CN107250416A - Ni基超耐热合金的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明通过Ni基超耐热合金的制造方法使含高γ'Ni基超耐热合金的热加工变得容易，所述制造方法包括：第一冷加工工序：以5％以上且小于30％的加工率对具有γ'摩尔率为40％以上的组成的Ni基超耐热合金铸锭进行冷加工；和、第一热处理工序：在超过γ'固溶温度的温度条件对进行了第一冷加工的冷加工材料进行热处理。另外，上述制造方法优选进一步包括：第二冷加工工序：以20％以上的加工率对第一热处理工序后的热处理材料进行第二冷加工；和、第二热处理工序，在低于γ'溶线温度下对进行了第二冷加工的第二冷加工材料进行热处理。

Description

Ni基超耐热合金的制造方法
技术领域
本发明涉及Ni基超耐热合金的制造方法，尤其涉及初轧用中间材料的制造方法。
背景技术
飞机发动机、发电用的燃气涡轮中作为耐热部件大多使用例如718合金那样的Ni基超耐热合金。随着燃气涡轮的高性能化和节约燃料，寻求具有高的耐热温度的耐热部件。为了提高Ni基超耐热合金的耐热性，增加由Ni3(Al，Ti)等的组成表示的作为金属间化合物的析出强化相的γ’(Gamma prime，以下记为γ’)相的量是最有效的。以后，为了满足高耐热性·高强度，寻求进一步提高Ni基超耐热合金的γ’摩尔率。
然而，γ’相的增加使热加工时的变形阻力增大，使锻造加工变得困难。另外，γ’摩尔率越高，铸造凝固时的偏析倾向越强，使铸锭中的高温不稳定相、铸造缺陷增多并且铸锭的热锻造性降低。而且，作为γ’生成元素的Al、Ti的大量添加也会引起合金的固相线温度降低、再结晶温度上升，从而使热锻造温度区域变窄(通常热锻造在固相线温度以下且再结晶温度以上的温度下进行)。以往γ’摩尔率为40％以上时，几乎不存在实际中能够锻造的温度范围而被认为难以进行热锻造。因此，在制造γ’摩尔率高的Ni基超耐热合金时，提出了回避锻造加工的困难，通过粉末烧结来制造以铸造状态使用的铸器、初始铸锭的粉末冶金法等(例如，日本特开平10-46278号公报(专利文献1))。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平10-46278号公报
发明内容
发明要解决的问题
如前述的专利文献1的方法所述，以铸造状态作为部件使用的铸造材料存在粗大铸造组织、合金元素的铸造偏析、铸造缺陷，从而力学性能、可靠性受到限制，因此无法用于例如像涡轮盘那样要求高的可靠性的部件中。粉末冶金法能够制造高γ’摩尔率的合金作为焙烧材料，但与熔化/锻造法相比，工序工艺复杂，为了防止制造工序中杂质的混入，高度的管理是不可缺少的，有制造成本高的问题。因此，铸造材料、焙烧材料限定于一部分特殊用途中。
本发明的目的在于提供在制造含高γ’相的Ni基超耐热合金时成为问题的、使热加工容易的Ni基超耐热合金的制造方法。
用于解决问题的方案
根据本发明的一观点，可提供一种Ni基超耐热合金的制造方法，其包括如下工序：
准备工序：准备具有γ’摩尔率为40％以上的组成的Ni基超耐热合金铸锭，
第一冷加工工序：以5％以上且小于30％的加工率对所述Ni基超耐热合金铸锭进行冷加工；和
第一热处理工序：在超过γ’固溶温度(以下记为γ’溶线温度)的温度条件对进行了所述第一冷加工的冷加工材料进行热处理。
进行所述第一热处理的温度优选为(γ’固溶温度+40℃)以下且低于所述Ni基超耐热合金的固相线温度。
根据一具体例子，所述制造方法优选进一步包括如下工序：
第二冷加工工序：以20％以上的加工率对实施了所述第一热处理工序的热处理材料进行第二冷加工；和
第二热处理工序：在低于γ’溶线温度的温度条件对进行了所述第二冷加工的第二冷加工材料进行热处理。
进行所述第二热处理的温度优选为(γ’固溶温度-80℃)以上。
本发明的一具体例子中，所述第一冷加工或所述第二冷加工优选为锻造、拉伸加工、喷射加工中的任一种或两种以上的组合。
