CN106536781A - Ni合金零件的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种制造方法，以金属粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末成形而提高Ni合金零件的机械强度特性。此Ni合金零件的制造方法具备将以金属粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末烧结而成形的烧结体在1050℃以上1250℃以下保持1小时至5小时后，急速冷却至室温进行溶体化处理的溶体化处理工序，与将经溶体化处理的烧结体保持在600℃以上800℃以下后，冷却至室温进行时效处理的时效处理工序；前述析出硬化型Ni合金粉末由Ti：0.65质量％以上1.15质量％以下、Al：0.20质量％以上0.80质量％以下、Cr：17.00质量％以上21.00质量％以下、Nb：4.75质量％以上5.50质量％以下、Mo：2.80质量％以上3.30质量％以下、Ni：50.00质量％以上55.00质量％以下、残余为Fe及不可避免杂质构成。

Description

Ni合金零件的制造方法
技术领域
本发明涉及Ni合金零件的制造方法，尤其是通过金属粉末射出成形法烧结析出硬化型Ni合金粉末而成形的Ni合金零件的制造方法。
背景技术
已往涡轮叶片等燃气涡轮零件等之中，由于有需要在高温确保需疲劳强度等机械强度而使用耐热性优异的析出硬化型Ni合金。为了提高析出硬化型Ni合金的机械强度，进行由溶体化处理与时效处理构成的热处理。
专利文献1中记载，将由析出硬化型Ni合金构成的锻造材料在约871℃至约954℃进行溶体化处理，并在溶体化处理后进行时效处理，从而制造喷气发动机零件等。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2011-80146号公报
发明内容
发明要解决的课题
而且，将金属粉末与粘合剂混合并进行射出成形后，进行烧结而最后获得制品的成形法，被称为金属粉末射出成形法(MIM：Metal Injection Molding)。金属粉末射出成形法是保持与合成树脂的射出成形相同的形状自由度，同时获得具有接近锻造材料的材料强度的最后形状零件的制造方法。根据金属粉末射出成形法，不需要复杂组合工序等就能获得复杂形状的制品，因而正在研究适用于喷气发动机零件等Ni合金零件。
另一方面，由析出硬化型Ni合金构成的锻造材料中，通过强制地导入应变而使晶粒变小，从而提升机械强度。因而，在锻造材料的溶体化处理中，为了抑制通过回复或再结晶等晶粒的粗大化，如示于上述专利文献1等以比较低溶体化处理温度进行处理。
此处，对使用析出硬化型Ni合金粉末以金属粉末射出成形法经成形的烧结体适用锻造材料所使用的溶体化处理时，由于以比较低溶体化处理温度进行溶体化处理，会在晶界等析出脆性δ相(delta phase)，因而有降低疲劳强度等机械强度的可能性。
于是，本发明的目的是提供通过使用析出硬化型Ni合金粉末能使以金属粉末射出成形法成形的Ni合金零件的机械强度特性更提升的Ni合金零件的制造方法。
解决课题的方法
本发明的Ni合金零件的制造方法具备将以金属粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末烧结而成形的烧结体在1050℃以上1250℃以下保持1小时至5小时后，急速冷却至室温进行溶体化处理的溶体化处理工序，以及将经前述溶体化处理的烧结体保持在600℃以上800℃以下后，冷却至室温进行时效处理的时效处理工序；前述析出硬化型Ni合金粉末是由Ti：0.65质量％以上1.15质量％以下、Al：0.20质量％以上0.80质量％以下、Cr：17.00质量％以上21.00质量％以下、Nb：4.75质量％以上5.50质量％以下、Mo：2.80质量％以上3.30质量％以下、Ni：50.00质量％以上55.00质量％以下、残余为Fe及不可避免杂质构成的析出硬化型Ni合金粉末。
