CN101946015A - 具有优良的不易产生偏析的性能的Ni基高温合金 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的是在制造包含Ni基高温合金的材料时，减少条纹型偏析的发生。本发明涉及一种具有优良的不易产生偏析的性能的Ni基高温合金，其特征在于，包含：0.005～0.15质量％的C、8～22质量％的Cr、5～30质量％的Co、等于或大于1质量％且小于9质量％的Mo、5～21质量％的W、0.1～2.0质量％的Al、0.3～2.5质量％的Ti、最高0.015质量％的B和最高0.01质量％的Mg，其余包含Ni和不可避免的杂质。

Description

具有优良的不易产生偏析的性能的Ni基高温合金
技术领域
本发明涉及一种Ni基高温合金，所述Ni基高温合金特别适用于制造大型锭，并且在锭的制造期间，可有效地减少条纹型偏析的发生。
背景技术
从必须降低化石燃料的消耗、防止全球变暖等观点来看，期望在更高的效率下运行USC(超超临界压力(ultra-supercritical pressure))装置。特别地，近来具有将高效率的燃煤火力发电站作为21世纪发电站的强烈趋势。正在开发可用于下一代发电的涡轮转子、锅炉构件等，所述下一代发电利用具有超过700℃主蒸汽温度的超超临界压力蒸汽。
从耐热温度的立场而言，因为要用作用于涡轮转子的材料的耐热材料曝露于具有超过700℃的高温的蒸汽下，所以不再使用相关技术的铁素体耐热钢。除了将Ni基合金应用于所述材料中之外，别无他法。
许多Ni基高温合金为析出强化型合金。在制造这种类型的合金时，为了获得满意的高温强度，添加少量的Ti或Al，或者还添加少量Nb，并以奥氏体(下文中用γ表示)基体的形式精细且结合地形成析出相以强化所述体系，所述析出相由称作γ主相(下文中用γ′表示)的Ni3(Al、Ti)和/或称作γ双主相(用γ″表示)的Ni3(Al、Ti)Nb构成。Inconel(商标；下文中同样适用)706和Inconel 718属于该类型。
除了利用γ′相的析出强化之外，还有以下类型的合金：其中通过利用M23C6碳化物的固溶体强化和分散强化来以多种方式强化所述体系，例如沃斯帕洛伊合金(Waspaloy)，以及所谓的固溶体强化型合金：所述固溶体强化型合金几乎不含析出强化元素，并且其中通过利用Mo和W的固溶体强化来强化所述系统。后一种类型用Inconel 230表示。
近来，从关于这种奥氏体耐热合金与铁素体钢构件之间的热膨胀之差的问题或关于热疲劳强度的问题的立场而言，如在专利文献1、专利文献2、专利文献3和专利文献4中所公开的，也已经提出了一种析出强化型Ni基合金，所述析出强化型Ni基合金具有等于或优于铁素体耐热钢的低热膨胀系数，并且尽管如此，其仍具有比所述铁素体耐热钢更优异的高温材料性能。
专利文献1：JP-A-2005-314728
专利文献2：JP-A-2003-13161
专利文献3：JP-A-9-157779
专利文献4：JP-A-2006-124776
发明内容
本发明所要解决的问题
另一方面，在主蒸汽温度超过700℃的高温环境中，材料性能也对产物的不均匀性极其敏感。材料的不均匀性导致微观偏析并导致非金属杂质和有害的金属间化合物的形成，从而显著地降低了材料的性能。据此，要用于这种环境的材料需要具有高度的均匀性。特别地，尽管在专利文献1、专利文献2、专利文献3或专利文献4中添加的W在降低热膨胀系数和提高材料性能方面是有效的，但是其具有以下缺点。在W和Ni之间有极大的密度差，这使得凝固的机理复杂化，并且是促进条纹型偏析的主要原因，所述条纹型偏析是多种缺陷的起因。而且，在大型锭的情况下，因为凝固速率低，所以易于发生宏观偏析。当所述合金含有可促进产生偏析条纹的元素如W时，难以制造可用作例如涡轮转子或外壳的具有优异品质的大型锭。
