Ni基超合金材料的制造方法与流程

本发明涉及一种用于制造γ'析出强化型Ni基超合金材料的方法。特别地，本发明涉及一种用于制造Ni基超合金材料的方法，该方法即使在材料为大尺寸合金材料的情况下也能够总体上得到细晶粒，并且能够赋予高机械强度。

背景技术：

已知有一种析出强化型Ni基超合金，其中由金属间化合物构成的微细析出物分散在Ni基质中。这种合金已被广泛用作在高温环境下需要机械强度的部件，例如用于燃气轮机或蒸汽轮机的部件。作为代表性的合金，可以提及一种含有Ti和Al的γ'析出强化型Ni基超合金，所述Ti和Al与Ni形成金属间化合物，其中该金属间化合物的γ'相微细地分散在作为Ni基质的γ相中。然而，在这样的合金中，当γ'相过度析出时，热加工性降低，并且晶粒不能通过锻造而被精加工，使得不能获得良好的机械强度。

例如，专利文献1公开了一种Ni基超合金材料的制造方法，其中在γ'析出强化型Ni基超合金中，通过过时效而使γ'晶粒变粗，从而确保热加工性，并且在锻造步骤中实现晶粒的细化，其中与被称为Waspaloy的合金相比，所述γ'析出强化型Ni基超合金中γ'相的含量更高。在这种方法中，将合金块加热到高于溶线温度Ts的温度，以形成γ'相的固溶体，然后将其缓慢冷却以使γ'相析出并生长，以形成过时效结构。随后，在低于Ts的温度下进一步进行锻造和旋转锻造，由此得到ASTM 12以上的微细晶粒。在该方法中，将溶线温度设定为1,110℃至1,121.1℃，其高于常用的同类合金物质的溶线温度。这是因为即使当在Ts以下的温度下进行锻造时也可以提高锻造温度，并且可以降低耐锻造性，而不会形成γ'粒子的固溶体。

此外，专利文献2公开了一种析出强化型Ni基超合金材料的制造方法，该Ni基超合金材料可以含有大量的γ'相。在该方法中，将铸块保持在溶线温度Ts以下的温度下，以使部分γ'相形成固溶体，然后缓慢冷却，由此通过过时效将γ'粒子转变成平均粒径为1.5μm以上的粗晶粒，从而能够确保热加工性。随后，通过挤出加工对合金结构进行细化，同时促进再结晶。据信，在这种情况下产生的空隙会通过随后的HIP处理而消除。

此外，专利文献3公开了一种Ni基超合金材料的制造方法，其中对热锻材料进行缓慢冷却过时效，并且在溶线温度Ts以下的预定温度下锻造，以获得不一致的γ'相，其与作为基质的γ相的晶格不具有连续性并且对机械强度没有很大的影响，从而确保了热加工性。在通过锻造进行上胶之后，进行固溶处理以将不一致的γ'相再次转移到固溶体中，然后通过进行时效处理使适形的γ'相析出。

专利文献1：JP-T-H05-508194

专利文献2：JP-A-H09-310162

专利文献3：JP-A-2016-3374

技术实现要素：

顺便提及，在γ'析出强化型Ni基超合金材料的制造方法中，当旨在增加待制造的材料尺寸时，通过单独锻造使晶粒细化，容易发生不均匀，因此优选抑制制造过程中晶粒粗化本身。

鉴于上述情况而作出了本发明，并且本发明的目的在于提供一种用于制造γ'析出强化型Ni基超合金材料的方法，即使当材料尺寸变大时，该方法也能提供微细合金结构。

根据本发明的Ni基超合金材料的制造方法是用于制造析出强化型Ni基超合金材料的方法，其中以质量％计，该析出强化型Ni基超合金材料具有由以下元素构成的成分组成：

C：大于0.001％且小于0.100％，

Cr：11％以上且小于19％，

Co：大于5％且小于25％，

Fe：0.1％以上且小于4.0％，

Mo：大于2.0％且小于5.0％，

W：大于1.0％且小于5.0％，

Nb：0.3％以上且小于4.0％，

Al：大于3.0％且小于5.0％，

Ti：大于1.0％且小于2.5％，和

Ta：0.01％以上且小于2.0％，以及

可任选的

B：小于0.03％，

Zr：小于0.1％，

Mg：小于0.030％，

Ca：小于0.030％，和

REM：0.200％以下，

余量为不可避免的杂质和Ni，

其中，当以原子％计的元素M的含量由[M]表示时，作为γ'相的固溶体温度的指标的([Ti]+[Nb]+[Ta])/[Al]×10的值为3.5以上且小于6.5，作为γ'相的产量的指标的[Al]+[Ti]+[Nb]+[Ta]的值为9.5以上且小于13.0，