本发明的Ni合金零件的制造方法中，前述溶体化处理工序中将前述烧结体以1100℃以上1250℃以下进行溶体化处理。
本发明的Ni合金零件的制造方法具备将以金属粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末在1100℃以上1250℃以下保持1小时至5小时进行烧结，并进行急速冷却至室温为止而成形的烧结体保持在600℃以上800℃以下后，冷却至室温进行时效处理的时效处理工序；前述析出硬化型Ni合金粉末是由Ti：0.65质量％以上1.15质量％以下、Al：0.20质量％以上0.80质量％以下、Cr：17.00质量％以上21.00质量％以下、Nb：4.75质量％以上5.50质量％以下、Mo：2.80质量％以上3.30质量％以下、Ni：50.00质量％以上55.00质量％以下、残余为Fe及不可避免杂质构成的析出硬化型Ni合金粉末。
本发明的Ni合金零件的制造方法中，前述Ni合金零件是燃气涡轮零件。
发明效果
根据上述构成，本发明具备将以金属粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末烧结而成形的烧结体在1050℃以上1250℃以下保持1小时至5小时后，进行急速冷却至室温为止而实施溶体化处理的溶体化处理工序，以及将经前述溶体化处理的烧结体保持在600℃以上800℃以下后，冷却至室温进行时效处理的时效处理工序；因而，脆性δ相(deltaphase)的晶界等的析出被抑制，能够使Ni合金零件的疲劳强度等机械强度提升；前述析出硬化型Ni合金粉末是由Ti：0.65质量％以上1.15质量％以下、Al：0.20质量％以上0.80质量％以下、Cr：17.00质量％以上21.00质量％以下、Nb：4.75质量％以上5.50质量％以下、Mo：2.80质量％以上3.30质量％以下、Ni：50.00质量％以上55.00质量％以下、残余为Fe及不可避免杂质构成的析出硬化型Ni合金粉末。
根据上述构成，通过本发明具备将以金属粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末在1100℃以上1250℃以下保持1小时至5小时而进行烧结，进行急速冷却至室温为止而成形的烧结体保持在600℃以上800℃以下后，冷却至室温进行时效处理的时效处理工序；由于本发明的金属粉末射出成形法的烧结处理亦具有作为溶体化处理的功能，因而，脆性δ相(delta phase)的晶界等的析出被抑制，能够使Ni合金零件的疲劳强度等机械强度提升；前述析出硬化型Ni合金粉末是由Ti：0.65质量％以上1.15质量％以下、Al：0.20质量％以上0.80质量％以下、Cr：17.00质量％以上21.00质量％以下、Nb：4.75质量％以上5.50质量％以下、Mo：2.80质量％以上3.30质量％以下、Ni：50.00质量％以上55.00质量％以下、残余为Fe及不可避免杂质构成的析出硬化型Ni合金粉末。
附图说明
图1是本发明实施方式中表示Ni合金零件的制造方法的构成的流程图。
图2是本发明实施方式中表示适用在燃气涡轮的Ni合金零件的构成的图。
图3A是本发明实施方式中表示比较例1的试验片的金属组织观察结果的照片。
图3B是本发明实施方式中表示实施例1的试验片的金属组织观察结果的照片。
图3C是本发明实施方式中表示实施例2的试验片的金属组织观察结果的照片。
图3D是本发明实施方式中表示实施例3的试验片的金属组织观察结果的照片。
图3E是本发明实施方式中表示实施例4的试验片的金属组织观察结果的照片。
图4是本发明实施方式中表示室温疲劳试验结果的图表。
图5是本发明实施方式中表示高温疲劳试验结果的图表。
具体实施方式
以下，使用附图详细说明本发明的实施方式。图1是表示Ni合金零件的制造方法的构成的流程图。Ni合金零件的制造方法具备溶体化处理工序(S10)与时效处理工序(S12)。
溶体化处理工序(S10)是将以金属粉末射出成形法烧结析出硬化型Ni合金粉末而成形的烧结体在1050℃以上1250℃以下保持1小时至5小时后，急速冷却至室温进行溶体化处理的工序。