为了解决上述问题，完成了本发明。本发明可有效地降低含W的Ni基合金的发生偏析的可能性。通过应用本发明，能够在不显著降低材料性能的情况下，减少条纹型偏析的发生。能够提供一种用于制造具有优异品质的大型锭的方法，所述大型锭的偏析减少并且适用于制造大型构件。
解决问题的手段
要添加至Ni基合金中的析出强化元素如Al、Ti和Nb，以及固溶体强化元素如Mo和W，根据其组合和含量，在凝固界面的分配系数发生变化。特别是在密度与Ni显著不同的元素的情况下，其分配系数与1相差越大，熔融金属基体与熔融金属浓缩部分之间的密度差增加得越大，并且对发生条纹型偏析的促进越大。因此，为了大大提高含W的Ni基合金的不易产生偏析的性能，重要的是，应该使W的分配系数，而不是密度与Ni只有轻微差异的Mo的分配系数，或者少量添加的Al、Ti或Nb的分配系数，接近于1。这是因为W是以相对大量添加的固溶体强化元素，并且其密度显著不同于Ni的密度。
通常已知，作为一种固溶体强化元素，Co是有助于高温结构稳定性的元素。然而，本发明人已经发现，通过添加Co，不仅能够使析出强化元素Al、Ti和Nb的分配系数接近于1，而且能够使高度促进产生偏析条纹的W的分配系数接近于1，从而降低了熔融金属基体与熔融金属浓缩部分之间的密度差。结果，很明显，能够大大降低条纹型偏析在含W的Ni基高温合金中的发生率。由此完成了本发明。
本发明通过下述手段来达到所述目的。
<1>一种具有优良的不易产生偏析的性能的Ni基高温合金，其特征在于，含有：0.005～0.15质量％的C、8～22质量％的Cr、5～30质量％的Co、等于或大于1质量％且小于9质量％的Mo、5～21质量％的W、0.1～2.0质量％的Al、0.3～2.5质量％的Ti、最高0.015质量％的B和最高0.01质量％的Mg，其余包含Ni和不可避免的杂质。
<2>如<1>所述的具有优良的不易产生偏析的性能的Ni基高温合金，其特征在于，还含有最高0.2质量％的Zr和最高0.8质量％的Hf中的一种或两种。
<3>如<1>或<2>中所述的具有优良的不易产生偏析的性能的Ni基高温合金，其特征在于，还含有Nb和Ta中的一种或两种，所述Nb和Ta的总量使得Nb+1/2Ta≤1.5质量％。
<4>如<1>～<3>中任一项所述的具有优良的不易产生偏析的性能的Ni基高温合金，其特征在于，所述Ni基高温合金可被用作用于发电机构件的锻钢或发电机构件的铸钢的材料。
本发明的优点
本发明具有优良的不易产生偏析的性能的Ni基高温合金产生了以下效果。W的凝固界面的分配系数接近于1，同时保持了材料的性能，且能够降低熔融金属基体与熔融金属浓缩部分之间的密度差，所述W的密度与Ni的密度明显不同。因此，能够降低条纹型偏析的发生率，并且能够制造具有优异品质的大型锭，所述大型锭的偏析减少并且适用于制造大型构件。
附图说明
图1显示了对于实施例中试验材料的液相密度差异的相对评价的结果。
图2为作为附图替代品的照片(放大倍数：0.4倍)，所述照片显示了实施例中比较材料(B17号)和本发明材料(B3号)的宏观偏析试验结果的金相结构。
图3显示了实施例中试验材料的偏析临界值的相对评价结果。
图4显示了实施例中的试验材料在室温和高温(700℃)下的0.2％屈服强度(Y.S.)。
图5显示了实施例中的试验材料在室温和高温(700℃)下的伸长率(E1.)。
图6显示了实施例中的试验材料在室温和高温(700℃)下的拉伸强度(T.S.)。
图7显示了实施例中的试验材料在室温和高温(700℃)下的断面收缩率(R.A.)。
图8为显示实施例中试验材料的夏氏吸收能(Charpy absorbed energy)的值的图。
具体实施方式
下面将说明本发明的一个实施方案。
合金的组成