所述方法包括：

开坯锻造步骤，其中在由作为γ'相的固溶温度的溶线温度Ts至熔点Tm的温度范围内进行锻造，并进行空气冷却，以形成平均晶粒尺寸为#1以上的坯料，

过时效热处理步骤，其中在Ts至Ts+50℃的温度范围内加热和保持坯料，然后将其缓慢冷却至Ts以下的温度Ts'，以使γ'相粒子析出并生长，并增加其平均间距，以及

晶粒细化锻造步骤，其中在Ts-150℃至Ts的温度范围内进行另一次锻造，并进行另一次空气冷却，

其中Ts为1,030℃至1100℃，并且

其中晶体生长受到过时效热处理引起的γ'相粒子的抑制，从而使得晶粒细化锻造步骤之后的总平均晶粒尺寸为#8以上。

根据本发明，将溶线温度控制得相对较低，以提供具有较大的平均间距的γ'相粒子。因此，在不降低热加工性的情况下抑制晶粒的粗化，其结果是，即使在大尺寸材料的情况下，也可以在整个材料上提供具有#8以上的微细晶粒尺寸的合金结构。

在上述发明中，过时效热处理后的γ'相粒子的平均间距可以为0.5μm以上。根据该方面，可以更可靠地抑制晶粒的粗化，而不降低热加工性。

在上述发明中，在过时效热处理步骤中，冷却至Ts'的冷却速率可以为20℃/小时以下，并且Ts'可以小于Ts-50。根据该方面，可以容易地获得具有大平均间距的γ'相，并且可以更可靠地抑制晶粒的粗化，而不降低热加工性。

在上述发明中，以质量％计，该成分组成可以包含选自以下元素构成的组中的至少一种元素：

B：0.0001％以上且小于0.03％，和

Zr：0.0001％以上且小于0.1％。

根据该方面，可以提高最终产品的高温强度而不降低其热加工性。

在上述发明中，以质量％计，该成分组成可以包含选自以下元素构成的组中的至少一种元素：

Mg：0.0001％以上且小于0.030％，

Ca：0.0001％以上且小于0.030％，和

REM：0.001％以上0.200％以下。

根据该方面，可以提高最终产品的高温强度，并且也可以更好地抑制热加工性的降低。

附图说明

图1是示出了根据本发明的Ni基超合金材料的制造方法的步骤的流程图。

图2是根据本发明的Ni基超合金材料的制造方法的各步骤的热处理图。

具体实施方式

将参考图1和图2对根据本发明的一个实例的用于制造Ni基超合金材料的方法进行描述。

如图1和图2所示，首先进行开坯锻造(S1)。在开坯锻造步骤S1中，在由作为γ'相的固溶温度的溶线温度T至熔点Tm的温度范围内对具有预定成分组成的合金的铸锭进行锻造，并进行空气冷却，从而将合金结构的晶粒尺寸控制为如JIS G0551:2013中所规定的粒度号#1以上。在开坯锻造步骤S1中，重要的是尽可能地获得整体均匀的坯料，使得在稍后描述的过时效热处理中使γ'相在坯料的整个区域中析出。因此，在开坯锻造步骤S1中，优选将锻造比控制为1.5S以上。顺便提及，根据坯料的尺寸可能不需要开坯，但是在这种情况下的锻造在本文中也称为“开坯锻造步骤”。此外，还优选在开坯锻造步骤S1之前进行均质化热处理。

上述预定成分组成是γ'析出强化型Ni基超合金的成分组成，其中，以质量％计，该γ'析出强化型Ni基超合金的组成由如下元素构成：

C：大于0.001％且小于0.100％，

Cr：11％以上且小于19％，

Co：大于5％且小于25％，

Fe：0.1％以上且小于4.0％，

Mo：大于2.0％且小于5.0％，

W：大于1.0％且小于5.0％，

Nb：0.3％以上且小于4.0％，

Al：大于3.0％且小于5.0％，

Ti：大于1.0％且小于2.5％，和

Ta：0.01％以上且小于2.0％，以及

可任选的，

B：小于0.03％，

Zr：小于0.1％，

Mg：小于0.030％，

Ca：小于0.030％，和

REM：0.200％以下，

余量为不可避免的杂质和Ni。

此外，当以原子％计的元素M的含量由[M]表示时，([Ti]+[Nb]+[Ta])/[Al]×10的值为3.5以上且小于6.5，且[Al]+[Ti]+[Nb]+[Ta]的值为9.5以上且小于13.0，