首先，说明金属粉末射出成形法(MIM：Metal Injection Molding)。金属粉末射出成形法是由混练处理、射出成形处理、脱脂处理和烧结处理构成。
混练处理中以混练机混合析出硬化型Ni合金粉末与由热可塑性树脂或蜡构成的粘合剂，从而制作混练体。
析出硬化型Ni合金粉末使用相当于耐热性优异的析出硬化型Ni合金的Alloy 718(注册商标)的Ni合金粉末。关于析出硬化型Ni合金粉末的组成，是由Ti(钛)：0.65质量％以上1.15质量％以下、Al(铝)：0.20质量％以上0.80质量％以下、Cr(铬)：17.00质量％以上21.00质量％以下、Nb(铌)：4.75质量％以上5.50质量％以下、Mo(钼)：2.80质量％以上3.30质量％以下、Ni(镍)：50.00质量％以上55.00质量％以下、残余为Fe(铁)及不可避免杂质构成。另外，作为不可避免杂质亦能包含B(硼)、Si(硅)、P(磷)、Mn(锰)、Co(钴)、Ta(钽)，Cu(铜)、Pb(铅)、Bi(铋)、Se(硒)、O(氧)、C(碳)或N(氮)。
合金成分的Ti是形成γ’相(gamma prime phase)的元素。γ’相(gamma primephase)由将[Ni3(Al,Ti)]作为主体的金属间化合物形成。Al是形成γ’相(gamma primephase)的元素的同时，亦是形成氧化铝等铝氧化物使耐氧化性提升的元素。Cr是形成氧化铬等铬氧化物使耐氧化性或耐腐蚀性提升的元素。Nb是形成γ”相(gamma double primephase)的元素。γ”相(gamma double prime phase)由将[Ni3Nb]作为主体的金属间化合物形成。Mo是固溶于作为Ni母相的γ相(gamma phase)并强化固溶的同时，使耐腐蚀性提升的元素。Fe是固溶于作为Ni母相的γ相(gamma phase)并强化固溶的元素。Ni是形成作为Ni母相的γ相(gamma phase)、γ’相(gamma prime phase)、γ”相(gamma double primephase)的元素。通过将该等各合金成分设为上述组成范围，能够获得具备耐热性与耐腐蚀性的析出硬化型Ni合金。
关于析出硬化型Ni合金粉末的平均粒径，以小于35μm为优选。如此，通过较通常的合金粉末使用平均粒径较小者，能获得与锻造材料大概相同等的密度与结晶粒径的烧结体。另外，平均粒径意指使用例如以激光衍射散射法所测定的粒子的粒度分布，由粒径小者累积粒度分布的结果，其累积值成为50％时的粒度(中位直径)。关于析出硬化型Ni合金粉末，虽然能使用气雾化粉或水雾化粉等，但是相对于水雾化粉，优选使用氧浓度低的气雾化粉。
在粘合剂能使用由聚苯乙烯树脂、聚甲基丙烯酸甲酯树脂等热可塑性树脂与石蜡等蜡构成的粘合剂。通过混练机混练析出硬化型Ni合金粉末与粘合剂而形成混练体。
射出成形处理中通过射出成形机边对混练体加压边射出至模具内，从而成形预成形体。射出成形机能够使用与制造合成树脂零件等所使用射出成形机相同的射出成形机。
脱酯处理中，对于由模具中取出的预成形体，通过加热或溶剂来去除粘合剂成分。例如能够将预成形体放置于脱脂炉，在氩气等非活性气氛中进行加热而进行脱脂。
烧结处理中，将经脱脂的预成形体在真空环境中或氩气等非活性气氛中进行加热烧结而形成烧结体。关于烧结条件，例如烧结温度是1100℃至1300℃，烧结时间是1小时至5小时。另外，为了致密化烧结体以接近析出硬化型Ni合金的熔点的烧结温进行烧结为优选。此外，关于烧结后的冷却，亦能室温为止进行炉冷，亦能室温为止以空气冷却或水冷等进行急速冷却即可。烧结处理中能够使用一般的金属材料的烧结炉。如此操作，能够获得使用析出硬化型Ni合金粉末以金属粉末射出成形法成形的烧结体。
