明。

[0041] Ni基合金构件的制造方法的实施方式1

[0042] 图1是本发明的Ni基合金构件的制造方法的实施方式1的流程图，图2是本发明的Ni基合金制品的实施方式的斜视图。此外，图3a是比较例的Ni基合金制品的组织图，图3b是经过热锻造的实施例的Ni基合制品的组织图，图3c是对冷加工图3b的Ni基合制品而得的Ni基合金构件前体进行固溶、时效处理后的Ni基合金构件的组织图。

[0043] 在图1的流程图所示的Ni基合金构件的制造方法中，首先，制造作为Ni基合金构件的材料的Ni基合金制品，然后使用该Ni基合金制品来制造Ni基合金构件。

[0044] 本发明的制造方法中制造的Ni基合金构件是包含γ相和与γ相共格的γ’相、含有36～60体积％的γ’相，具有高耐用温度的构件。更详细而言，将含有36～60体积％的γ’相的Ni基合金构件作为本发明的制造方法的制造对象，其中，γ’相在Ni基合金构件被使用的700℃～900℃的温度范围中是热力学稳定的。

[0045] 在制造这样高强度的Ni基合金构件时，首先，将含有36～60体积％的γ’相的Ni基合金材料以1000℃以上并且以析出10％体积％以上的γ’相的温度进行热锻造，从而制造具有包含γ相和非共格γ’相的双相组织，并且具有含有20体积％以上非共格γ’相的双相组织结构的Ni基合金制品(作为Ni基合金构件的制造材料的制品)(图1的步骤S10)。

[0046] 作为Ni基合金制品的成分组成的一例，可举出Co12％-Cr14％-Al3.7％-Ti2.6％-Nb1％-W1％-Mo2％-C0.01％-余量Ni(全部为体积％)且包含20体积％以上的非共格γ’相的成分组成。

[0047] 热锻造中制造的实施例的Ni基合金制品具有图3b所示的组织结构。

[0048] 在该图中，γ相M’和非共格γ’相P’两者的晶体排列完全不同，晶界B排列成非共格的界面。

[0049] 另外，γ相M’中的Ni和Al无序排列，γ’相P’中的Ni和Al有序排列，均以面心立方晶格为基础，但析出物不同。

[0050] 为了与图3b所示的实施例的Ni基合金制品的组织结构进行比较，图3a中表示了未经过热锻造而制造的比较例的Ni基合金制品的组织图。

[0051] 如该图所示，对于未经过热锻造而制造的Ni基合金制品，在隔着晶界B而邻接的γ相M内，γ’相P以圆形状(类圆形状)析出，γ相M和γ’相P两者的晶粒相连而在两者的界面形成共格界面，该γ’相P可称为共格γ’相P。

[0052] 一般而言，γ’相与作为母相的γ相的晶格共格性较好，如图3a所示，如果使γ’相P在γ相M中析出，则γ’相P和γ相M进行共格析出。

[0053] 本发明人等着眼于如下见解：该γ’相P相对于γ相M，强度并没有高太多，γ相M和γ’相P的共格界面使Ni基合金构件的强度提高。

[0054] 即，如图3a所示，由于存在γ相M和γ’相P的共格界面，因此高强度的Ni基合金构件的冷加工性变差，基于该见解实现了如下突破性的技术思想：如果在冷加工之前的步骤中形成不存在γ相和γ’相的共格界面的组织结构，则可使加工步骤中的Ni基合金构件的强度和硬度暂时降低，从而可使冷加工性变得良好。

[0055] 因此，如图3a所示，形成γ相和γ’相的共格界面，与此不同，通过以1000℃以上并且以γ相和γ’相双相存在的温度进行热锻造、或锻造后施加热处理，如图3b所示，能够制造呈现出γ相M’和与该γ相M’非共格γ’相P’隔着非共格的晶界B而排列的双相组织结构的Ni基合金制品，并且通过使用较软的Ni基合金制品进行冷加工，能够容易地制造期望形状的Ni基合金构件。

[0056] 回到图1，对利用热加工制造的Ni基合金制品1进行冷加工来制造期望形状的Ni基合金构件前体(步骤S20)。

[0057] 这里，“冷加工”的意思是，例如在常温下通过对Ni基合金制品1进行锻造、压延、模压等而最终加工成期望得到的Ni基合金构件的形状。

[0058] 由于使用具有图3b所示的组织结构且较软的Ni基合金制品1，因此室温下的强度低而冷加工性极其良好。

[0059] 为了使冷加工性更进一步提高，提高延展性是有效的，优选将形成Ni基合金制品1的γ相M’和非共格γ’相P’各自的晶粒均调整为100μm以下的粒径，更进一步优选调整为50μm以下的粒径。

[0060] 关于该粒径，本发明人等已知，通过将由步骤S10得到的Ni基合金材料经过以1000℃以上并且以γ’相和γ相存在的温度进行热锻造的步骤，可析出与γ相不共格的γ’相，并且利用该析出的γ’相抑制γ相的晶粒生长，结果将γ相和γ’相的粒径同时调整为100μm以下。