对以上两个表达式进行说明：

表达式1：[Al]+[Ti]+[Nb]+[Ta]；和

表达式2：([Ti]+[Nb]+[Ta])/[Al]×10。

表达式1表示形成γ'相的元素的总含量。也就是说，表达式1用作在比γ'相的固溶温度低的温度区域中增加γ'相的析出量的指标，换句话说，表达式1是用于提高待获得的锻造产品的高温强度的一个指标。对于表达式1的值，设定如上所述的下限以确保高温强度。此外，设定如上所述的上限以确保热锻造性。表达式2主要作为溶线温度水平的一个指标。也就是说，存在这样一种趋势，当Ti、Nb和Ta的含量增加时，溶线温度Ts升高，当Al的含量增加时，溶线温度Ts降低。对于表达式2的值，设定上述上限以使溶线温度Ts相对降低，并且设定上述下限值以确保待获得的产品的高温强度。

此外，对上述预定成分组成进行控制，使得溶线温度Ts为1,030℃至1100℃。例如，可以通过热分析等预先测定溶线温度，以确认温度落在上述范围内。在溶线温度Ts相对较低的情况下，溶线温度Ts到熔点Tm的间隔变宽，使得在比溶线温度Ts高的温度下的热锻造(即开坯锻造S1)变得容易。由此，可以有助于通过锻造实现结构的细化，并且可以获得粒度号(平均晶粒尺寸)为#1以上的上述合金结构。

对开坯锻造后的坯料进行过时效热处理(S2)。在过时效热处理S2中，将坯料加热并保持在溶线温度Ts以上Ts+50℃以下的温度范围内，然后缓慢冷却至Ts℃以下的温度Ts'。虽然保持时间取决于坯料的尺寸，但是保持时间优选为0.5小时以上，以便浸入(soaking)内部。此外，在缓慢冷却中，设定冷却速率，使得析出的γ'相能够生长以增加γ'相的粒子之间的平均间距。γ'相的粒子之间的平均间距优选为0.5μm以上。因此，此外，缓慢冷却时的冷却速率优选为20℃/小时以下。从生产效率、成本等观点出发，冷却速率的下限优选为5℃/小时，使得慢冷却不需要花费太多的时间。顺便提及，即使当进一步降低冷却速率时，析出的γ'相的量也不会增加。此外，在将温度Ts'控制为低于Ts-50℃的情况下，可以可靠地使γ'相析出并生长，使得该情况是优选的。在缓慢冷却之后，可以进行空气冷却，但是还可以在不进行空气冷却的情况下随后进行加热，以继续进行接下来的晶粒细化锻造步骤。

接着，在溶线温度Ts以下Ts-150℃以上的温度下使过时效坯料进行另一次锻造，以实现合金结构的晶粒的细化(晶粒细化锻造步骤S3)。如上所述，由于γ'相的粒子之间的平均间距变为宽达0.5μm以上，所以γ'相几乎不影响位错的迁移，因此可以降低耐热变形性。因此，热加工性变高，并且在晶粒细化锻造步骤S3中，可以赋予促进合金结构向坯料的内部再结晶的应变，使得可以完全获得微细合金结构。在此，优选将包括开坯锻造步骤S1的锻造比控制在2.0S以上。此外，当γ'相的粒子之间的平均间距变宽时，γ'相的粒子的平均粒度也变大，因此通过抑制晶界的迁移可以抑制晶粒的粗化。由于这样的晶粒细化锻造，可以完全获得具有这样的粒度(平均晶粒尺寸)的合金结构，该粒度为JIS G0551:2013中规定的粒度号#8。

因此，可以获得γ'析出强化型Ni基超合金材料。对于这样的合金材料，通过进一步的成形加工(如模锻造或机械加工)赋予了其作为部件所需的机械强度，特别是高温机械强度，该成形加工通过固溶热处理形成粗γ'相的固溶体，并通过时效处理来微细地析出γ'相。这些步骤是已知的，因此省略了细节描述。