其次，对使用析出硬化型Ni合金粉末以金属粉末射出成形法成形的烧结体的溶体化处理加以说明。溶体化处理中将此烧结体在1050℃以上1250℃以下保持1小时至5小时后，进行急速冷却至室温为止。进行溶体化处理的原因是，为了在后述时效处理时在作为Ni母相的γ相(gamma phase)中以[Ni3(Al,Ti)]作为主体的γ’相(gamma prime phase)、以[Ni3Nb]作为主体的γ”相(gamma double prime phase)微细地析出，而使形成γ’相(gamma prime phase)或γ”相(gamma double prime phase)的Al、Ti、Nb等合金成分固溶于作为Ni母相的γ相(gamma phase)中。
溶体化处理温度为1050℃以上的原因是，较1050℃更低温时，在晶界等析出以脆性的[Ni3Nb]作为主体的δ相(delta phase)。另外，相对于γ”相(gamma double primephase)的结晶结构为正方晶，δ相(delta phase)的结晶结构为斜方晶。
溶体化处理温度为1250℃以下的原因是，较1250℃更高温时，晶粒会生长变大，因晶粒粗大化而会降低机械强度。
溶体化处理温度优选为1100以上1250℃以下。这是因为，通过将溶体化处理温度设为1100℃以上，更能抑制δ相(delta phase)的析出。
在溶体化处理温度保持时间为1小时至5小时的原因是，保持时间较1小时更短时，有可能不能充分进行Al、Ti、Nb等合金成分在作为Ni母相的γ相(gamma phase)中的固溶，保持时间较5小时更长时，晶粒会生长变大，晶粒会粗大化。
关于由溶体化处理温度冷却至室温，是为了将Al、Ti、Nb等合金成分在室温成为过饱和状态而进行急速冷却。关于由溶体化处理温度的冷却，优选是以空气冷却以上的冷却速度的急速冷却，更优选气体风扇冷却或水冷等急速冷却。
关于溶体化处理，可以在真空环境或使用氩气等非活性气体的非活性气氛下进行处理。此外，关于溶体化处理，可以使用溶体化处理炉等一般金属材料的热处理炉。
时效处理工序(S12)是将经溶体化处理的烧结体保持在600℃以上800℃以下后，室温为止进行冷却而实施时效处理的工序。
时效处理温度为600℃以上800℃以下的原因是，在于此温度范围时，作为Ni母相的γ相(gamma phase)中能使γ’相(gamma prime phase)、γ”相(gamma double primephase)微细地析出，同时，亦能抑制δ相(delta phase)的析出。由于γ”相(gamma doubleprime phase)是准稳定相，在高温被热处理时相变成稳定的δ相(delta phase)。因而，通过将时效处理温度设为600℃以上800℃以下，抑制由γ”相(gamma double prime phase)至δ相(delta phase)的相变。关于在于时效处理温度的保持时间，优选为5小时至30小时。此外，关于由时效处理温度至室温的冷却，是例如以空气冷却或气体风扇冷却等来进行冷却。
关于时效处理，优选进行2阶段时效处理。进行2阶段时效处理时，能由718℃至760℃保持8小时至10小时进行第一时效处理，通过炉冷却由621℃至649℃为止进行冷却后，在621℃至649℃保持8小时至20小时，而以气体风扇冷却等冷却至室温进行处理。2阶段时效处理中，例如将经溶体化处理的烧结体在718℃保持8小时，通过炉冷却以621℃为止进行冷却后，在621℃保持8小时，以气体风扇冷却冷却至室温来进行处理。
关于时效处理，能够在真空环境或使用氩气等非活性气体的非活性气氛中进行处理。此外，关于时效处理，能使用时效炉等一般金属材料的热处理炉。
如此所制造的Ni合金零件是在作为Ni母相的γ相(gamma phase)中，微细地分散并析出γ’相(gamma prime phase)、γ”相(gamma double prime phase)，同时，抑制使延性或韧性等降低的脆性δ相(delta phase)的晶界等析出，并抑制因晶粒生长而导致的晶粒粗大化。由此，能够提高Ni合金零件的拉伸强度、疲劳强度等机械强度。
