本発明は、結晶粒の整粒化及び微細化された良好なミクロ組織と、併せて粗粒部分の少ない良好なマクロ組織を有するNi基析出強化型合金に関するものである。一般に、合金,鉄鋼材料において、その結晶粒度が材料の強度に及ぼす影響は大きく、粗粒になれば材料の強度,延性が著しく低下する、Ni基析出強化型合金についても例外でなく、強度,延性に関しては、できるだけ細粒とするのが望ましい。クリープ破断強度に関しては微細すぎてもよくない。したがって、要求されるすべでの特性を十分に満足する理想的は結晶粒度としては、JISオーステナイト結晶粒度No4.0〜8.0程度である。No4.0~8.0.従来、Ni基析出強化型合金の結晶粒制御は、熱間加工後の個溶化処理によって行われている。通常の熱間加工つまり熱間塑性加工を与えただけでは十分に再結晶を生ぜず結晶粒は粗大なままであるが、粒界近傍だけが再結晶した混粒組織であることが多い。grains,整粒化するのである。)である場合には、再結晶はほとんど起らず、熱間加工後の組織の同様である。organization.また、固溶化温度を低温とすることは、強化相であるγ′生成元素としてのAl,Ti,Nb,Taの十分な固溶が行なわれずひいては時効処理を行なった場合に十分なγ′の析出が生じず、良好な特性を得ることができなくなる。)にて固溶化処理を行なうと再結晶を生じ整粒化されるものの、その結晶粒は非常に大きく、十分に機械的性質を満足するものとはなり難い場合が多い。前述の如く、Ni基析出強化型合金では固溶化処理温度の限界によってのみでは温度による結晶粒度のバラツキが大きく、機械的特性に秀れた微細,整粒の結晶粒を得ることは困難である。difficult.本発明は、この様な状況に対して、高い固溶化温度でも安定して結晶粒を微細,整粒に制御できるようにし、広い固溶化温度範囲にて安定して結晶粒の微細なNi基析出強化型合金を提供しようとするものである。volume0.5〜2.0%析出させることにより前述の問題点を解決するものである。Mn,Hf,Mg,希土類元素等を適宜添加でき、これらの添加は本発明には本質的に何ら影響をおよぼすものではない。invention.また、前述したようにJISオーステナイト結晶粒度Noは4〜8程度にすると機械的特性(クリープ破断強度)が良好になる。)にすることによって整粒化される場合、その再結晶粒は非常に大きくなり易い。これは結晶粒の成長をピニング効果によって抑制していた金属間化合物が固溶され再結晶の進行が急激に阻害されなくなることによるものである。)で結晶粒の成長を抑制してやることのできる金属間化合物に代わる他の抑制物質を析出させておけば十分高温まで結晶粒を制御できる様になるのである。of.この抑制物として適切なのはMC型炭化物である。MC型炭化物は、十分高温まで結晶粒を微細に保つためには体積%で0.5%以上が必要である。よってMC型炭化物の下限を体積%で0.5%とした。MC型炭化物を必要以上に析出させた場合、ファイバーフローに沿って炭化物が縞状に析出し、これと直角方向の機械的特性が著しく低下する様になる。carbidei,Nb,Taは強化相γ′の生成元素であり、MC型炭化物量が多くなると強化に寄与する有効Ti,Nb,Taを減少させることになり好ましくない。よってMC型炭化物の上限は体積%で2%までとする。Ni-base,一般にNi基析出強化型合金は強化相であるγ′生成元素としてAlを0.1〜7.0%およびTi,Nb,Taを1種または2種以上で1〜10%含有している。このTi,Nb,TaはそれぞれがCと結びついて、高温でも安定なMC型炭化物を形成する。temperature.また、Crは耐酸化性の付与及び固溶強化などの効果があり、5%以上必要であるが、一方30%を越えるとオーステナイトマトリックスの不安定化を招くので好ましくない。5%〜30%に限定される。30%.本発明では、上記元素以外に前述したような種々の添加元素を包含するものであるが、これら元素の添加は本発明には本質的に何ら影響をおよぼすものではない。本発明を以下実施例に基づき詳細に説明する。第1表に示す成分のNi基析出強化型合金を以下の処理を行った。44%角棒材まで鍛造を行ない空冷する。°C,1080°C,1110°Cのそれぞれの胃度で2hr保持後、空冷する固溶化処理を行なう。cooling.(2)の固溶化処理温度と結晶粒度の関係を示すのが第1図である。No.1.2.3それぞれ0.14%,0.42%,0.67%である。第1図より、本発明のMC型炭化物量(体積%)を含む試料No.1及びNo.2に比べ固溶処理温度に対する結晶粒度の依存性が小さく高温まで安定して結晶粒が微細であることがわかる。(x100)を示す図である。inventionNo.2の結晶粒が微細かつ整粒に制御されていることがわかる。700°C×16時間空冷の時効処理を施した後、常温で引張試験した結果を表2に示す。2向上しているにかかわらず延性はほぼ同等のレベルである。これから本発明による結晶粒の微細,整粒化により良好な機械的特性が得られることがわかる。第3表に示す成分のNi基析出強化型合金の100mm角ビレットを1150°Cに加熱して熱間圧延を行ない、直径11mmの棒材を作製した。mm.本棒材を1040°C及び1080°Cでそれぞれ保持時間4時間の固溶化処理後及び熱間圧延後のマクロ組織を示すのが第3図である。1080°Cの固溶化処理後でも、粗粒発生がなく良好なマクロ組織を有している。これに比して、試料No.4,5は固溶化処理により結晶粒が粗大化していることがわかる。第4表に示す成分のNi基析出強化型合金について以下の処理を行なった。44%角棒材まで鍛造を行い空冷する。1010°C,1040°Cのそれぞれの温度で1hr保持後空冷する固溶化処理を行なう。C..(2)の固溶化処理温度と結晶粒度の関係を示すのが第4図である。No.8,9,10それぞれ0.11%,0.43%,0.75%である。0.75%.第4図より、本実施例においても本発明のMC型炭化物量(体積%)を含む試料No.10は高温まで安定して微細であることがわかる。以上の如く本発明によれば、Ni基析出強化型合金の結晶粒制御が容易に行なえ、結晶粒度を微細,整粒とすることができ、ミクロ組織,マクロ組織,機械的特性の良好なNi基析出強化型合金を簡単に製造できる。1040°Cと1080°C固溶化処理後のマクロ金属組織を示す顕微鏡写真、第5図は本発明のさらにその他の実施例のNi基析出強化型合金のMC型炭化物量(体積%)による固溶処理温度と結晶粒度の関係を示す図である。is項いずれか記載の微細結晶粒Ni基析出強化合金。