本发明的一具体例子中，Ni基超耐热合金的组成以质量％计优选包含：C：0.001～0.250％、Cr：8.0～22.0％、Co：28.0％以下、Mo：2.0～7.0％、W：6.0％以下、Al：2.0～8.0％、Ti：0.5～7.0％、Nb：4.0％以下、Ta：3.0％以下、Fe：10.0％以下、V：1.2％以下、Hf：1.0％以下、B：0.001～0.300％、Zr：0.001～0.300％，余量由Ni和杂质构成。
发明的效果
根据本发明，能够容易地进行以往被认为是难以进行的热锻造等热加工的γ’摩尔率为40％以上的难加工Ni基超合金的初轧锻造等热加工。由此，能够使用含高γ’相的Ni基超耐热合金来进行例如飞机用、发电用高性能涡轮盘的制造。
通过参照以下的非限定性的具体例子的说明及附上的附图来表面本发明的其它优点、特征和详细内容。
附图说明
图1是通过对No.A合金应用了第一冷加工工序和第一热处理工序的本发明的制造方法制造的Ni基超耐热合金(No.1)的金属组织照片。
图2是通过对No.A合金应用了第一冷加工工序和第一热处理工序的本发明的制造方法制造的Ni基超耐热合金(No.2)的金属组织照片。
图3是通过对No.A合金应用了第一冷加工工序和第一热处理工序的本发明的制造方法制造的Ni基超耐热合金(No.7)的金属组织照片。
图4是通过对No.A合金应用了第一冷加工工序和第一热处理工序的本发明的制造方法制造的Ni基超耐热合金(No.8)的金属组织照片。
图5是No.A合金的比较例(No.14)的金属组织照片。
图6是通过对No.B合金应用了第一冷加工工序和第一热处理工序、进而应用了第二冷加工工序和第二热处理工序的本发明的制造方法制造的Ni基超耐热合金的金属组织照片。
图7是通过对No.C合金应用了第一冷加工工序和第一热处理工序、进而应用了第二冷加工工序和第二热处理工序的本发明的制造方法制造的Ni基超耐热合金的金属组织照片。
图8是用于说明从直径方向进行压缩的冷加工的示意图。实线表示加工前、虚线表示加工后的原材料形状。
图9是用于说明轴向镦粗压缩(upsetting compression)的冷加工的示意图。实线表示加工前、虚线表示加工后的原材料形状。
具体实施方式
以下对本发明的制造方法的各工序、及其条件的限定理由进行说明。
<铸锭>
用于本发明制造方法的Ni基超合金准备具有的γ’摩尔率为40％以上的组成的铸锭。铸锭的制造方法只要使用真空熔化和真空电弧重熔、电渣重熔等的常规方法即可。需要说明的是，后述的本发明的制造方法尤其适用于在以往的热锻造初轧技术中无法对应的γ’摩尔率为60％～70％Ni基超合金的加工。
<第一冷加工工序>
本发明中，首先，对上述铸锭进行冷加工。虽然冷加工和再结晶热处理中的再结晶的原理尚未完全明确，但在本发明中使用冷加工的理由在于：首先，与热锻造加工相比，不进行加工过程中的恢复、动态再结晶，从而能够最有效地向材料中导入由塑性加工带来的应变能。接着，是由于在铸锭的状态下存在有不均匀地分布的共晶γ’相、碳化物、其它析出相，并且利用μm级的微塑性变形的不均匀性来制作应变梯度高的位点是有利的。应变梯度高的位点容易变成再结晶核生成起点。通过使用该冷加工，由于低的冷加工率和后述的适宜的热处理而能够顺利地得到再结晶组织。
作为前述的冷加工，本发明中将第一冷加工工序的加工率设为5％以上且小于30％。在原理上有时随着应变量的增加使塑性变形了的材料的再结晶变得容易。加工率小于5％时，向铸锭中导入的应变不足，即使使用之后进行的热处理也无法引起再结晶。因此，将第一冷加工工序的加工率的下限设为5％。为了更可靠地得到再结晶组织，优选将第一冷加工工序的加工率的下限设为8％。
另一方面，加工率越高，越能够通过之后进行的热处理使再结晶变得容易，能够使再结晶晶粒微细，因此第一冷加工工序的加工率优选高。然而，铸造状态下的铸锭或者进行了均热热处理的铸锭呈现出枝晶(dendritic)的粗大组织，在铸锭中存在凝固偏析、铸造缺陷等，从而使冷加工延性受到限制。因此，考虑到冷加工时的缺陷发生风险，将第一冷加工工序的加工率的上限设为小于30％。优选的第一冷加工工序的加工率的上限为20％、进一步优选为15％。