另外，上述构成的溶体化处理中，通过将使用析出硬化型Ni合金粉末以金属粉末射出成形法成形的烧结体在1050℃以上1250℃以下保持1小时至5小时后，进行急速冷却至室温为止，抑制脆性δ相(delta phase)的析出的同时，亦抑制晶粒的粗大化。另一方面，锻造材料时通过强制地赋予应变并使晶粒微细化，从而使机械强度提升，如果在如此高温对锻造材料进行溶体化处理，则因回复或再结晶而晶粒粗大化，降低机械强度。相对于此，在金属粉末射出成形法使粒径小的金属粉末烧结后进行成形，而即使在烧结体未强制地赋予应变亦能进行晶粒的微细化。因而，根据上述构成，即使以1050℃以上1250℃以下的如此高温下进行溶体化处理，亦能抑制晶粒的粗大化而抑制机械强度的降低。
此外，在金属粉末射出成形的烧结处理中，在1100℃以上1250℃以下保持1小时至5小时，进行急速冷却至室温为止来成形烧结体时，亦能省略溶体化处理工序(S10)。这是因为，此时，烧结处理兼顾溶体化处理工序(S10)的溶体化处理的功能。另外，关于烧结处理后的时效处理，由于与上述的时效处理工序(S12)相同，因而省略详细说明。
图2是表示适用于燃气涡轮的Ni合金零件10的构成的图。图2中作为Ni合金零件10，表示作为燃气涡轮零件的压缩机翼。如此压缩机翼中，因空力性能提升的必要性，翼面形状也主要采用薄壁的三维形状，需要复杂的组合工序。压缩机翼是构成空气流路的零件，对于振动要求具有充分的疲劳强度等机械强度。因而，对如此压缩机翼通过金属粉末射出成形法使用相当于ALLOY718(注册商标)的析出硬化型Ni合金粉末成形烧结体，将上述构成的溶体化处理工序(S10)与时效处理工序(S12)适用于此烧结体，从而能够以更低成本制造提升了疲劳强度等机械强度特性的压缩机翼。
以上，根据上述构成，通过具备将以金属粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末烧结而成形的烧结体在1050℃以上1250℃以下保持1小时至5小时后，急速冷却至室温进行溶体化处理的溶体化处理工序，与将经前述溶体化处理的烧结体保持在600℃以上800℃以下后，冷却至室温进行时效处理的时效处理工序，使得在作为Ni母相的γ相(gammaphase)中以[Ni3(Al、Ti)]作为主体的γ’相(gamma prime phase)、以[Ni3Nb]作为主体的γ”相(gamma double prime phase)微细地分散并析出的同时，抑制使机械强度降低的脆性δ相(delta phase)的晶界等析出，并且抑制通过晶粒生长的晶粒粗大化，从而提升Ni合金零件的疲劳强度等机械强度。前述析出硬化型Ni合金粉末，是由Ti：0.65质量％以上1.15质量％以下、Al：0.20质量％以上0.80质量％以下、Cr：17.00质量％以上21.00质量％以下、Nb：4.75质量％以上5.50质量％以下、Mo：2.80质量％以上3.30质量％以下、Ni：50.00质量％以上55.00质量％以下、残余为Fe及不可避免杂质构成的析出硬化型Ni合金粉末。
根据上述构成，通过具备以金属粉末射出成形法在1100℃以上1250℃以下保持1小时至5小时并将析出硬化型Ni合金粉末烧结，进行急速冷却至室温为止而将经成形的烧结体保持在600℃以上800℃以下后，冷却至室温进行时效处理的时效处理工序，使得在作为Ni母相的γ相(gamma phase)中，微细地分散并析出γ’相(gamma prime phase)、γ”相(gamma double prime phase)的同时，抑制使机械强度降低的脆性δ相(delta phase)的晶界等析出，并且抑制通过晶粒生长的晶粒粗大化，从而提升Ni合金零件的疲劳强度等机械强度。此外，金属粉末射出成形法的烧结处理亦具有作为溶体化处理的功能，能够省略溶体化处理，降低制造成本。前述析出硬化型Ni合金粉末，是由Ti：0.65质量％以上1.15质量％以下、Al：0.20质量％以上0.80质量％以下、Cr：17.00质量％以上21.00质量％以下、Nb：4.75质量％以上5.50质量％以下、Mo：2.80质量％以上3.30质量％以下、Ni：50.00质量％以上55.00质量％以下、残余为Fe及不可避免杂质构成的析出硬化型Ni合金粉末。
