CN104342585A

CN104342585A - 锻造用Ni基合金、其制造方法及涡轮机部件

Info

Publication number: CN104342585A
Application number: CN201410386619.0A
Authority: CN
Inventors: 宫下重和; 今井洁; 根本邦义; 生沼骏; 岩井章吾; 须贺威夫
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 2013-08-07
Filing date: 2014-08-07
Publication date: 2015-02-11
Also published as: JP6223743B2; KR20150017677A; EP2835434A2; KR20160046770A; EP2835434A3; EP2835434B1; JP2015030916A

Abstract

实施方式的锻造用Ni基合金以质量％计含有C：0.01～0.07％、Cr：14～26％、Co：10～15％、Mo：5～12％、Al：0.8～3％、Ti：0.8～3％、B：0.001～0.006％，剩余部分由Ni和不可避免的杂质构成，且满足10质量％≤Mo+0.176Cr+0.037Co≤15质量％的关系。另外，沿着晶界析出的碳化物的平均厚度小于等于250nm。

Description

锻造用Ni基合金、其制造方法及涡轮机部件

技术领域

本发明主要涉及锻造用Ni基合金、其制造方法及涡轮机部件。

背景技术

近年来，从减少向大气中的二氧化碳排放量的观点出发，火力发电厂的高效率化有所发展。因此，要求火力发电厂所具备的蒸汽涡轮机或燃气涡轮机的高效率化。另外，能够设置于火力发电厂的CO₂涡轮机也被要求高效率化。这里，CO₂涡轮机是以通过天然气等燃料与氧的燃烧所生成的CO₂作为工作流体来驱动涡轮机。CO₂涡轮机中，能够容易地将所生成的CO₂的大部分分离、回收。因此，从地球环境保护的观点出发受到关注。

为了提高上述各涡轮机的效率，有效的是对导入至涡轮机的工作流体的入口温度进行高温化。例如，就蒸気涡轮机来说，期待将来在作为工作流体的蒸汽的温度大于等于700℃的情况下进行运用。就燃气涡轮机或CO₂涡轮机来说，所导入的工作流体的入口温度也处于上升的倾向。

因此，构成各涡轮机的高温部的部件优选由在发电用燃气涡轮机或飞机用引擎的部件中使用的、在高温场所的使用中具有实际成果的Ni基合金构成。

作为Ni基合金的代表性例子，可举出INCONEL718或INCONEL617(SPECIAL METALS公司制)。Ni基合金的强化机理大致分为析出强化型和固溶强化型。

析出强化型Ni基合金中，通过在Ni中添加Al、Ti、Ta、Nb而使被称作γ’(gamma prime：Ni₃(Al，Ti))相或γ”(gamma double prime：Ni₃Nb)相的析出相析出来提高高温下的机械强度。作为代表性的析出强化型Ni基合金，可举出上述的INCONEL718。

另一方面，固溶强化型Ni基合金中，通过在Ni中添加Co、Mo等而将母相本身强化。作为代表性的固溶强化型Ni基合金，可举出上述的INCONEL617。

如上所述，作为在高温环境下使用的涡轮机的构成部件的材料，对Ni基合金的应用进行了探讨。进而，对于Ni基合金来说，要求高温环境下的充分的机械强度，而且要求制造大型锻造部件等时的制造性等。

附图说明

图1是示意地表示实施方式的Ni基合金的金属组织的图。

图2是为了说明根据时效处理的条件而析出至晶界的碳化物的析出形态而示出Ni基合金的金属组织的电子显微镜照片的图。

图3是为了说明根据时效处理的条件而析出至晶界的碳化物的析出形态而示出Ni基合金的金属组织的电子显微镜照片的图。

具体实施方式

在一个实施方式中，锻造用Ni基合金以质量％计含有C：0.01～0.07％、Cr：14～26％、Co：10～15％、Mo：5～12％、Al：0.8～3％、Ti：0.8～3％、B：0.001～0.006％，剩余部分由Ni和不可避免的杂质构成，且满足10质量％≤Mo+0.176Cr+0.037Co≤15质量％的关系。另外，沿着晶界析出的碳化物的平均厚度小于等于250nm。

以下对本发明的实施方式进行说明。

Ni基合金通过由Mo、W等固溶强化元素所产生的固溶强化和由添加Al、Ti等所得到的γ’(gamma prime：Ni₃(Al，Ti))相的微细析出所产生的析出强化，使室温和高温下的材料强度提高。另一方面，过剩的强化会恶化高温下的材料的加工性、降低制造性。

例如，由γ’相产生的析出强化量轻微的INCONEL617与由γ’相产生的析出强化量大的UDIMET520(SPECIAL METALS公司制)等相比，具有更良好的锻造性。另一方面，就γ’相析出量大的INCONEL738LC(SPECIALMETALS公司制)来说，不能通过锻造进行成型、通常使用铸造进行成型。