下面将说明限制本发明合金组成的原因。
在以下说明中，所有含量值均按照质量％或质量ppm提供。
C：0.005～0.15％
C与Ti结合以形成TiC，并与Cr和Mo结合以形成M6C、M7C3和M23C6型的碳化物。C抑制合金晶粒增大，还有助于提高高温强度。而且，在晶界处析出适当量的M6C和M23C6碳化物，从而强化晶界。据此，C是本发明中的必需元素。当C的含量为0.005％以上时，获得了那些效果。当C的含量为0.15％以下时，能够确保析出强化所需要的Ti的量，并且能够减少在老化处理期间，在晶界处析出的Cr碳化物的量。因此，合金不会遭受晶界脆化，并且能够保持延展性。因此，将要添加C的量限制在0.005％～0.15％的范围内。基于相同的原因，优选的是，其下限和上限分别应该为0.01％和0.08％。
Cr：8～22％
Cr是提高合金的耐氧化性、耐腐蚀性和强度所必需的元素。而且，Cr与C结合以作为碳化物析出，从而提高了高温强度。从使Cr产生这些效果的观点来看，Cr的含量必须为至少8％。然而，其含量太高会降低基体的稳定性并促进形成有害的TCP相如σ相和α-Cr，从而导致对延展性和韧性产生不利影响。因此，将Cr的含量限制在8～22％的范围内。基于相同的原因，优选的是，其下限和上限分别应该为10％和15％。其上限更优选为13％。
Co：5～30％
在本发明中，Co是使W的分配系数接近于1，并从而大大提高不易产生偏析的性能的必需元素，W的密度显著不同于Ni的密度，并且W是发生条纹型偏析的原因。Co还可有效地使析出强化元素如Al、Ti和Nb的分配系数接近于1。当合金中Co的含量为5％以上时，充分获得了那些效果。当其含量为30％以下时，能够保持满意的可锻性，并且较少容易产生称作μ相(Laves相)的TCP相。因此，这种合金能够在高温下具有稳定的基体结构，并保持满意的高温结构稳定性。因此，将Co的含量限制在5～30％的范围内。基于相同的原因，优选的是，其下限和上限应该分别为10％和20％。
Mo：等于或大于1％且小于9％
Mo不仅作为在基体中主要形成固溶体以强化基体自身的固溶体强化元素是有效的，而且在γ′相中形成固溶体并置换存在于所述γ′相的Al位点处的Al，从而提高所述γ′相的稳定性。因此，Mo在提高高温强度和提高结构的稳定性方面是有效的。当Mo的含量为1％以上时，充分获得了这些效果。当其含量小于9％时，较少容易产生称作μ相(Laves相)的TCP相。因此，这种合金能够在高温下具有稳定的基体结构，并保持满意的高温结构稳定性。因此，将Mo的含量限制在等于或大于1％且小于9％的范围内。基于相同的原因，优选的是，其下限和上限应该分别为3.0％和7.0％。
W：5～21％
与Mo类似，W不仅作为在基体中形成固溶体以强化基体自身的固溶体强化元素是有效的，而且在γ′相中形成固溶体置换存在于所述γ′相的Al位点处的Al，从而提高所述γ′相的稳定性。因此，W在提高高温强度和提高结构的稳定性方面是有效的。而且，W还具有降低热膨胀系数的效果。只要W的含量合适，就不会发生TCP相的析出，因此不会损害结构稳定性。然而，其含量太高会导致α-W的析出，这不仅会降低结构稳定性，还会大大损害热加工性能。因此，将W的含量限制在5～21％的范围内。基于相同的原因，优选的是，其下限和上限应该分别为7.0％和15.0％。
Al：0.1～2.0％
Al与Ni结合以析出γ′相，从而有助于合金的强化。在Al的含量小于0.1％的情况下，不能获得充分的析出强化。其含量太高使得在晶界处产生粗糙的γ′相聚集体，这导致浓缩区域和无析出区域，从而导致高温性能下降并使缺口敏感性劣化。因此，大大降低了机械性能。另外，其含量过高会导致热加工性能下降以及可锻性变差。因此，将Al的含量限制在0.1～2.0％的范围内。基于相同的原因，优选的是，其下限和上限应该分别为0.5％和1.5％。