需要说明的是，作为代表性的加工方法，有如下加工方法：从如图8所示那样的直径方向的压缩方式和如图9所示的镦粗锻造(upset forging)那样的直径的长度几乎不发生变化，从而在长度方向上进行压缩。图8和图9中均向箭头的方向施加压缩力。
例如，图8所示的直径方向压缩的加工率通过下述的式(1)定义。
加工率(％)＝((L0-L1)/L0)×100％…(1)
此处，L0为冷加工前的直径，L1是从直径方向进行压缩加工后的尺寸。
需要说明的是，例如作为从直径方向进行的压缩，有如锻延那样使直径的截面积变小并将原材料的长度制成长条的加工方法，在此情况下，利用锻延前的直径与锻延后的直径求出加工率为宜。另外，使用本发明的情况下，有如后述的实施例1所示那样的加工方法。例如有如下方法：对于限制了原材料的长度方向的圆棒材料，重复进行：在轴向上规定角度的旋转及在其每次旋转的直径方向的压缩。根据该方法，作为结果，长度方向和直径方向几乎不发生变化而能够对材料本身均匀地施加应变。此时的加工率通过每1道次(pass)的直径方向的变化并使用上述(1)式计算出。
需要说明的是，图9所示的镦粗压缩的加工率用式(2)定义。
加工率(％)＝((L2-L3)/L2)×100％…(2)
此处，L2为压缩加工前的长度(高度)，L3为加工后的长度(高度)。
<第一热处理工序>
接着，在本发明得到的制造方法中，对进行了前述第一冷加工的冷加工材料进行第一热处理。将第一热处理工序的温度设为超过被加工Ni基超耐热合金的γ’溶线温度的温度(超固溶热处理：supersolvus heat treatment)。根据本发明人的研究，可知对进行了第一冷加工的冷加工材料进行热处理时，由于热处理温度的上升而使再结晶进行。得到了尤其在γ’溶线温度左右时行为发生很大改变的见解。在γ’溶线温度以下时，无法得到低应变变形的健全的再结晶组织；但在超过γ’溶线温度的温度区域中，可得到95％以上的再结晶组织。因此，在超过Ni基超耐热合金的γ’溶线温度的温度条件进行第一热处理工序。为了得到更健全的再结晶组织，优选的第一热处理温度的下限为γ’溶线温度+5℃、更优选为γ’溶线温度+10℃。
需要说明的是，为了维持健全的再结晶组织，第一热处理温度的上限为小于Ni基超耐热合金的固相线。加热至固相线以上时，Ni基超耐热合金的一部分开始熔化，而不再称为热处理。另外，第一热处理温度变得过高时，有时促进再结晶晶粒的生长并促进晶粒的粗大化，因此第一热处理温度的上限优选设为γ’溶线温度+40℃。其中，设为该温度和固相线温度中低的一个。进一步优选第一热处理温度的上限为γ’溶线温度+20℃。其中，设为该温度和固相线温度中低的一个。
通过该第一冷加工工序和第一热处理工序的组合，从而可对Ni基超耐热合金应用热加工，能够使再结晶率为90％以上。
铸锭具有铸造组织而晶体粒径粗大。另外，大多存在具有依赖于冷却方向的各向异性的柱状晶。这样的铸造组织在热变形时mm级的宏观塑性变形不均匀，容易在热加工时产生早期的裂纹。通过再结晶制作的晶体组织为等轴晶体，能够将晶体粒径变得微细，因此热变形均匀，不易发生局部的位错的蓄积。因此，可抑制在热加工时裂纹的产生，从而热加工性优异。
<第二冷加工工序和第二热处理工序>
本发明中，通过上述的第一冷加工工序和第一热处理工序的组合，从而能够得到简化热加工所需的再结晶晶粒；为了使该再结晶组织微细，优选进一步进行第二冷加工工序和第二热处理工序。
本发明将第二冷加工工序的加工率设为20％以上，将第二热处理工序的温度设为小于γ’溶线温度(亚固溶热处理)。如上述那样通过冷加工的加工率越高，在之后进行的第二热处理工序中的再结晶率越高，从而再结晶粒径变得微细。为了得到健全的再结晶组织并在后工序的热锻造中得到充分的加工延性，而将第二冷加工工序的加工率的下限设为20％。为了制作更微细均匀的再结晶组织，优选的第二冷加工工序的加工率的下限为30％、更优选为40％。另一方面，对于加工率的上限不进行特别设定，但以在第二冷加工工序中不发生裂纹为基准，将80％的加工率设为上限具有现实性。