根据上述制造γ'析出强化型Ni基超合金材料的方法，可以获得整体上具有平均晶粒尺寸为#8以上的微细合金结构的合金材料。由于在本实施例中使用的合金的溶线温度Ts相对较低，所以可以使整个工艺的设定温度相对较低，并且易于维持微细合金结构。也就是说，在整个生产工艺中可以抑制晶粒本身的粗化，因此即使当材料的尺寸(例如)是直径为10英寸以上的大尺寸坯料时，晶粒的细化也是可能的，而这不依赖于仅通过锻造来使晶粒细化。

实施例

以下将说明通过上述制造方法的合金材料的试生产的结果。

表1示出了用于试生产的Ni基超合金的成分组成。此外，表2示出了表达式1和2的值，该表达式1和2表示这些合金中的每一种合金的γ'相的构成元素和溶线温度之间的关系。此外，表3示出了各制造步骤的部分制造条件以及各制造步骤中的合金结构的评价。

以下将对试生产的生产条件及其评价结果进行说明。

首先，通过使用高频感应炉制造具有表1所示的成分组成的各熔融合金，由此制备50kg直径为130mm的铸锭。将获得的铸锭在1,180℃下保持16小时，以进行均质化热处理。然后，在由表3所示的各生产条件下，通过使用由组成标号表示的各合金来制造实施例1至7和比较例1至5的试验材料。

具体而言，在开坯锻造步骤S1中，在1,180℃或1,140℃(即由溶线温度Ts到熔点Tm的温度)的锻造温度下，以1.7的锻造比得到直径为100mm的坯料。顺便提及，仅在比较例5中，省略了开坯锻造步骤S1。在此，从每个试验材料中的一部分切出用于显微镜观察的样品，并测量和评价晶粒尺寸。将晶粒尺寸为#1以上的情况评价为良好，并将其他情况评价为差，其中良好和差在表3中的“晶粒尺寸A”一栏中分别记录为“A”和“C”。

在过时效热处理步骤S2中，将试验材料在保持温度下保持1小时，所述保持温度为溶线温度Ts加上表3中的“保持温度”栏中所示的各数值。此后，以表3中的“缓慢冷却速率”栏中所示的速率将试验材料缓慢冷却至950℃，其为低于Ts-50℃的温度，并进行空气冷却。此外，从试验材料的一部分切出用于显微镜观察的样品，并测量和评价γ'相的粒子之间的平均间距。在此，将平均间距为0.5μm以上的情况评价为良好，并将其他情况评价为差，其中良好和差在表3中的“平均γ'间距”一栏中分别记录为“A”和“C”。

在晶粒细化锻造步骤S3中，在1,030℃或1,060℃(其为从Ts-150℃至Ts的温度范围内的温度)的锻造温度下对试验材料进行另一次锻造，使得由铸锭尺寸的总锻造比为4.7，并且对可锻造性进行评价。此外，从通过这样的锻造获得的直径为60mm的试验材料中切出用于显微镜观察的样品，并测量和评价晶粒尺寸。对于可锻造性，将没有产生裂纹和/或缺陷的情况评价为良好，将产生轻度裂纹和/或缺陷的情况评价为中等，并将产生裂纹的情况评价为差，其中该良好、中等和差在表3中的“热加工性”一栏中分别记录为“A”、“B”和“C”。此外，将晶粒尺寸为#8以上的情况评价为良好，并将其他情况评价为差，其中该良好和差在表3中“晶粒尺寸B”一栏中分别记录为“A”和“C”。

如表3所示，除了实施例6和7中的“热加工性”为中等以外，实施例1至7中的“晶粒尺寸A”、“平均γ'间距”、“热加工性”和“晶粒尺寸B”均为良好。

在比较例1中，过时效热处理步骤S2中的保持温度高达Ts+80℃，结果，其“平均γ'间距”、“热加工性”和“晶粒尺寸B”被评价为差。据认为，这是因为保持温度过高，超过Ts+50℃，因此在开坯锻造步骤S1之后通过冷却析出的大部分γ'相的粒子在过时效热处理步骤S2中的保持期间形成固溶体，在缓慢冷却期间形成大量的γ'相的析出核，因此未获得粗γ'粒子。因此，还认为，γ'相微细地分散，γ'相之间的平均间距变窄，位错的迁移受到抑制，因此热加工性降低。此外，据认为不能充分获得防止晶界迁移的这种粗γ'相粒子，在晶粒细化锻造步骤S3中晶粒容易生长，因此不能得到微细的合金结构。