如此，Ni基合金的制造方法主要由γ’相的析出量来决定。例如，当为锻造用Ni基合金时，设定锻造时不会析出过剩的γ’相的合金组成。

火力发电厂所具备的蒸汽涡轮机或CO₂涡轮机的涡轮机转子等大型构件与以往使用Ni基合金的燃气涡轮机或喷气发动机等锻造构件相比，更为大型。因此，为了制造这些大型构件，例如需要超过10吨的锻造构件。

在这种大型锻造构件的锻造中，由于锻造压制的容量不足等要因，即便对之前认为能够锻造的INCONEL617等来说也有不能得到完整的锻造品的情况。如此，就用于大型构件的Ni基合金来说，不仅需要考虑γ’相的析出量，还需要考虑对高温下的变形阻力产生影响的固溶强化量。

固溶强化通过不同的溶质原子溶透(固溶)至构成母相的溶剂原子中，此时所产生的内部应变妨碍位错的运动而得到。固溶强化通过位错一边去除溶质原子的阻碍一边进行运动的模型在理论上进行解释。Friedel等人指出，稀薄固溶体的固溶强化量与溶质原子浓度的1/2乘方成比例，与原子尺寸差所导致的错配应变的3/2乘方成比例(Advances in Physics,vol.3,Issue12,p.446-507)。另外，Labusch等人指出，在高浓度固溶体中，固溶强化量与溶质原子浓度的2/3乘方成比例、与原子尺寸差所导致的错配应变的4/3乘方成比例(Physica status solidi(b).Volume41,Issue2,p.659-669)。

另外，作为对金属材料的特性产生强影响的因子，可举出材料的微组织。Ni基合金中，不仅结晶粒内、晶界的组织中也会对材料的特性进行左右。特别是，已知在晶界上析出成膜状的M₂₃C₆型碳化物会降低材料的韧性。因此，为了确保材料的可靠性，有必要通过热处理条件的最优化来适当地控制金属组织。

由上述事实，本发明人们对影响Ni基合金的各添加元素的固溶量和错配应变进行了定量的评价，由此发现了表示固溶强化量的参数。另外，对于改变了化学组成的材料实施各种材料试验，发现了在维持充分材料强度的同时具有优良锻造性的化学组成。

进而，对于实施了各种热处理的Ni基合金调查晶界组织的结果是，作为支配Ni基合金的韧性的因子，发现了“晶界上的碳化物的平均厚度”。进而，明确了可以确保韧性的晶粒边界上的碳化物厚度的范围。

接着，具体地说明实施方式的锻造用Ni基合金。

图1是示意地表示实施方式中的Ni基合金的金属组织的图。还有，以下的说明中表示组成成分的％只要无特别说明，则为质量％。

实施方式的Ni基合金含有C：0.01～0.07％、Cr：14～26％、Co：10～15％、Mo：5～12％、Al：0.8～3％、Ti：0.8～3％、B：0.001～0.006％，剩余部分由Ni和不可避免的杂质构成，且满足10质量％≤Mo+0.176Cr+0.037Co≤15质量％的关系。

另外，实施方式的Ni基合金如图1所示，沿着晶界10析出碳化物11。该碳化物11的平均厚度t优选小于等于250nm。沿着晶界10连续地析出碳化物11。另外，在结晶粒12内，析出物13以粒状析出。

碳化物11是以Cr、Mo为主成分的碳化物，具体地说是M₂₃C₆型的碳化物。碳化物11的平均厚度t优选小于等于250nm的原因为，例如韧性不会降低、可以适当地确保用于制造涡轮机部件的韧性。

析出物13由γ’(gamma prime：Ni₃(Al，Ti))相构成。γ’相的直径从析出强化的观点出发，优选为小。γ’相的平均直径例如优选小于等于150nm。

这里，实施方式中的Ni基合金除了上述化学组成之外，还可进一步含有0.05～0.7％的Ta。另外，实施方式中的Ni基合金除了上述化学组成之外，还可进一步含有0.1～0.7％的Nb。另外，实施方式中的Ni基合金除了上述化学组成之外，还可进一步含有0.05～0.7％的Ta和0.1～0.7％的Nb。

还有，作为不可避免的杂质，例如可举出Si、Mn、N、Cu，Fe、S等。这些不可避免的杂质优选尽量地使其残存含有率接近于0％。

上述实施方式的Ni基合金优选例如作为构成在大于等于650℃的温度下使用的、例如通过发电用涡轮机等的锻造所构成的涡轮机部件的材料。作为涡轮机部件，例如可举出涡轮机转子、动叶、静叶、螺合构件、配管等。这些锻造部件均设置在高温高压的环境中。