另外，将第二热处理工序的温度设为小于γ’溶线温度的理由如下。对于超过γ’溶线温度的超固溶热处理容易再结晶，但再结晶粒径粗大。另一方面，虽然亚固溶热处理中再结晶的进行慢，但所得的再结晶组织微细。通过组合第二冷加工工序和亚固溶热处理的第二热处理工序，从而可实现再结晶组织的微细化。因此，将在本发明中进行的第二热处理工序设为小于γ’溶线温度。为了更可靠地对再结晶组织进行微细化，第二热处理工序的优选的温度的上限为γ’溶线温度-10℃、更优选为γ’溶线温度-20℃。另一方面，第二热处理温度过低时，有时使再结晶率变低，因此将第二热处理温度的下限设为γ’溶线温度-80℃为宜。更优选的第二热处理温度的下限为γ’溶线温度-50℃、进一步优选为γ’溶线温度-40℃。
通过使再结晶的晶粒进一步微细化，从而能够提高抑制局部位错蓄积的效果，进一步提高热变形的均匀性，从而进一步提高热加工性。
上述的冷加工的方法使用压制、锻延等锻造；型锻(swaging)等拉伸加工、喷丸(shot blasting)、喷丸硬化(shot peening)等喷射加工为宜。为了向Ni基超耐热合金铸锭中导入应变而进行冷加工。虽然基本上可以使用能够导入应变的所有方法，但考虑到原材料为铸锭这一情况，优选使用锻造、拉伸加工、喷射加工。其中，由于单独使用喷射加工时难以以5％以上的加工率进行冷加工，因此优选组合锻造、拉伸加工。喷射加工是主要向铸锭表面导入应变的处理，铸锭的裂纹的发生以表面为起点发生，因此特别适合对容易产生裂纹的Ni基超耐热合金制的铸锭的冷加工。另外，从加工效率和成本的观点出发，作为容易控制应变导入的量、应变速度，能够使应变能有效蓄积在材料中的加工方法，例如优选使用油压机(锻造)。
接着，对在本发明的制造方法中使用的Ni基超耐热合金的优选的组成进行说明。只要是γ’摩尔率为40％以上的组成就可以广泛使用本发明，其中特别适合以下的组成。需要说明的是，组成的单位是质量％。
<C：0.001～0.250％>
C具有提高晶界强度的效果。该效果在0.001％以上得以显现，过量含有C时，形成粗大的碳化物，使强度、热加工性降低，因此将0.250％设为上限。优选下限为0.005％，更优选为0.010％。此外，优选上限为0.150％，更优选为0.110％。
<Cr：8.0～22.0％>
Cr为提高耐氧化性、耐腐蚀性的元素。为了得到该效果，需要8.0％以上。过量含有Cr时会形成σ相等脆性相，从而使强度、热加工性降低，因此上限设为22.0％。优选下限为9.0％，更优选为9.5％。此外，优选上限为18.0％，更优选为16.0％。
<Co：28.0％以下>
Co改善组织的稳定性，即使大量含有作为强化元素的Ti也能维持热加工性。是通过与其它元素的组合，能够以28.0％以下的范围含有的选择元素之一。提高Co含量时，使热加工性提高，特别是对于难加工性的Ni基超耐热合金而言，Co的添加是有效的。另一方面，Co价格昂贵，因此使成本上升。出于提高热加工性的目的而添加Co时，将优选的下限设为8.0％为宜。进一步优选为10.0％。另外，将Co的优选的上限设为18.0％。更优选为16.0％。需要说明的是，通过γ’生成元素、Ni基体生成的平衡，也可将Co设为无添加水平(原料的不可避免的杂质水平)时，将Co的下限设为0％。
<Fe：10.0％以下>
Fe是作为高价的Ni、Co的替代而使用的选择元素之一，对于合金成本的减少是有效的。为了得到该效果，决定是否通过与其它元素的组合进行添加为宜。但是，过量含有Fe时会形成σ相等的脆性相，从而使强度、热加工性降低，因此将Fe的上限设为10.0％。优选的上限为9.0％、更优选为8.0％。另一方面，通过γ’生成元素、Ni基体生成的平衡，也可将Fe设为无添加水平(原料的不可避免的杂质水平)，该情况下将Fe的下限设为0％。
<Mo：2.0～7.0％>
Mo有助于基体的固溶强化，有提高高温强度的效果。为了得到该效果，需要2.0％以上；但Mo过量时会形成金属间化合物相而损害高温强度，因此将上限设为7.0％。优选的下限为2.5％、更优选为3.0％。另外，优选的上限为5.0％、更优选为4.0％。
<W：6.0％以下>