实施例
通过金属粉末射出成形法使用析出硬化型Ni合金粉末成形烧结体后，进行热处理制作试验片，进行金属组织观察与疲劳特性评价。
金属粉末射出成形
通过金属粉末射出成形法使用析出硬化型Ni合金粉末成形烧结体。关于烧结体，分别成形而使用在金属组织观察与疲劳试验。在析出硬化型Ni合金粉末使用Alloy718(注册商标)粉末。关于析出硬化型Ni合金粉末的合金组成，通过包含20.40质量％的Cr、16.40质量％的Fe、3.10质量％的Mo、5.20质量％的Nb、1.00质量％的Ti、0.50质量％的Al、残余为Ni与0.05质量％的C等不可避免杂质而构成。在析出硬化型Ni合金粉末使用较平均粒径35μm更小的气雾化粉末。
通过混练机混练以析出硬化型Ni合金粉末和由热可塑性树脂与石蜡构成的粘合剂，制作混练体。其次，通过射出成形机将混练体射出至模具内而成形预成形体。然后，由模具取出预成形体，加热预成形体去除粘合剂。并且，将经去除粘合剂的预成形体放置于气氛炉，在非活性气氛中进行加热烧结，形成烧结体。关于烧结温度设为由1100℃至1250℃，关于烧结时间设为1小时至5小时。关于由烧结温度至室温的冷却，通过空气冷却进行急速冷却。
热处理
将以金属粉末射出成形法成形的烧结体在各热处理条件进行热处理而制作实施例1至4、比较例1的试验片。另外，关于烧结体，任一试验片都使用以相同成形条件所制作的烧结体。
实施例1的试验片中，将烧结体在1050℃保持1小时后，室温为止以气体风扇冷却进行急速冷却而实施溶体化处理。其次，将经溶体化处理的烧结体在718℃保持8小时，621℃为止通过炉冷却进行冷却后，在621℃保持8小时，室温为止以气体风扇冷却进行冷却而实施时效处理。
实施例2的试验片中，将烧结体在718℃保持8小时，621℃为止通过炉冷却进行冷却后，在621℃保持8小时，室温为止以气体风扇冷却进行冷却而实施时效处理。另外，在实施例2的热处理中未进行溶体化处理。
实施例3的试验片中，将烧结体在1100℃保持1小时后，室温为止以气体风扇冷却进行急速冷却而实施溶体化处理。其次，将经溶体化处理的烧结体在718℃保持8小时，621℃为止以炉冷却进行冷却后，在621℃保持8小时，室温为止以气体风扇冷却进行冷却而实施时效处理。
实施例4的试验片中，将烧结体在1250℃保持5小时后，室温为止以气体风扇冷却进行急速冷却而实施溶体化处理。其次，将经溶体化处理的烧结体在718℃保持8小时，621℃为止以炉冷却进行冷却后，在621℃保持8小时，室温为止以气体风扇冷却进行冷却而实施时效处理。
比较例1的试验片中，将烧结体在970℃保持1小时后，室温为止以气体风扇冷却进行急速冷却而实施溶体化处理。其次，将经溶体化处理的烧结体在718℃保持8小时，621℃为止以炉冷却进行冷却后，在621℃保持8小时，室温为止以气体风扇冷却进行冷却而实施时效处理。
金属组织
其次，关于各热处理后的试验片，进行金属组织观察。另外，关于金属组织观察，将试验片埋入至镶嵌树脂后进行研磨与侵蚀，以光学显微镜进行观察。图3A表示比较例1中试验片的金属组织观察结果的照片，图3B表示实施例1中试验片的金属组织观察结果的照片，图3C表示实施例2中试验片的金属组织观察结果的照片，图3D表示实施例3中试验片的金属组织观察结果的照片，图3E表示实施例4中试验片的金属组织观察结果的照片。
比较例1的试验片中认定在晶界δ相(delta phase)的析出。相对于此，由实施例1至实施例4的试验片中，不能认定δ相(delta phase)的析出，晶粒生长被抑制。由此事实得知，通过将烧结体在1050℃以上1250℃以下保持1小时至5小时后，进行急速冷却至室温为止而实施溶体化处理，能抑制脆性δ相(delta phase)的晶界等析出，并且能够抑制通过晶粒生长的晶粒粗大化。此外得知，将烧结体以较1050℃更低的溶体化处理温度进行溶体化处理时，在晶界析出δ相(delta phase)。进而得知，实施例2的试验片中，亦不能认定δ相(delta phase)的析出，通过晶粒生长晶粒粗大化被抑制，而金属粉末射出成形的烧结处理具备作为溶体化处理的功能。