这里，作为螺合构件，例如可例示出涡轮机包装或固定涡轮机内部的各种构成部件的螺栓或螺母等。另外，作为配管，例如可例示出设置在发电用涡轮机工厂等中、高温高压的工作流体所通过的配管等。

还有，可以用上述Ni基合金构成上述发电用涡轮机的涡轮机部件的所有部位。另外，特别是还可以用上述Ni基合金构成变为高温的涡轮机部件的一部分部位。

上述实施方式的锻造用Ni基合金与以往锻造用Ni基合金相比，强度特性更为优良，且锻造性更为优良。因此，使用实施方式的锻造用Ni基合金制成的涡轮机转子、动叶、静叶、螺合构件、配管等涡轮机部件即便在高温环境下也具有高的可靠性。

接着，对上述实施方式的锻造用Ni基合金中的各组成成分范围的限定理由进行说明。

(1)C(碳)

C作为强化相的碳化物的构成元素是有用的。进而，C通过阻止晶界移动的碳化物的钉扎效应，具有抑制高温下的结晶粒粗大化的作用。当C的含有率不足0.01时，碳化物所产生的强化不足。另外，当C的含有率不足0.01时，由于不能确保碳化物的充分析出量，因而有引起结晶粒的粗大化的可能性。另一方面，当C的含有率超过0.07％时，锻造性降低。因此，使C的含有率为0.01～0.07％。另外，更优选的C的含有率为0.03～0.07％。

(2)Cr(铬)

Cr是对于提高Ni基合金的耐氧化性、耐腐蚀性和高温强度特性来说不可缺少的元素。当Cr的含有率不足14％时，耐氧化性和耐腐蚀性降低。另一方面，当Cr的含有率超过26％时，则引起蠕变强度降低的σ相的析出变得显著，同时锻造性恶化。因此，使Cr的含有率为14～26％。另外，更优选的Cr的含有率为16～20％。

(3)Co(钴)

Co在Ni基合金中固溶在母相内，提高蠕变强度和抗拉强度。当Co的含有率不足10％时，不能得到充分的机械强度。另一方面，当Co的含有率超过15％时，锻造性降低。因此，使Co的含有率为10～15％。另外，更优选的Co的含有率为11～14％。

(4)Mo(钼)

Mo固溶在Ni母相中，提高蠕变强度和抗拉强度。另外，Mo的一部分通过置换在M₂₃C₆型碳化物中，可提高碳化物的稳定性。当Mo的含有率超过12％时，热加工性降低。另一方面，当Mo的含有率不足5％时，不能得到机械强度的提高。因此，使Mo的含有率为5～12％。另外，更优选的Mo的含有率为7～10％。

(5)Al(铝)

Al与Ni一起生成γ’(Ni₃Al)相，提高因析出产生的Ni基合金的机械强度。当Al的含有率不足0.8％时，不能发挥γ’相的析出所产生的效果。另一方面，当Al的含有率超过3％时，会促进σ相的析出、机械特性降低。另外，当Al的含有率超过3％时，热加工性显著降低。因此，使Al的含有率为0.8～3％。另外，更优选的Al的含有率为1～2％。

(6)Ti(钛)

Ti与Al同样地与Ni一起生成γ’(Ni₃(Al，Ti))相，提高Ni基合金的机械强度。当Ti的含有率不足0.8％时，不能发挥γ’相的析出所产生的效果。另一方面，当Ti的含有率超过3％时，会促进σ相或η相的析出、机械特性降低，同时热加工性降低。因此，使Ti的含有率为0.8～3％。另外，更优选的Ti的含有率为1～2％。

(7)B(硼)

B偏析至晶粒边界、提高高温强度特性。当B的含有率不足0.001％时，不能发挥提高该高温强度特性的效果。另一方面，当B的含有率超过0.006％时，导致晶粒边界脆化。因此，使B的含有率为0.001～0.006％。另外，更优选的B的含有率为0.002～0.004％。

(8)Ta(钽)

Ta固溶在γ’(Ni₃(Al，Ti))相中，使该γ’相稳定。Ta的含有率不足0.05％时，不能发挥上述效果。另一方面，当Ta的含有率超过0.7％时，锻造性降低。因此，使Ta的含有率为0.05～0.7％。另外，更优选的Ta的含有率为0.08～0.12％。

(9)Nb(铌)

Nb与Ta同样地固溶在γ’(Ni₃(Al，Ti))相中，使该γ’相稳定。当Nb的含有率不足0.1％时，不能发挥上述效果。另一方面，当Nb的含有率超过0.7％时，熔化或铸造时导致偏析的同时，锻造性降低。因此，使Nb的含有率为0.1～0.7％。另外，更优选的Nb的含有率为0.2～0.5％。