Ti：0.3～2.5％
Ti不仅主要用来形成MC碳化物并抑制合金晶粒的增大，而且跟Al类似，与Ni结合以析出γ′相，从而有助于合金的强化。从充分获得该功能的观点来看，Ti的含量必须在0.3％以上。然而，其含量太高会降低γ′相的高温稳定性并产生η相析出，从而导致强度、延展性、韧性和长期结构稳定性下降。因此，将Ti的含量限制在0.3～2.5％的范围内。基于相同的原因，优选的是，其下限和上限应该分别为0.5％和2.0％。
Nb+1/2Ta≤1.5％
Nb和Ta为与Al和Ti类似的析出强化元素，并且析出γ″相，从而有助于合金强化。因此，根据需要来引入Nb和Ta。然而，大量引入Nb和Ta易于导致金属间化合物的析出如Laves相和σ相，这会大大损害结构稳定性。因此，根据需要引入的Nb和Ta的含量按照Nb+1/2Ta的值换算为1.5％以下。
基于如上述相同的原因，优选的是，其含量的上限按照Nb+1/2Ta的值换算为1.0％以下。从充分获得所述功能的观点来看，所述Nb+1/2Ta的值优选为0.1％以上，更优选0.2％以上。
B：0.015％以下
B在晶界处偏析，从而有助于高温性能。因此，根据需要来引入B。然而，其引入的量太大易于导致硼化物的形成，这导致晶界脆化，而不是强化。因此，根据需要引入的B的含量为0.015％以下。从充分获得所述功能的观点来看，优选的是，所述合金中B的含量应该为0.0005％以上。基于如上述相同的原因，其含量的上限优选为0.01％。
Zr：0.2％以下
与B类似，Zr在晶界处偏析，从而有助于高温性能。因此，根据需要来引入Zr。然而，其引入的量太大会降低合金的热加工性能。因此，根据需要引入的Zr的含量为0.2％以下。从充分获得所述功能的观点来看，优选的是，合金中Zr的含量应该为0.001％以上，更优选0.02％以上。基于如上述相同的原因，其含量的上限优选为0.08％。
Hf：0.8％以下
与B和Zr类似，Hf在晶界处偏析，从而有助于高温性能。因此，根据需要来引入Hf。然而，其引入的量太大会降低合金的热加工性能。因此，根据需要引入的Hf的含量为0.8％以下。从充分获得所述功能的观点来看，优选的是，合金中Hf的含量应该为0.05％以上，更优选0.1％以上的量。基于如上述相同的原因，其含量的上限优选为0.5％。
Mg：0.01％以下
Mg具有主要与S结合以形成硫化物并提高热加工性能的效果。因此，根据需要来引入Mg。然而，其引入的量太大会导致晶界脆化，而不是强化，并且大大降低热加工性能。因此，将Mg的含量限制在最高0.01％的范围内。从充分获得所述功能的观点来看，优选的是，Mg的含量应该为0.0005％以上。
其余：Ni和不可避免的杂质
本发明Ni基合金的其余包含Ni和不可避免的杂质。所述不可避免的杂质的实例包括Si、Mn、P、S、O和N。所述各种不可避免的杂质的允许含量优选为如下：Si：最高0.3％；Mn：最高0.2％；P：最高0.01％；S：最高0.005％；O：最高30ppm以及N：最高60ppm。
Si的含量太高会降低合金的延展性并损害不易产生偏析的性能。因此，优选将Si的含量限制为0.3％以下。其含量更优选小于0.1％，还更优选小于0.05％。
制造方法
通过普通方法能够制造锭形式的本发明的Ni基合金，并且制造方法不受特殊限制。然而，优选的是，本发明的合金应该含有尽可能少的杂质如Si、Mn、P、S、O和N。因此，优选使用合适的熔化方法，如使用VIM和ESR方法的所谓的双重熔化法或使用VIM、ESR和VAR方法的所谓的三重熔化法。
通常，对制造的Ni基合金锭进行热锻，从而破坏铸造结构，通过压力结合来消除内部空隙并扩散偏析的成分。在本发明中，用于热锻的条件不受特殊限制，例如能够以普通方法进行所述热锻。