W与Mo同样地，是有助于基体的固溶强化的选择元素之一。W过量时会形成有害的金属间化合物相而损害高温强度，因此将上限设为6.0％。优选的上限为5.5％、更优选为5.0％。为了进一步可靠地发挥前述的W的效果，将W的下限设为1.0％为宜。另外，通过复合添加W和Mo，从而能够进一步发挥固溶强化效果。复合添加时的W优选0.8％以上的添加。需要说明的是，通过充分添加Mo，也可将W设为无添加水平(原料的不可避免的杂质水平)，该情况下将W的下限设为0％。
<V：1.2％以下>
V是对基体的固溶强化、碳化物生成所带来的晶界强化有用的选择元素之一。为了更可靠地发挥该V的效果，将V的下限设为0.5％为宜。但是，V的过度添加会导致制造过程中高温不稳定相的生成，会导致对制造性和高温力学性能产生不良影响，因此将V的上限设为1.2％。优选的上限为1.0％、更优选为0.8％。需要说明的是，通过与合金中的其它合金元素的平衡，也可将V设为无添加水平(原料的不可避免的杂质水平)，该情况下将V的下限设为0％。
<Al：2.0～8.0％>
Al形成作为强化相的γ’(Ni3Al)相，是提高高温强度的必要元素。为了得到该效果，需要最低2.0％，但过度的添加使热加工性降低，从而成为造成加工中的裂纹等材料缺陷的原因，因此限定为2.0～8.0％。优选的下限为2.5％、更优选为3.0％。另外，优选的上限为7.5％、更优选为7.0％。
<Ti：0.5～7.0％>
Ti也与Al同样地形成γ’相，是使γ’相固溶强化而提高高温强度的必要元素。为了得到该效果，需要最低0.5％，但过度的添加使γ’相在高温下变得不稳定，则导致在高温下的粗大化并且形成有害的η(eta)相，损害热加工性，因此将Ti的上限设为7.0％。考虑到与其它γ’形成元素、基体的平衡，Ti的优选的下限为0.7％、更优选为0.8％。另外，优选的上限为6.5％、更优选为6.0％。
<Nb：4.0％以下>
Nb与Al、Ti同样地形成γ’相，是使γ’相固溶强化而提高高温强度的选择元素之一。为了更可靠地发挥该Nb的效果，将Nb的下限设为2.0％为宜。但是，Nb的过度添加形成有害的δ(delta)相，损害热加工性，因此将Nb的上限设为4.0％。优选的上限为3.5％、更优选为2.5％。通过其它γ’形成元素的添加，也可将Nb设为无添加水平(原料的不可避免的杂质水平)，该情况下将Nb的下限设为0％。
<Ta：3.0％以下>
Ta是与Al、Ti同样地形成γ’相，使γ’相固溶强化而提高高温强度的选择元素之一。为了更可靠地发挥该Ta的效果，将Ta的下限设为0.3％为宜。但是，Ta的过度添加使γ’相在高温下变得不稳定，导致在高温下的粗大化并且形成有害的η(eta)相从而损害热加工性，因此将Ta的上限设为3.0％。优选为2.5％以下。另一方面，通过Ti、Nb等γ’形成元素添加、基体的平衡，也可将Ta设为无添加水平(原料的不可避免的杂质水平)，该情况下将Ta的下限设为0％。
<Hf：1.0％以下>
Hf是对合金的耐氧化性提高、碳化物生成所带来的晶界强化有用的选择元素之一。为了更可靠地发挥该Hf的效果，将Hf的下限设为0.1％为宜。但是，Hf的过度添加导致制造过程中氧化物的生成、高温不稳定相的生成；导致对制造性和高温力学性能产生不良影响，因此将Hf的上限设为1.0％。需要说明的是，通过与合金中的其它合金元素的平衡，也可将Hf作为无添加水平的原料(不可避免的杂质水平)，在该情况下将Hf的下限设为0％。
<B：0.001～0.300％>
B是提高晶界强度、改善蠕变强度、延性的元素。为了得到该效果，需要最低0.001％。另一方面，B使熔点降低的效果大，此外，形成粗大的硼化物时会阻碍加工性，因此控制在不超过0.300％为宜。优选的下限为0.003％、更优选为0.005％。另外，优选的上限为0.20％、更优选为0.020％。
<Zr：0.001～0.300％>
Zr与B同样地具有提高晶界强度的效果，为了得到该效果，最低设为0.001％。另一方面，Zr过量时，果然会导致熔点的降低，阻碍高温强、热加工性，因此将上限设为0.300％。优选的下限为0.005％、更优选为0.010％。另外，优选的上限为0.250％、更优选为0.200％。
以上，除了说明的元素以外的余量设为Ni，自然包含不可避免的杂质。