(10)Mo+0.176Cr+0.037Co

如上所述，高浓度固溶体中的固溶强化量与溶质原子浓度的2/3乘方成比例，与因原子尺寸差导致的错配应变的4/3乘方成比例。因此，本实施方式中，对于认为有助于固溶强化的Mo、Cr、Co，由每1质量％的原子数和各自的原子半径定义表示固溶强化的参数。另外，本实施方式中因为C(碳)的含有率小，所以从参数中排除C。

Mo、Cr、Co的原子量分别为95.9、52.0、58.9。对于等量添加各个元素时的原子数之比来说，当使Mo为1时，Cr、Co分别为1.84、1.62。它们的比的2/3乘方分别为1、1.50、1.38。

另外，添加各元素时所产生的错配应变由与Ni原子的原子尺寸差决定。Ni原子与Mo、Cr、Co原子的原子半径差分别为(埃)、因此，对于添加各元素时的错配应变量之比来说，当使Mo为1时，Cr、Co分别为0.200、0.067。它们的比的4/3乘方分别为1、0.117、0.027。

因此，对于各元素每1质量％的固溶强化量之比来说，当使Mo为1时，Cr为0.176(1.50×0.117＝0.176)、Co为0.037(1.38×0.027＝0.037)。根据这些结果，作为表现固溶强化量的参数，设定为“Mo+0.0176Cr+0.037Co”。

当该参数的值(含有率)超过15％时，固溶强化量变得过剩，使锻造时的变形能恶化。另一方面，当参数的值不足10％时，固溶强化量显著降低，不能得到充分的强度。因此，使上述参数的值为10％～15％。另外，更优选的上述参数值为11～13.5％。

还有，认为对于因元素添加所导致的错配应变，严格地说，不仅原子尺寸、而且与Ni或其他原子的相互作用等也会带来影响。但是，这里为了简便，由各溶质原子与Ni原子之差明确地决定错配应变值。进而，已知Mo、Cr与C键合而形成碳化物，但因为C的含有率很低，所以忽略因碳化物所导致的Mo、Cr的消耗。

(11)Si(硅)、Mn(锰)、N(氮)、Cu(铜)、Fe(铁)及S(硫)

Si、Mn、N、Cu、Fe及S在实施方式的锻造用Ni基合金中被分类为不可避免的杂质。这些不可避免的杂质优选尽量使其残存含有率接近0％。另外，这些不可避免的杂质中，优选至少抑制Si和Mn为小于等于0.1％、以及N为小于等于0.01％。

普通钢的情况下，Si为了增强耐腐蚀性而添加。但是，Ni基合金的Cr含量多、可以充分地确保耐腐蚀性。因此，使Si的残存含有率为小于等于0.1％，优选尽量使其残存含有率接近0％。

普通钢的情况下，Mn使导致脆性的S(硫)变为MnS来防止脆性。但是，Ni基合金中的S的含量极少，没有必要添加Mn。因此，使Mn的残存含有率为小于等于0.1％，优选尽量使其残存含有率接近0％。

N通过与材料中的Ti发生反应而形成TiN，减少有助于γ’相生成的Ti。作为其结果，机械强度降低。因此，使N的残存含有率为小于等于0.01％，优选尽量使其残存含有率接近0％。

这里，对实施方式的锻造用Ni基合金以及使用该锻造用Ni基合金制造的涡轮机部件的制造方法进行说明。

上述实施方式的锻造用Ni基合金例如如下制造。

首先，将构成Ni基合金的组成成分进行真空感应熔炼(VIM)，将其熔融金属注入到规定的型箱中形成铸锭。然后，对该铸锭实施浸透处理、热锻造、固溶处理、时效处理等，从而制作。

作为涡轮机部件的涡轮机转子例如如下制作。

例如，作为1个方法(双熔)，对构成实施方式的锻造用Ni基合金的组成成分进行真空感应熔炼(VIM)、电渣重熔(ESR)，流入至规定的模具中。接着，实施浸透处理、锻造处理、固溶处理、时效处理等，制作涡轮机转子。

作为其他的方法(双熔)，对构成实施方式的锻造用Ni基合金的组成成分进行真空感应熔炼(VIM)、真空电弧重熔(VAR)，流入至规定的模具中。接着，实施浸透处理、锻造处理、固溶处理、时效处理等，制作涡轮机转子。

进而，作为其他的方法(三熔)，对构成实施方式的锻造用Ni基合金的组成成分进行真空感应熔炼(VIM)、电渣重熔(ESR)、真空电弧重熔(VAR)，流入至规定的模具中。接着，实施浸透处理、锻造处理、固溶处理、时效处理等，制作涡轮机转子。