疲劳试验
关于疲劳试验，通过室温与高温依ASTM E466进行。关于室温疲劳试验，设为应力比：R＝-1(交变应力)、应力振幅：由400MPa至600MPa。关于高温疲劳试验，设为试验温度：538℃、应力比：R＝-1(交变应力)、应力振幅：由500MPa至600MPa。另外，关于室温疲劳试验，对比较例1及实施例2的试验片进行实施，关于高温疲劳试验，对实施例1及实施例2的试验片进行实施。并且，在1×107次数循环数未发生疲劳破坏者，在其时点中断试验。
图4表示室温疲劳试验结果的图表。图4的图表中在横轴采取循环数，在纵轴采取应力振幅，以白圈表示实施例2的试验片的试验结果，以黑色三角形表示比较例1的试验片的试验结果。另外，关于在1×107次数循环数未疲劳破坏者，以附加箭头的白圈表示。得知实施例2的试验片中，较比较例1的试验片更提升疲劳特性。关于此理由，推测相对于实施例2的试验片中未析出δ相(delta phase)，比较例1的试验片中通过在晶界析出δ相(deltaphase)而降低疲劳特性。
图5表示高温疲劳试验结果的图表。图5的图表中在横轴采取循环数，在纵轴采取应力振幅，以白圈表示实施例1的试验片的试验结果，以黑色三角形表示实施例2的试验片的试验结果。另外，关于在1×107次数循环数未疲劳破坏者，以附加箭头的黑色三角形表示。实施例1及实施例2的试验片中，任一者均获得高疲劳特性。关于此理由，推测实施例1及实施例2的试验片中未析出δ相(delta phase)。又得知，实施例2的试验片中较实施例1的试验片更提升疲劳特性。关于此理由，推测相当于实施例2的试验片的溶体化处理温度的烧结温度较实施例1的试验体的溶体化处理温度在于更高温度。
产业上利用可能性
根据上述构成的Ni合金零件的制造方法，使疲劳强度等机械强度提升，因而能适用在燃气涡轮的压缩机翼等。

Claims (4)

1.一种Ni合金零件的制造方法，具备：
将以金属粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末烧结而成形的烧结体在1050℃以上且1250℃以下保持1小时至5小时后，进行急速冷却至室温为止而实施溶体化处理的溶体化处理工序，以及
将经所述溶体化处理的烧结体保持在600℃以上且800℃以下后，冷却至室温进行时效处理的时效处理工序；
其中，所述析出硬化型Ni合金粉末是由Ti：0.65质量％以上且1.15质量％以下、Al：0.20质量％以上且0.80质量％以下、Cr：17.00质量％以上且21.00质量％以下、Nb：4.75质量％以上且5.50质量％以下、Mo：2.80质量％以上且3.30质量％以下、Ni：50.00质量％以上且55.00质量％以下、残余为Fe及不可避免杂质构成的析出硬化型Ni合金粉末。
2.如权利要求1所述的Ni合金零件的制造方法，其中所述溶体化处理工序中将所述烧结体在1100℃以上且1250℃以下进行溶体化处理。
3.一种Ni合金零件的制造方法，具备：
将以金属粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末在1100℃以上且1250℃以下保持1小时至5小时并烧结，进行急速冷却至室温为止而成形的烧结体保持在600℃以上且800℃以下后，冷却至室温进行时效处理的时效处理工序，
其中，所述析出硬化型Ni合金粉末是由Ti：0.65质量％以上且1.15质量％以下、Al：0.20质量％以上且0.80质量％以下、Cr：17.00质量％以上且21.00质量％以下、Nb：4.75质量％以上且5.50质量％以下、Mo：2.80质量％以上且3.30质量％以下、Ni：50.00质量％以上且55.00质量％以下、残余为Fe及不可避免杂质构成的析出硬化型Ni合金粉末。
4.如权利要求1至3中任一项所述的Ni合金零件的制造方法，其中所述Ni合金零件是燃气涡轮零件。
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