实施例
(实施例1)
通过以下的实施例对本发明进行进一步详细地说明。
对Ni基超耐热合金进行真空熔化，通过失蜡(lost wax)精密铸造来制作Ni基超耐热合金A的铸锭(φ40mm×200mmL)。将Ni基超耐热合金A的化学组成示于表1。关于Ni基超合金，在平衡状态下能够析出的γ’的量、γ’溶线温度在原理上由其合金组成决定。Ni基超耐热合金A的γ’溶线温度和γ’摩尔率使用市售计算软件JMatPro(Version 8.0.1、SenteSoftware Ltd.产品)来计算，γ’溶线温度为1188℃，700℃的γ’摩尔％为69％。
从得到的Ni基超耐热合金A的铸锭从与铸锭的长度方向平行的方向采取φ13mm×100mmL的压缩试验用样品。
[表1]
(质量％)
C Cr Mo Al Ti Nb Fe Zr B 余量
0.11 13.30 4.40 6.10 0.85 2.34 1.18 0.06 0.011 Ni和不可避免的杂质
第一冷加工从直径方向上对φ13mm×100mmL的压缩样品进行多个道次的压缩。不同的压缩道次的压缩方向如下方式进行。
第1道次：在直径方向的任意方向上进行第1次压缩。
第2道次：以第1次压缩的方向为基准，使其旋转90°方向进行第二压缩。
第3道次：以第1次压缩的方向为基准，使其旋转正45°方向进行压缩。
第4道次：以第1次压缩的方向为基准，使其旋转负45°方向进行压缩。
第5道次：以第1道次方向为基准，使其旋转正22.5°方向进行压缩。
第6道次：以第1道次方向为基准，使其旋转负22.5°方向进行压缩。
第7道次：以第2道次的方向为基准，使其旋转正22.5°方向进行压缩。
第8道次：以第2道次的方向为基准，使其旋转负22.5°方向进行压缩。
以上述顺序分别实施了第2道次～第8道次。将各自的加工道次数示于表2。表示的方法如下，例如，对于实施至第2道次为止的加工，将加工道次数记为2，对于实施至第8道次为止的加工，将加工道次数记为8。
需要说明的是，加工率的计算如上述的(1)式所述，通过加工(压缩)率(％)＝(L0-L1)/L0×100％进行计算，L0和L1是每个道次的直径方向的压缩前后尺寸。压缩加工温度为室温，压缩的应变速度均为0.1/秒。
对进行了上述第一冷加工工序的材料实施了规定温度和保持时间的第一热处理工序。将第一冷加工工序的条件示于表2。作为第一热处理工序，表2中所示的“亚固溶处理”的热处理条件为1150℃×30分钟，“超固溶处理(A)”的热处理条件为1200℃×5分钟、“超固溶处理(B)”的热处理条件为1200℃×30分钟。需要说明的是，热处理后对所有样品均进行了空气冷却。
另外，从第一热处理工序后的圆棒上切取厚度5mm的显微观察用样品，从圆棒的轴向起进行光学显微镜观察。组织观察的腐蚀液为Kalling液，再结晶率的计算利用再结晶组织的面积率计算出。将再结晶率的测定结果同时示于表2。将实施例和比较例的显微照片示于图1～图5。
[表2]
由表2和图1～5的结果可知，应用了在本发明中规定的第一冷加工工序(加工率5％以上)和第一热处理工序(超固溶热处理)的铸锭，则可得到充分的再结晶组织。另一方面，第一冷加工工序的加工率小于5％、或在不符合第一热处理工序(超固溶热处理)的温度的温度区域进行了热处理的材料未能得到50％以上的再结晶组织。
(实施例2)
对Ni基超耐热合金进行真空熔化，制作Ni基超耐热合金B的铸锭(φ100mm×110mmL)。将Ni基超耐热合金B的化学组成示于表3。Ni基超耐热合金B的γ’溶线温度和γ’摩尔率通过市售计算软件JMatPro来计算，γ’溶线温度为1162℃，700℃的γ’摩尔％为46％。
从得到的Ni基超耐热合金B的铸锭的1/4直径位置在与铸锭的轴向平行方向采取φ22mm×55mmL的压缩试验用样品。
[表3]
(质量％)
C Cr Mo W Co Al Ti Nb Fe Zr B
0.0193 15.72 3.02 1.21 15.04 2.58 4.96 ＜0.01 0.01 0.031 0.013
※余量是Ni和不可避免的杂质