在热锻之后，将所述合金加热至重结晶温度以上以进行溶液处理。这种溶液处理能够在例如1000～1250℃下进行。关于溶液处理的时间周期，可根据材料的尺寸和形状等来设定合适的周期。在本发明中，能够使用已知的加热炉来进行所述溶液处理，并且加热方法和加热装置不受特殊限制。在溶液处理之后，通过例如空气冷却来冷却所述合金。
在溶液处理之后，使用已知的加热炉等进行第一老化处理。在700℃～1000℃的温度下进行这种老化处理。在本发明中，关于加热至老化处理的温度，加热速率不受特殊限制。在所述第一老化处理之后，进行第二老化处理。可连续实施所述第一和第二老化处理。或者，可在使所述合金暂时达到室温之后实施所述第二老化处理。关于在使合金达到室温之后要实施的第二老化处理，可以使用相同的加热炉等，或能够使用另一个加热炉等。
优选地，在从所述第一老化处理至第二老化处理期间，应该通过随炉冷却、风扇冷却等来冷却所述合金，并接着进行所述第二老化处理。冷却速率优选为20℃/小时以上。
第二老化处理之后的冷却速率不受特殊限制，并且可以在空气中使合金冷却或者能够通过强制冷却等来冷却所述合金。尽管可以以上述方式来进行本发明方法中的第一和第二老化处理，但是这并不旨在排除任意后续老化处理。能够根据需要来进行第三和后续老化处理。
实施例
接下来说明本发明的一个实施方案。
对分别具有表1中所示的化学组成的约100g的各种试验材料进行相同的单向凝固试验，以从底部单向凝固所述材料，所述单向凝固试验为如同文献(日本製鋼所技報，第54期(1998年8月)，″Ni基超合金の偏析出現機構(Ni基高温合金中的偏析机理)″，第106页)中所述的试验。即，使用立式电阻炉进行该试验。这种试验炉包括装备有加热元件的炉体，并且所述炉体具有升降机，从而能够在试验期间改变所述炉体的垂直位置。在所述试验中，将约100g的各种试验材料放入塔曼(Tammann)管中，并对该管进行设置使得处于熔融状态中的试验材料的表面位于均热区的最低区域。即，对所述试验材料进行布置，使得在垂直方向上具有温度梯度。对温度进行设置，从而使得即使在其中试验材料具有最低温度的坩埚最底部，也能充分熔化所述试验材料。在氩气气氛(流速为500cc/分钟)中，在炉体内加热所述试验材料。在确定全部试验材料都已经熔化之后，将受控温度降低约50℃，并在约1mm/分钟的速率下将炉体升高20～30mm。这种操作使得所述试验材料的底部离开均热区，从而从底侧向上单向凝固所述试验材料。在完成上升之后，立即在相同速率下将炉体降低5mm，从而在凝固前沿获得平滑的界面。在完成下降之后，打开炉盖，并将所述试验材料与坩埚一起取出，并立即引入水中以进行急冷凝固。
垂直切割得到的试验材料，并腐蚀切割表面以确定界面。之后，对该试验材料进行EPMA线分析，以确定固相部分和液相部分的浓度，并计算平衡分配系数值。从得到的平衡分配系数值来计算熔融金属基体的密度和熔融金属浓缩部分的密度，并确定熔融金属基体与熔融金属浓缩部分之间的密度差Δρ。熔融金属基体与熔融金属浓缩部分之间的密度差Δρ显示了合金偏析的趋势。Δρ值越小，则合金偏析越少。将因此确定的Δρ值与被当作是1的比较材料13号的值进行比较。将这种比较评价的结果示于图1中。
从图1中可明显发现以下情况。在比较材料(13号～16号)中，熔融金属基体与熔融金属浓缩部分之间的密度差随着W量的增大而增大。然而，在本发明材料(1号～12号)中，Δρ的值随着Co量的增大而降低，与W的含量无关。另一方面，通过向无W的比较材料(13号)中添加Co而得到的比较材料(17号～20号)几乎具有相同的Δρ值。即，很明显，通过向含W的Ni基高温合金中添加Co，能够降低Δρ值并能够使得合金不易发生偏析。
Figure BPA00001201234400121