通过上述涡轮机转子的制造方法，制造涡轮机转子的至少规定部位。作为规定部位，可举出在涡轮机转子中例如暴露于大于等于700℃高温的部位等。此时，涡轮机转子中例如暴露于600℃左右的温度的部位通过以往的耐热合金制造。进而，例如利用焊接将具有通过上述制造方法制造的实施方式的锻造用Ni基合金的部件和以往的具有耐热合金的部件接合，构成涡轮机转子。另外，实施方式的具有锻造用Ni基合金的部件与以往的具有耐热合金的部件的接合方法并非限定于焊接，也可通过例如螺栓和螺母进行紧固连接。

如此，通过将构成涡轮机转子的部件分开制作，即便是小钢锭的Ni基合金，也可制造能够在大于等于700℃高温环境中使用的涡轮机转子。另外，根据所使用的温度条件，也可以利用上述涡轮机转子的制造方法制造全部涡轮机转子。

作为涡轮机部件的动叶、静叶、螺合构件例如如下制作。

首先，对构成实施方式的锻造用Ni基合金的组成成分进行真空感应熔炼(VIM)、电渣重熔(ESR)。接着，在减压气氛下将熔融的合金流入到规定的模具中，制作铸锭，实施浸透处理。进而，将该铸锭配置在对应于上述涡轮机部件形状的模具中实施锻造处理、固溶处理、时效处理等，从而制作动叶、静叶、螺合构件。即，动叶、静叶、螺合构件通过模具锻造制作。

另外，作为其他的方法(双熔)，例如对构成实施方式的锻造用Ni基合金的组成成分进行真空感应熔炼(VIM)、真空电弧重熔(VAR)。接着，在减压气氛下将熔融的合金流入到规定的模具中，制作铸锭。然后，对铸锭实施浸透处理，与上述同样地实施锻造处理、固溶处理、时效处理等，也可制作动叶、静叶、螺合构件。

另外，作为其他的方法(三熔)，对构成实施方式的锻造用Ni基合金的组成成分进行真空感应熔炼(VIM)、电渣重熔(ESR)、真空电弧重熔(VAR)。接着，在减压气氛下将熔融的合金流入到规定的模具中，制作铸锭。然后，对铸锭实施浸透处理，与上述同样地实施锻造处理、固溶处理、时效处理等，也可制作动叶、静叶、螺合构件。

作为实施方式的锻造部件的配管例如如下制作。

首先，对构成实施方式的锻造用Ni基合金的组成成分进行电炉熔化(EF)，进行氩-氧脱炭(AOD)，制作铸锭。接着，对铸锭实施浸透处理。通过立式压制机对该铸锭穿孔，制作杯子状的原管。然后，通过卧式压制机反复进行利用心轴和模的加工及再加热，将原管成型为配管的形状。该加工方法是艾哈德顶管制管法。然后，实施固溶处理、时效处理等，制作配管。

另外，制作涡轮机转子、动叶、静叶、螺合构件、配管的方法并非限定于上述方法。另外，上述的涡轮机转子、动叶、静叶、螺合构件、配管等锻造部件例如可以应用于蒸汽涡轮机、燃气涡轮机、CO₂涡轮机等发电用涡轮机。

这里，对于制造上述锻造用Ni基合金和涡轮机部件时的各热处理进行说明。还有，各热处理的温度根据所处理的锻造用Ni基合金或涡轮机部件等在以下所示的各个范围内进行设定。另外，各处理时间也根据所处理的锻造用Ni基合金或涡轮机部件等适当地进行设定。

浸透处理中，由于因热扩散而减少化学成分的偏析，因此有必要在高温下对合金加热充分的时间。因此，浸透处理优选在1000～1200℃的温度范围内实施。

锻造有必要在得到材料充分变形能的温度至无延展性温度的范围内进行。因此，锻造优选在950～1100℃的温度范围内进行。

固溶处理中，优选在1050～1200℃的温度范围内维持1～24小时。这里，进行固溶处理的原因在于，使合金元素充分地固溶在母相中、充分地得到固溶强化的效果同时可控制之后的热处理所导致的析出物的析出。另外，固溶处理有时也以调整结晶粒径为目的而进行。

当固溶处理的温度低于1050℃时，合金元素不会完全地固溶在母相中，固溶强化元素所产生的强化未充分地进行。而且，固溶处理后的热处理所导致的析出相的析出形态的控制也变难。另一方面，当固溶处理的温度超过1200℃时，引起结晶粒径的粗大化、机械强度降低。因此，使固溶处理的温度为1050～1200℃。另外，更优选使固溶处理的温度为1050～1150℃。还有，经固溶处理的Ni基合金或涡轮机部件例如通过水冷或强制空冷等被冷却至室温。