[0061] 通过该冷加工，可制造作为板材、棒状的金属丝以及作为燃气涡轮机的构成构件的涡轮机动叶片等的Ni基合金构件的前体的Ni基合金构件前体。

[0062] 步骤S20中制造的Ni基合金构件前体的组织结构中不存在有助于提高强度的γ相与γ’相的共格界面，因此不适合作为高强度构件。

[0063] 因此，通过对Ni基合金构件前体进行固溶处理而实现非共格γ’相的再固溶，并且通过之后的时效处理在γ相中使共格γ’相析出而形成γ相与γ’相的共格界面，可制造具有图3c所示的组织结构的Ni基合金构件(步骤S30)。

[0064] 这里，在图3c所示的组织结构中，在作为母相的γ相M中共格析出有γ’相P，并且形成有γ相M与γ’相P的共格界面，从而形成含有36～60体积％的热力学稳定的γ’相P的Ni基合金构件。

[0065] 图4a～c中示出了步骤S30中制造的Ni基合金构件的实施方式，图4a所示的Ni基合金构件10为板材，图4b所示的Ni基合金构件10A为金属丝，图4c所示的Ni基合金构件10B为涡轮机动叶片。

[0066] 这些Ni基合金构件10、10A、10B均含有36～60体积％以上的γ’相，并且在γ相和与该γ相共格的γ’相之间均形成了共格界面，从而具有高耐用温度。

[0067] 这样，根据图1所示的制造流程，通过对γ’相的析出量为36体积％以上的高强度的Ni基合金材料进行热锻造来进行使与γ相不共格的γ’相析出的组织控制，制造较软且冷加工性优异的Ni基合金制品，使用该Ni基合金制品来实施冷加工，并且在加工成期望形状后通过进行固溶、时效处理来进行使与γ相共格的γ’相析出的组织控制，制造高强度的Ni基合金构件，由此能够提供具有高耐用温度，并且冷加工性也优异的Ni基合金构件。也可以在热加工后、冷加工前，以最终锻造温度进行再次加热而均匀化后进行空冷。

[0068] Ni基合金构件的制造方法的实施方式2

[0069] 图5是本发明的Ni基合金构件的制造方法的实施方式2的流程图。

[0070] 在图5的流程图所示的Ni基合金构件的制造方法中，在以1000℃以上进行热锻造而制造Ni基合金制品的步骤S10之后，以1000℃以上并且以γ相和γ’相共存的温度进行均匀化热处理，缓慢冷却至均匀化热处理温度的100℃以下(步骤S10’)并冷却至室温，之后转移至冷加工，所述制造方法的特征在于，具有对该Ni基合金制品进行热处理的步骤。

[0071] 例如，在初期阶段，以1200℃左右进行热锻造，在结束阶段以1150℃左右进行热锻造，在之后的热处理中，以热锻造结束阶段的温度1150℃以下的温度即1100℃左右进行规定时间热处理，一边进行缓慢冷却至1000℃左右，或缓慢冷却至900℃左右程度这样的温度控制，一边实施热处理。

[0072] 本发明人等查明，这样通过在热锻造后，以热锻造时的温度以下的温度进行规定时间热处理，可增加非共格γ’相，更进一步降低Ni基合金制品的硬度，并且可进一步提高冷加工性。

[0073] 验证冷加工性的实验及其结果

[0074] 本发明人等通过制作成分组成和制造条件不同的多个试件进行了验证各试件的冷加工性的实验。以下表1示出了各试件的成分组成，表2中示出了各试件的制造条件和冷加工试验结果。此外，关于热锻造后进行热处理的试件，将表2中的热处理A、B、C的处理内容示在了表3。

[0075] [表1]

[0076] [表1]试件的成分组成(体积％)

[0077]试验编号 Ni Cr Co Mo W Ti Al C B Zr Nb Fe 其他
比较例1 余量 16 15 3 1.3 4 2.8 0.025 0.018 0.03 0 0  
比较例2 余量 16 15 3 1 5 2.5 0.025 0.018 0.03 0 0  
比较例3 余量 13.5 20 2.8 1.2 5.8 2.3 0.015 0.015 0.03 0 0  
比较例4 余量 13.5 20 2.8 1.2 4.8 3 0.015 0.015 0.03 0 0
 
比较例5 余量 16 5 4 3 4 2.7 0.01 0.001 0.003 0 0
 
比较例6 余量 16 15 3 1.3 4.9 2.5 0.025 0.001 0.003 0 0  
实施例1 余量 13 0 5 0 5 2.7 0.002 0.018 0.04 0 0  
实施例2 余量 16 10 0 4 3 3.6 0.001 0.009 0 0 5  
实施例3 余量 17 10 2 1 3 3.8 0.02 0.001 0.001 2 0 1.0Ta
实施例4 余量 16 7 4 1 4 2.7 0.006 0.001 0.003 0 0 1.0Ta
实施例5 余量 16 7 4 1 0.5 5 0.006 0.001 0.003 0.8 0 0.5Hf
实施例6 余量 14 12 2 1 2.6 3.7 0.01 0.012 0.04 1 0  
实施例7 余量 18 26 0 0 1.8 4 0.04 0.02 0.02 2.2 2  
实施例8 余量 16 5 4 3 4 2.7 0.01 0.001 0.003 0 0  
实施例9 余量 16 15 3 1.3 4.9 2.5 0.025 0.001 0.003 0 0  
实施例10 余量 15.7 8.5 3.1 2.7 3.4 2.3 0.015 0.01 0.03 1.1 4  