第一冷加工工序设为从轴向上对φ22mm×55mmL的圆棒进行镦粗的方式，以加工率10％进行了冷加工。需要说明的是，加工率的计算如上述(2)式所述，第一冷加工(压缩)通过压缩加工率(％)＝(L2-L3)/L2×100％定义，L2和L3分别是压缩加工前和后的长度(高度)。需要说明的是，在第一冷加工工序中，以加工率40％进行了加工的压缩试验用样品产生裂纹，因此未进行之后的第一热处理工序。
接着，实施了第一热处理工序。关于第一热处理工序的条件，在保持温度1180℃×8小时保持后，以60℃/小时的冷却速度冷却至500℃，在500℃下从热处理炉中取出样品并进行空气冷却。
实施了第一冷加工工序和第一热处理工序后，利用与实施例1同样的方法评价显微组织，确认了再结晶率为100％。需要说明的是，利用ASTM法评价了再结晶粒径大小，结果平均粒径为320μm。
对经过了第一冷加工工序和第一热处理工序的压缩试验后的样品进一步进行第二冷加工工序，从而从轴向上通过镦粗压缩进行加工率30％的冷加工，然后实施第二热处理工序。关于第二热处理工序的条件，在保持温度1130℃×30分钟保持后进行空气冷却。
以通过长度方向的中心线的方式切断实施了第二冷加工工序和第二热处理工序的压缩试验后的样品，观察了1/4D(D为直径)位置的显微组织。腐蚀采用电解腐蚀(电解腐蚀液：10％草酸水溶液、腐蚀电压：4V、腐蚀时间2秒)。将由此得到的组织示于图6，其平均粒径为10.6μm(ASTM#9.7)。
由该结果可知，通过使用在本发明中规定的Ni基超耐热合金的制造方法，从而可充分地实现晶粒的微细化。
(实施例3)
对Ni基超耐热合金进行真空熔化，制作Ni基超耐热合金C的铸锭(φ100mm×110mmL)。将Ni基超耐热合金C的化学组成示于表4。Ni基超耐热合金C的γ’溶线温度和γ’摩尔率使用市售计算软件JMatPro来计算，γ’溶线温度为1235℃，γ’摩尔％为72％。
从得到的Ni基超耐热合金C的铸锭的1/4直径位置采集在与铸锭的轴向平行方向采取φ22mm×55mmL的压缩试验用样品。
[表4]
(质量％)
C Cr Mo V Co Al Ti Nb Fe Zr B
0.0149 9.80 2.93 0.67 15.12 5.48 4.55 ＜0.01 0.10 0.046 0.013
※余量是Ni和不可避免的杂质
第一冷加工工序设为从轴向对φ22mm×55mmL的圆棒进行镦粗的方式，以加工率10％进行了冷加工。加工率如上述的(2)式所述。需要说明的是，在第一冷加工工序中，以加工率40％进行了加工的压缩试验用样品产生裂纹，因此未进行之后的第一热处理工序。
接着，实施了第一热处理工序。关于第一热处理工序的条件，在保持温度1250℃×8小时保持后，以60℃/小时的冷却速度冷却至500℃，在500℃下从热处理炉中取出样品并进行空气冷却。
实施了第一冷加工工序和第一热处理工序后，利用与实施例1同样的方法评价显微组织，确认了再结晶率为100％。需要说明的是，利用ASTM法评价了再结晶粒径大小，结果平均粒径为290μm。
对经过了第一冷加工工序和第一热处理工序的压缩试验后的样品进一步进行第二冷加工工序，从轴向上进行加工率30％的冷加工，然后实施第二热处理工序。关于第二热处理工序的条件，在保持温度1200℃×30分钟保持后进行空气冷却。
以通过长度方向的中心线的方式切断实施了第二冷加工工序和第二热处理工序的压缩试验后的样品，观察了1/4D(D为直径)位置的显微组织。腐蚀采用电解腐蚀(电解腐蚀液：10％草酸水溶液、腐蚀电压：4V、腐蚀时间1.5秒)。将由此得到的组织示于图7，其平均粒径为9.8μm(ASTM#10)。
由该结果可知，通过使用在本发明中规定的Ni基超耐热合金的制造方法，从而可充分地实现晶粒的微细化。
(实施例4)
进行真空熔化来制作Ni基超耐热合金D的铸锭(φ100mm×110mmL)。将Ni基超耐热合金D的化学组成示于表5。本合金的γ’溶线温度和γ’摩尔率通过市售计算软件JMatPro来计算，γ’溶线温度为1159℃，700℃γ’摩尔％为47％。
[表5]
(质量％)
C Cr Mo W Co Al Ti V Fe Zr B