接着，对施加于在固溶处理后冷却至室温的Ni基合金或涡轮机部件的时效处理进行说明。

时效处理中，优选在700～800℃的温度范围内维持5～50小时。该时效处理还可以多段地进行。另外，时效处理后，Ni基合金或涡轮机部件例如通过水冷或炉冷被冷却至室温。

这里，对将时效处理中的温度和时间设为上述范围的理由进行说明。

时效处理的主要目的在于控制析出至结晶粒内的γ’相的析出形态。另外，时效处理还对晶界的性状造成影响。因此，对于时效处理来说，有必要考虑结晶粒内和晶界的组织来选定温度、时间条件。

图2和图3是为了说明根据时效处理的条件而析出至晶界的碳化物的析出形态而示出Ni基合金的金属组织的电子显微镜照片的图。这里所示的Ni基合金的组成是C为0.04％、Cr为18％、Co为12％、Mo为9％、Al为1.3、Ti为1.4％、B为0.003％、Ta为0.1％、Nb为0.3％、剩余部分为Ni。图2表示在850℃的温度下进行时效处理10小时后的金属组织、图3表示在750℃的温度下时效处理10小时后的金属组织。另外，浸透处理和固溶处理在上述范围内进行。其中，图2和图3还显示了析出物13(γ’相)。

通常的时效处理中，如图2所示，膜状的碳化物11按照将Ni基合金的晶界覆盖的方式析出。该膜状的碳化物11是以Cr、Mo为主成分的脆的碳化物(M₂₃C₆型碳化物)。该碳化物11会促进晶界的破坏、显著地降低材料的韧性。因此，认为有必要进行防止覆盖晶界的膜状碳化物11的析出的时效处理。

但是，如图3所示，根据时效处理的条件，覆盖晶界的膜状碳化物的厚度变薄。另外，碳化物沿着晶界连续地析出。本发明人们发现材料试验的结果为，当该碳化物的厚度充分薄时，不会发生延韧性的降低。上述的温度和时间规定在满足γ’相的微细析出和抑制覆盖晶界的碳化物的粗大化这两者的范围内。

当时效处理的温度比700℃还低时，虽然可以抑制覆盖晶界的碳化物的粗大化，但γ’相的成长显著迟缓。因此，不能得到因γ’相析出所带来的机械强度的提高。另一方面，时效处理的温度超过800℃时，可达成γ’相的微细析出、得到充分的强度。但是，覆盖晶界的碳化物的粗大化明显，韧性降低。

因此，使时效处理的温度为700～800℃。这里，为了γ’相的早期析出，还可以以2段等多段对时效处理进行热处理。此时，温度也在上述时效处理的温度范围内进行设定。另外，多段的总热处理时间也在上述时效处理的时间范围内进行设定。例如，可例示出在800℃的温度下维持10小时、之后在750℃的温度下维持20小时的处理等。另外，从800℃至750℃的温度降低例如通过炉冷进行。

时效处理后的冷却例如通过炉冷和空冷进行。当多段地进行时效处理时，各时效处理之间的冷却如上所述例如通过炉冷进行。进而，不冷却至室温，连续地进行时效处理。

这里，对于固溶处理后冷却至室温的Ni基合金或涡轮机部件，在进行时效处理之前还可进行中间热处理。该中间热处理的目的在于，为了抑制覆盖晶界的膜状碳化物的析出或粗大化，在时效处理前首先沿着晶界断续地形成块状的碳化物。该碳化物也是以Cr、Mo为主成分的碳化物(M₂₃C₆型的碳化物)。

中间热处理优选在1000～1050℃的温度范围内实施。当中间热处理温度低于1000℃时和超过1050℃时，块状的碳化物不会析出。中间热处理的时间根据所处理的Ni基合金或涡轮机部件等适当设定。

其中，当C(碳)的含有率充分少时，由于晶界上的膜状碳化物的析出不明显，因此还可省略该中间热处理。C的含有率充分少的情况根据结晶粒径等的不同而不同，是指C的含有率例如为小于等于0.04％的情况。中间热处理后的冷却例如通过炉冷、水冷或强制空冷等进行。进而，将Ni基合金或涡轮机部件冷却至室温。

(化学组成的影响)

以下对实施方式的锻造用Ni基合金的优良的强度特性和锻造性进行说明。

表1显示了强度特性、锻造性等评价中使用的试样1～试样21的化学组成。其中，表1所示的试样1～试样13是处于实施方式的锻造用Ni基合金的化学组成范围的Ni基合金，试样14～试样21是其组成不在实施方式的锻造用Ni基合金的化学组成范围内的Ni基合金，为比较例。