随后，以与文献(日本製鋼所技報，第54期(1998年8月)，″Ni基超合金の偏析出現機構(Ni基高温合金中的偏析机理)″，第105页)中相同的方式，使用用于单向凝固的水平炉进行宏观偏析试验，以对经受条纹偏析的趋势进行实验比较。这种水平单向凝固试验是用于模拟用于实际装置中的凝固条件并实验地再现条纹偏析的最基本试验方法。
用于单向凝固的这种水平炉包括矩形硅碳棒电阻炉、由氧化铝制成的矩形双坩埚和冷却元件。在这种炉子中，能够使用压缩空气冷却，以恒定速率从侧面开始进行凝固。为了使大型钢锭中发生的偏析可以在小型钢锭中发生，必要的是，在获得钢锭时使用降低的凝固速率。在这种装置中，通过控制炉中钢的保持温度和冷却空气的量，能够再现制造大型钢锭时所使用的凝固条件。
在所述试验中，将分别具有表2中所示组成的14kg的各种Ni基合金(B1号～B9号、B17号～B20号、B22号和B23号，其中其余为Ni和不可避免的杂质)熔化并浇铸到由氧化铝制成的矩形坩埚中。之后，立即将压缩空气通过布置在坩埚侧面的冷却元件，从而从具有冷却元件的侧面，在水平方向上单向凝固所述熔融物。因此，制造了试验材料。在图2中，显示了作为实施例的比较材料(B17号)和本发明材料(B3号)的宏观偏析试验结果。图中的箭头指明在铸件中产生偏析条纹的位置。
Figure BPA00001201234400141
从图2中可明显看出，比较材料(B17号)的锭具有许多明显的偏析条纹。另一方面，与比较材料相比，本发明材料(B3号)具有少得多的偏析条纹，并确定已经大大提高了不易产生偏析的性能。
而且，从试验材料的水平单向凝固试验的结果，计算了偏析的临界值α，并对试验材料经受条纹型偏析的趋势进行了定量比较。如文献(鉄と鋼，第63卷，1977年，第1期，″逆V偏析の生成条件について(“A”偏析的形成条件)，第53-62页)中所述，从两者都在凝固前沿测定的冷却速率ε(℃/分钟)和凝固速率R(mm/分钟)之间的关系，通过要求ε·R1.1≤α来给出偏析的临界值α。α值随合金的不同而变化。即，通过热条件中的两个因素，即两者都在凝固前沿测定的冷却速率和凝固速率，可显著影响条纹型偏析。实验上已经证明，当偏析的临界值α满足要求ε·R1.1≤α时，不会发生条纹型偏析。
在用于该试验中使用的单向凝固的水平炉中，利用布置在所述炉中的六个热电偶能够检查各种试验材料的温度下降曲线。从该温度下降曲线，可计算凝固前沿的冷却速率ε(℃/分钟)，所述凝固前沿具有与凝固分数0.3相对应的温度并位于发生条纹型偏析的位置。同样地，从发生条纹型偏析的位置和温度降至与凝固分数0.3相对应的值时的时间，来计算凝固速率R(mm/分钟)，并确定各种试验材料的偏析临界值α。顺便地，所述计算中使用的凝固分数0.3为与在具有枝晶网的固/液共存层中的部分与枝晶未充分生长且未形成网状的部分之间的边界相对应的值；假定该边界为发生条纹型偏析的位置。
在图3中，显示了试验材料的偏析临界值α与比较材料B17号的值相比的比较评价结果，将所述比较材料的值作为1。从图3中可以明显看出，与比较材料(B17号)相比，本发明材料(B1号～B4号)的α随着Co添加量的增加而下降。确定这些本发明材料具有改进的不易产生偏析的性能。而且，通过向比较材料(B18号)中添加20％的Co而得到的本发明材料(B5号)和通过向比较材料(B19号和B20号)中添加Co而得到的本发明材料(B6号和B7号，以及B8号和B9号)也具有下降的α值。所述试验结果表明，这些本发明材料具有改进的不易产生偏析的性能。另一方面，在通过向无W的比较材料(B22号)中添加Co而得到的比较材料(B23号)中，几乎未观察到α的下降。即，已经很明显，在仅含W的合金的情况下，随着Co添加量的增大，能够降低偏析的临界值，并且能够加强对条纹型偏析的抑制。