0.016 15.78 3.02 1.24 15.08 2.56 4.97 0.01 0.03 0.032 0.013
※余量是Ni和不可避免的杂质
从得到的Ni基超耐热合金D的铸锭的1/4直径位置在与铸锭的轴向平行方向采取φ22mm×35mmL的压缩用样品。
第一冷加工工序从轴向上对φ22mm×35mmL的圆棒进行镦粗锻造(upsetforging)。锻造的加工率为10％。加工率依据式(2)进行计算。接着，实施了第一热处理工序。关于第一热处理工序的条件，在保持温度1180℃×8小时保持后，以60℃/小时的冷却速度冷却至500℃，在500℃下从热处理炉中取出样品并进行空气冷却。
从上述热处理材料上采取拉伸试验片，进行拉伸试验。拉伸试验片采用ASTM标准的缩小版。试验全长为30mm、标点距离为7mm、直径为2mm。需要说明的是，应变速度为0.1/秒，拉伸试验温度在室温(22℃)和800℃下进行。需要说明的是，试验温度800℃是模拟了分解锻造(decomposition forging)等的热加工的温度。另外，作为比较例，从铸造状态的材料上采取拉伸试验片，在同样的拉伸条件下进行拉伸试验。将其结果示于表6。
[表6]
如表6所示，可知通过本发明的第一冷加工工序和第一热处理工序，使γ’摩尔％为40％以上的难加工Ni基超耐热合金的高温延性大幅提高。
通常，在1050～1100℃下的热加工中，若能够确保拉深的值为60％左右就是能够充分进行热加工的情况。如表6所示，本发明中，即使在800℃这样较低的温度下，也能够使拉深达到约60％。通常，热加工在高于800℃的温度下进行，因此可知通过使用本发明方法，可容易地进行热加工。
以上，将所说明的本发明的Ni基超耐热合金的制造方法用于例如初轧用中间材料的制造中时，能够容易地进行以往被认为难以进行热锻造等热加工的γ’摩尔率为40％以上的难加工Ni基超合金的初轧锻造等热加工。由此，使用含高γ’的Ni基超耐热合金而能够制造例如飞机、发电用高性能涡轮盘。

Claims (7)

1.一种Ni基超耐热合金的制造方法，其包括如下工序：
准备工序：准备具有γ’相为40摩尔％以上的组成的Ni基超耐热合金铸锭；
第一冷加工工序：以5％以上且小于30％的加工率对所述Ni基超耐热合金铸锭进行冷加工，和
第一热处理工序：在超过γ’固溶温度的温度条件对进行了所述第一冷加工的冷加工材料进行热处理。
2.根据权利要求1所述的Ni基超耐热合金的制造方法，其中，进行所述第一热处理的温度是(γ’固溶温度+40℃)以下、且低于所述Ni基超耐热合金的固相线温度。
3.根据权利要求1或2所述的Ni基超耐热合金的制造方法，其进一步包括如下工序：
第二冷加工工序：以20％以上的加工率对实施了所述第一热处理的热处理材料进行第二冷加工，和
第二热处理工序：在低于γ’固溶温度的温度条件对进行了所述第二冷加工的冷加工材料进行热处理。
4.根据权利要求3所述的Ni基超耐热合金的制造方法，其中，进行所述第二热处理的温度为(γ’固溶温度－80℃)以上。
5.根据权利要求1或2所述的Ni基超耐热合金的制造方法，其中，所述第一冷加工是锻造、拉伸加工、喷射加工中的任一种或两种以上的组合。
6.根据权利要求3或4所述的Ni基超耐热合金的制造方法，其中，所述第一冷加工或所述第二冷加工是锻造、拉伸加工、喷射加工中的任一种或两种以上的组合。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的Ni基超耐热合金的制造方法，其中，所述Ni基超耐热合金的组成以质量％计包含C：0.001～0.250％、Cr：8.0～22.0％、Co：28.0％以下、Mo：2.0～7.0％、W：6.0％以下、Al：2.0～8.0％、Ti：0.5～7.0％、Nb：4.0％以下、Ta：3.0％以下、Fe：10.0％以下、V：1.2％以下、Hf：1.0％以下、B：0.001～0.300％、Zr：0.001～0.300％，余量由Ni和杂质构成。
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