表1

质量％

利用抗拉试验评价了强度特性、利用夏比冲击试验评价了韧性、利用目视观察评价了锻造性。另外，利用金属组织观察测定了覆盖晶界的膜状碳化物的厚度。

如下制作各试验中使用的试验片。

分别使用真空感应熔炼炉熔化具有表1所示化学组成的试样1～试样21的Ni基合金，制作了铸锭。

接着，对该铸锭在1050℃下实施了5小时的浸透处理。之后，在950～1100℃(再加热温度为1100℃)的温度范围内使用500kgf锤式锻造机进行了锻造。锻造后，在1100℃的温度下实施了4小时的固溶处理，之后利用空冷冷却至室温。冷却后，在1025℃的温度下实施了10小时后的中间热处理，之后利用炉冷冷却至室温。冷却后，连续地实施了在800℃的温度下10小时、接着在750℃的温度下20小时的2阶段的时效处理。之后，利用空冷冷却至室温，制成了锻造材料。

进而，由该锻造材料制作抗拉试验用和夏比冲击试验用的规定尺寸的试验片。

抗拉试验基于JIS Z2241实施，测定了室温下的0.2％屈服强度、抗拉强度。夏比冲击试验基于JIS Z2242实施，测定了夏比冲击值。

锻造性的评价如下：使用500kgf锤式锻造机对上述浸透处理后的试样进行锻造，制作了直径为125mm、长为210mm的实心圆柱状的试验片。另外，锻造处理进行至锻造比(基于JIS G0701(钢材锻炼操作的锻炼成型比的表示方法)的锻造比)达到3。另外，锻造处理在950～1100℃的范围内进行。进而当作为被锻造对象物的试验片的温度降低时，即被锻造对象物发生了固化时，再次加热至再加热温度1100℃，反复进行锻造处理。锻造性的评价通过在冷却试验片之后、目视观察有无锻造裂纹来进行。

这里，锻造比是指实施锻造处理之前的垂直于被锻造对象物所延伸的方向的被锻造对象物的截面积除以锻造处理后垂直于被锻造对象物所延伸的方向的被锻造对象物的截面积而得到的值。

在覆盖晶界的膜状碳化物的厚度的测定中，使用在时效处理后冷却至室温的锻造材料。通过对使用场致发射扫描电子显微镜以20000倍的倍率拍摄的电子显微镜照片进行图像解析，计算出碳化物的厚度。各锻造材料中，选择代表性的5个晶界，分别对其测量了20点的碳化物的厚度。进而，将这些厚度进行算术平均，得到了碳化物的平均厚度。

将试验结果和观察结果示于表2。表2中，当没有锻造裂纹时表示为“无”、进而为了表示锻造性优良，用“○”表示锻造性的评价。另一方面，当有锻造裂纹时表示为“有”，为了表示锻造性差，用“×”表示锻造性的评价。

表2

如表2所示，试样1～试样13与试样14相比，0.2％屈服强度和抗拉强度均高。试样1～试样13中，0.2％屈服强度和抗拉强度达到高值认为是由于实现了充分的固溶强化和析出强化。另外，试样1～试样13的锻造性也优良，碳化物的厚度小于等于250nm。另外，根据夏比冲击值的结果，试样1～试样13均显示大于等于50J/cm²的值。因此，试样1～试样13确认了具有实用上充分的韧性。

另一方面，如试样21那样“Mo+0.176Cr+0.037Co”的值低于10质量％时，即便当为本实施方式中规定了各合金成分的化学组成范围时，也不能得到充分的0.2％屈服强度和抗拉强度。试样15～试样20中，虽然0.2％屈服强度和抗拉强度显示了高的值，但锻造性差。认为这是过量地添加强化元素的结果。

如此，对于脱离了本实施方式中规定的化学组成范围或“Mo+0.176Cr+0.037Co”范围的Ni基合金来说，不能得到强度特性和锻造性这两者均优良的结果。

(热处理的影响)

这里，对试样1使中间热处理、时效处理条件变化，进行了抗拉试验、夏比冲击试验、锻造性的评价和覆盖晶界的膜状碳化物的厚度的测定。还有，各试验、锻造性的评价和碳化物的厚度的测定方法与上述方法相同。

使用表1所示的试样1，在表3所示的中间热处理、时效处理的各条件下实施热处理。还有，中间热处理和时效处理以外的工序与前述试验片的制作方法相同。表3中，例如“800℃×10h”是指在800℃的温度下维持10小时进行了热处理。另外，时效处理中，当进行2段热处理时，在第1段和第2段的栏中显示热处理条件。