随后，利用真空感应熔化炉(VIM)将表2中所示的试验材料(B10～B17号、B21号和B24号)熔化并形成50kg的锭。将得到的试验锭进行扩散处理，然后热锻成厚度为30mm的板材。在该操作中，通过热锻，试验材料(B10号～B17号和B21号)能够形成厚度为30mm的板材，而比较材料(B24号)显示了差的热锻性并在锻造期间产生大的裂纹。因此，停止对这种材料的锻造。在不低于重结晶温度的温度下，单独对锻造成板材的试验材料进行溶液处理，然后利用空气冷却以使试验材料暂时达到室温。之后，对试验材料进行热处理，作为第一老化处理，条件为840℃和10小时，随后通过炉冷来冷却(冷却速率为50℃/小时)，接着进行第二老化处理。在所述第二老化处理中，在750℃和24小时的条件下进行所述热处理。之后，通过炉冷(冷却速率为50℃/小时)来冷却所述板材，从而得到试验材料。
对得到的试验材料进行室温拉伸试验、高温(700℃)拉伸试验和夏氏冲击试验。在图4～图8中，显示了比较评价结果，其中将比较材料B 17号的各种材料性能在室温和700℃下的值作为1。如图4和图6中所示，通过向比较材料(B17号和B21号)中添加Co而得到的组成不同的本发明材料(B10号～B14号，以及B15号和B16号)，关于在室温和700℃两者下确定的短时间拉伸性能，拉伸强度和0.2％屈服强度随着Co添加量的增加而增大。另一方面，如图5中所示，因为本发明材料(B10号、B11号和B15号)的强度增加，所以与比较材料(B17号和B21号)相比，其室温延展性(伸长率)更低。然而，这些本发明材料的延展性随着Co添加量的增加而增加。得到的结果显示，尽管本发明材料(B12号～B14号和B16号)的强度增加，但是与比较材料相比，它们的室温延展性更大。关于夏氏吸收能，所述能量也随着Co添加量的增加而增大。与比较材料(B17号)相比，本发明材料(B11号～B13号)的吸收能更大。因此可确定，不管是否向其中添加了Co，这些本发明材料都具有足够的机械性能。
尽管已参考其具体实施方案详细说明了本发明，但对本领域的技术人员显而易见的是，在不背离本发明主旨和范围的情况下，其中能够进行各种变化和修改。本申请基于2008年2月13日提交的日本专利申请(申请号2008-31506)，通过引用将其内容引入本文中。
工业实用性
本发明的Ni基合金材料能够被用作用于发电机构件的涡轮转子等的材料。然而，不应该将本发明的应用限制为那些构件，并且可将所述Ni基合金用于需要高温强度性能等的各种用途中。本发明的合金还具有优异的高温长期稳定性，并且当然能够在其中使用现有发电机构件的温度范围例如约600～650℃内使用。

Claims (4)

1.一种具有优良的不易产生偏析的性能的Ni基高温合金，其包含：
0.005～0.15质量％的C，
8～22质量％的Cr，
5～30质量％的Co，
等于或大于1质量％且小于9质量％的Mo，
5～21质量％的W，
0.1～2.0质量％的Al，
0.3～2.5质量％的Ti，
最高0.015质量％的B，和
最高0.01质量％的Mg，
其余包含Ni和不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的具有优良的不易产生偏析的性能的Ni基高温合金，还包含最高0.2质量％的Zr和最高0.8质量％的Hf中的一种或两种。
3.如权利要求1或2所述的具有优良的不易产生偏析的性能的Ni基高温合金，还包含Nb和Ta中的一种或两种，所述Nb和Ta的总量使得Nb+1/2Ta≤1.5质量％。
4.如权利要求1～3中任一项所述的具有优良的不易产生偏析的性能的Ni基高温合金，其中所述Ni基高温合金用作用于发电机构件的锻钢或发电机构件的铸钢的材料。
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