在比较例2中，过时效热处理步骤S2中的冷却速率高达50℃/小时，结果其“平均γ'间距”和“晶粒尺寸B”被评价为差。据认为，这是因为在过时效热处理步骤S2中的冷却期间形成了大量的γ'相的析出核，因此不能使γ'相的粒子充分地生长。因此，也认为γ'相微细地分散，γ'相间的平均间距变窄，位错的迁移受到抑制，由此热加工性降低。此外，据认为不能充分获得防止晶界的迁移的这种粗γ'相粒子，在晶粒细化锻造步骤S3中晶粒容易生长，因此不能得到微细的合金结构。

在比较例3和4中，在过时效热处理步骤S2中保持温度低至Ts-10℃，结果其“平均γ'间距”和“晶粒尺寸B”被评价为差。据认为，这是因为在开坯锻造步骤S1之后通过快速冷却形成的微细γ'相不会形成固溶体并被保留。因此，也认为γ'相微细地分散，γ'相间的平均间距变窄，位错的迁移受到抑制，由此热加工性降低。此外，据认为不能充分获得防止晶界迁移的这种粗γ'相粒子。因此，据认为在晶粒细化锻造步骤S3中晶粒容易生长，因此不能得到微细的合金结构。顺便提及，据认为由于γ'相在过时效热处理步骤S2中的保持期间不会形成固溶体，所以即使在之后改变冷却速率，在比较例3和4中也不能观察到显著差异。

在比较例5中，如上所述，省略了开坯锻造步骤S1，结果其“晶粒尺寸A”、“平均γ'间距”、“热加工性”和“晶粒尺寸B”均被评价为差。据认为，这是因为由于省略了开坯锻造步骤S1，因此整体上不能获得均质的合金结构。因此，据认为即使在过时效热处理步骤S2中，部分地含有大量的γ'相以形成微细的γ'相粒子，其平均间距变窄，位错的迁移受到抑制，由此热加工性降低。此外，据认为不能充分获得防止晶界的迁移的这种粗γ'相粒子。此外，在开坯锻造步骤S1之前的均质化热处理中，晶粒原来较大，因此，即使在晶粒细化锻造步骤S3中也不能获得微细的合金结构。

如上所述，与比较例1至5相比，实施例1至7中可以获得具有微细的合金结构的各合金材料。顺便提及，如上所述，由于本实施例中使用的每种合金具有相对较低的溶线温度Ts，所以可以将固溶热处理的温度等设定得相对较低。由此，能够整体地抑制在开坯锻造步骤S1期间和之后的晶粒的生长，因此即使在大尺寸的产品的情况下，也能够在内部获得微细的合金结构。

顺便提及的是，以下确定了能够提供高温强度和热锻造性的合金的组成范围，该高温强度和热锻造性与包括上述实施例的Ni基超合金的高温强度和热锻造性几乎相同。

C与Cr、Nb、Ti、W、Ta等结合以形成各种碳化物。特别地，具有高固溶温度的Nb基碳化物、Ti基碳化物和Ta基碳化物通过其钉扎效应可以抑制晶粒在高温环境下通过晶粒的生长而粗化。因此，这些碳化物主要抑制韧性的降低，因此有助于提高热锻造性。另外，C在晶界中析出Cr基碳化物、Mo基碳化物、W基碳化物和其它碳化物，以强化晶界，由此有助于机械强度的提高。另一方面，在过量添加C的情况下，碳化物过度形成并且由于碳化物的偏析等使合金结构不均匀。此外，碳化物在晶界中的过度析出导致热锻造性和机械加工性的降低。考虑到这些事实，C的含量(以质量％计)在大于0.001％且小于0.100％的范围内，优选在大于0.001％且小于0.06％的范围内。

Cr是用于致密地形成Cr₂O₃的保护性氧化物膜的不可或缺的元素，并且Cr提高了合金的耐腐蚀性和抗氧化性以提高生产率，并且还使得可以长时间使用该合金。此外，Cr与C结合以形成碳化物，从而有助于机械强度的提高。另一方面，Cr是铁素体稳定元素，其过量添加使得Ni基质的FCC结构不稳定，从而促进作为脆化相的σ相或拉夫斯(Laves)相的生成，并且导致热锻造性、机械强度和韧性的降低。考虑到这些事实，Cr的含量(以质量％计)在11％以上且小于19％的范围内，优选在13％以上且小于19％的范围内。

Co通过在Ni基超合金的基质中形成固溶体来提高热锻造性并且也提高高温强度。另一方面，Co是昂贵的，因此考虑到成本，其过量添加是不利的。考虑到这些事实，Co的含量(以质量％计)在大于5％小于25％的范围内，优选在大于11％小于25％的范围内，更优选在大于15％小于25％的范围内。