表3

表3所示的试样1、试样22～试样31是在本实施方式的热处理条件下进行了热处理，其他试样是在非本实施方式的热处理条件范围的条件下进行了热处理的比较例。将试验结果和观察结果示于表4。

表4

试样1和试样22～试样31与试样32～试样39相比，0.2％屈服强度和抗拉强度均高。试样1和试样22～试样31中的覆盖晶界的膜状碳化物的平均厚度均小于等于250nm。对于试样1和试样22～试样31来说，因为碳化物的平均厚度很薄，所以与试样34～试样37和试样39相比，显示了高的夏比冲击值。

如此，在本实施方式中规定的时效处理条件下，可以同时实现结晶粒内的γ’相的微细析出和覆盖晶界的碳化物的粗大化的抑制。由此，在抗拉强度和夏比冲击值这两个方面均得到了高的值。

而脱离了本实施方式中规定的时效处理条件的试样中，未得到抗拉强度和夏比冲击值这两者均优良的结果。

根据以上说明的实施方式，可具有优良的强度特性和锻造性。

虽然描述了特定的实施方式，但这些实施方式仅是示例，并非用来限定本发明的范围。此处所描述的新型实施方式可以以其他多种方式来实施，此外，在不脱离本发明主旨的范围内可进行各种省略、替换和变更。所附的权利要求书及其等同范围包括落入本发明的范围和主旨的方式或变形。

Claims

1.一种锻造用Ni基合金，其以质量％计含有C：0.01～0.07％、Cr：14～26％、Co：10～15％、Mo：5～12％、Al：0.8～3％、Ti：0.8～3％、B：0.001～0.006％，剩余部分由Ni和不可避免的杂质构成，且满足10质量％≤Mo+0.176Cr+0.037Co≤15质量％的关系，

沿着晶界析出的碳化物的平均厚度小于等于250nm。

2.根据权利要求1所述的锻造用Ni基合金，其进一步含有0.05～0.7质量％的Ta。

3.根据权利要求1所述的锻造用Ni基合金，其进一步含有0.1～0.7质量％的Nb。

4.根据权利要求1所述的锻造用Ni基合金，其进一步含有0.05～0.7质量％的Ta和0.1～0.7质量％的Nb。

5.根据权利要求1所述的锻造用Ni基合金，其是在1050～1200℃的温度下实施固溶处理、在700～800℃的温度下实施时效处理、从而使所述碳化物析出而得到的。

6.根据权利要求2所述的锻造用Ni基合金，其是在1050～1200℃的温度下实施固溶处理、在700～800℃的温度下实施时效处理、从而使所述碳化物析出而得到的。

7.根据权利要求3所述的锻造用Ni基合金，其是在1050～1200℃的温度下实施固溶处理、在700～800℃的温度下实施时效处理、从而使所述碳化物析出而得到的。

8.根据权利要求4所述的锻造用Ni基合金，其是在1050～1200℃的温度下实施固溶处理、在700～800℃的温度下实施时效处理、从而使所述碳化物析出而得到的。

9.一种锻造用Ni基合金的制造方法，其具备：

将Ni基合金原材料熔融、形成规定形状的结构体的结构体形成工序，其中所述Ni基合金原材料以质量％计含有C：0.01～0.07％、Cr：14～26％、Co：10～15％、Mo：5～12％、Al：0.8～3％、Ti：0.8～3％、B：0.001～0.006％，剩余部分由Ni和不可避免的杂质构成，且满足10质量％≤Mo+0.176Cr+0.037Co≤15质量％的关系；

在1050～1200℃的温度下对所述结构体进行固溶处理的固溶处理工序；和

在700～800℃的温度下对实施了所述固溶处理的所述结构体进行时效处理的时效处理工序，

其中，通过实施所述固溶处理工序和所述时效处理工序，使平均厚度小于等于250nm的碳化物沿着晶界析出。

10.一种涡轮机部件，其是使用权利要求1所述的锻造用Ni基合金制作了至少规定部位而成的。

11.一种涡轮机部件，其是使用权利要求2所述的锻造用Ni基合金制作了至少规定部位而成的。

12.一种涡轮机部件，其是使用权利要求3所述的锻造用Ni基合金制作了至少规定部位而成的。

13.一种涡轮机部件，其是使用权利要求4所述的锻造用Ni基合金制作了至少规定部位而成的。

14.一种涡轮机部件，其是使用权利要求5所述的锻造用Ni基合金制作了至少规定部位而成的。

15.一种涡轮机部件，其是使用权利要求6所述的锻造用Ni基合金制作了至少规定部位而成的。

16.一种涡轮机部件，其是使用权利要求7所述的锻造用Ni基合金制作了至少规定部位而成的。

17.一种涡轮机部件，其是使用权利要求8所述的锻造用Ni基合金制作了至少规定部位而成的。