[0078] [表2]

[0079] [表2]试件的制造条件和冷加工试验结果

[0080]

[0081] [表3]

[0082]

[0083] 在试件的制作中，利用真空感应加热熔融法各熔融20kg，并实施均匀化处理，然后以表2所示的制造条件进行热锻造，制作 的圆棒。

[0084] 比较例1未进行热锻造，比较例2～6进行了热锻造。此外，实施例1～10也进行了热锻造，其中，对于实施例5～10，在热锻造后实施了表3中的热处理A～C中的任一热处理。

[0085] 在热锻造后，或在之后的热处理后，进行各试件的组织观察，测定γ相和非共格γ’相的含有比例。

[0086] 此外，冷加工试验通过以下顺序进行。首先，利用冷拉伸加工以每次1mm使的圆棒缩径，通过3次加工使其缩径至

[0087] 试件中，对于不能进行拉伸加工的试件，将表2中的冷加工试验结果设为×。

[0088] 另一方面，对于所形成的能够进行拉伸加工并且也未产生裂纹的 的试件，将表2中的冷加工试验结果设为○。之后，在1000～1100℃下对一部分试片重复退火处理和冷加工，可加工成3mm的线材。

[0089] 由表2可知，比较例1～6的试件的冷加工试验结果全部为×，另一方面，实施例1～10的试件的冷加工试验结果全部为○。尤其非共格γ’相的析出量为25％以上且硬度为
370Hv以下的试样冷加工容易。

[0090] 在比较例1～6的试件中，尽管进行了热锻造，但不共格γ’的量止于0体积％，因此冷加工前的维氏硬度Hv为超过400的值，即，变成不可进行冷加工的硬度。这是因为，除了比较例4以外，锻造温度高于γ’相的固溶温度，锻造中未析出γ’相。对于比较例4，由于锻造温度略低于γ’相的固溶温度，因此少量析出非共格γ’相，但该析出量不足以改善冷加工性。比较例1～6的γ’相固溶温度分别为1134℃、1157℃、1183℃、1173℃、1115℃、1154℃。

[0091] 与此相对，实施例1～10的试件的维氏硬度Hv为能够进行冷加工的小于400的值。

[0092] 其中，进行热处理A～C中的任一热处理的实施例5～10的维氏硬度Hv与未实施热处理的实施例1～3相比，硬度相对降低。

[0093] 由此证实，利用上述方法进行锻造后，以1000℃以上并且以γ相和γ’相双相共存的温度范围进行均匀化处理，之后，缓慢冷却至比均匀化处理温度低100℃以上的温度，可使Ni基合金制品的硬度进一步降低，从而可更进一步提高冷加工性。

[0094] 另外，对于实施例1～8的试件，通过在第1次冷加工试验后实施退火处理，并重复冷拉伸，能够加工 的金属丝。

[0095] 表2中的冷加工前的不共格的γ’相的析出量与维氏硬度的关系以曲线的形式示在了图6。

[0096] 从该图可知，与γ相不共格的γ’相的析出量在20体积％处迎来曲线的拐点，在20体积％以上的范围，维氏硬度大幅降低，并且，在该20体积％以上的范围，维氏硬度达到能够进行冷加工的基准，即Hv小于400，基于该结果，将在1000℃以上进行热锻造而制造的Ni基合金制品中的非共格γ’相的含量规定为20体积％以上。

[0097] 此外，图7是表示热锻造-固溶、时效材与热锻造-冷加工-固溶、时效材的特性比的图。

[0098] 这里，以室温和700℃的温度下2种情况实施拉伸试验，进一步，在700℃下以载荷应力350MPa实施蠕变试验。

[0099] 从图7可知，2种情况的试件的拉伸特性和蠕变特性几乎相同。因此可知，对于如上所述的本发明的制造方法，热锻造后实施冷加工，之后进行固溶、时效处理而制造的Ni基合金构件可得到与利用不实施冷加工的制造方法制造的Ni基合金构件相同的强度。

[0100] 以上，利用附图对本发明的实施方式进行了详述，但具体构成不限于该实施方式，不脱离本发明的要旨的范围的设计变更等均属于本发明。

[0101] 符号说明

[0102] 1…Ni基合金制品，10、10A、10B…Ni基合金构件，B…晶界，M…γ相(母相)，P…γ’相(与γ相共格的γ’相)，P’…γ’相(与γ相不共格的γ’相)。