根据原料的选择，Fe是合金制造时不可避免地混入合金中的元素，并且当选择具有较大的Fe含量的原料时，可以抑制原料成本。另一方面，其过量的含量导致机械强度的降低。考虑到这些事实，Fe的含量(以质量％计)在0.1％以上且小于4.0％的范围内，优选在0.1％以上且小于3.0％的范围内。

Mo和W是固溶强化型元素，其在Ni基超合金的基质中形成固溶体，并且使晶格扭曲以增加晶格常数。此外，Mo和W都与C结合以形成碳化物并增强晶界，从而有助于机械强度的提高。另一方面，它们的过量添加促进σ相和μ相的生成，以降低韧性。考虑到这些事实，Mo的含量(以质量％计)在大于2.0％小于5.0％的范围内。另外，W的含量(以质量％计)在大于1.0％小于5.0％的范围内。

Nb、Ti和Ta与C结合以形成具有相对高的固溶温度的MC型碳化物，从而在固溶热处理之后抑制晶粒的粗化(钉扎效应)，从而有助于高温强度和热锻造性的提高。此外，与Al相比，Nb、Ti和Ta具有大的原子半径，并且在γ'相(Ni₃Al，其为强化相)的Al位置上被取代以形成Ni₃(Al,Ti,Nb,Ta)，从而使晶体结构变形以提高高温强度。另一方面，它们的过量添加提高了γ'相的固溶温度，形成了与铸造合金的情况一样的作为初晶(primary crystal)的γ'相，结果，形成共晶合金γ'相以降低机械强度。此外，由于Nb和Ta均具有大的比重，因此增加了材料的比重，并且特别在大尺寸材料中，导致比强度的降低。此外，Nb可以形成会转变为δ相的γ”相，该δ相降低了700℃以上的机械强度。考虑到这些事实，Nb的含量(以质量％计)在0.3％以上且小于4.0％的范围内，优选在1.0％以上且小于3％的范围内，更优选在2.1％以上且小于3.0％的范围内。Ti的含量(以质量％计)在大于1.0％且小于2.5％的范围内。Ta的含量(以质量％计)在0.01％以上且小于2.0％的范围内。

Al是用于制造γ'相(Ni₃Al)的特别重要的元素，并且降低γ'相的固溶温度以改善热锻造性，其中该γ'相为强化相以提高高温强度。此外，Al与O结合以形成Al₂O₃的保护性氧化物膜，因此提高了耐腐蚀性和抗氧化性。此外，由于Al主要产生γ'相以消耗Nb，所以可以抑制如上所述的由于Nb导致的γ”相的产生。另一方面，其过量添加提高了γ'相的固溶温度，并且过度析出γ'相，使得热锻造性降低。考虑到这些事实，Al的含量(以质量％计)在大于3.0％小于5.0％的范围内，优选在大于3.40％小于4.5％的范围内。

B和Zr在晶界处偏析以强化晶界，因此有助于提高加工性和机械强度。另一方面，由于B和Zr在晶界处过度偏析，它们的过量添加损害了延展性。考虑到这些事实，B的含量(以质量％计)可以在0.0001％以上且小于0.03％的范围内。Zr的含量(以质量％计)可以在0.0001％以上且小于0.1％的范围内。顺带提及的是，B和Zr不是必须的元素，并且可以选择性地添加B和Zr中的一者或两者作为任意的元素。

Mg、Ca、REM(稀土金属)有助于提高合金的热锻造性。此外，Mg和Ca可以在合金熔融期间充当脱氧剂或脱硫剂，并且REM有助于提高抗氧化性。另一方面，由于它们在晶界处的浓度等，它们的过量添加降低了热锻造性。考虑到这些事实，Mg的含量(以质量％计)可以在0.0001％以上且小于0.030％的范围内。Ca的含量(以质量％计)可以在0.0001％以上且小于0.030％的范围内。REM的含量(以质量％计)可以在0.001％以上0.200％以下的范围内。顺带提及的是，Mg、Ca和REM不是必需元素，可以选择性地添加其中的一者或两者或更多作为任意的元素。

虽然上面已经描述了根据本发明的典型实施例，但是本发明并不必限于此。本领域技术人员将能够在不脱离所附权利要求的情况下找到各种替代的实施例和改变的例子。

本申请基于2016年11月28日提交的日本专利申请No.2016-230364，通过引用将其内容并入本文。