CN107460374A

CN107460374A - 高强度Ni基高温合金

Info

Publication number: CN107460374A
Application number: CN201610391109.1A
Authority: CN
Inventors: 高泽孝; 高泽孝一; 大川琢哉; 吉田昌人
Original assignee: Japan Steel Works Ltd
Current assignee: Japan Steel Works M&E Inc
Priority date: 2016-06-03
Filing date: 2016-06-03
Publication date: 2017-12-12

Abstract

本发明涉及高强度Ni基高温合金。本发明提供一种具有高强度且具有优良的热加工性的Ni基合金。本发明涉及一种高强度Ni基高温合金，其特征在于，具有以下组成，以质量％计，含有C：0.005％～0.05％、Fe：0.1％～2.0％、Cr：10％～20％、Co：10％～20％、Mo：1.0％～8.0％、W：1.0％～8.0％、Ti：0.1％～2.0％、Al：2.0％～4.5％、和Nb：0.1％～2.0％，剩余部分包含Ni和不可避免的杂质。

Description

高强度Ni基高温合金

技术领域

本发明涉及具有高强度的高强度Ni基高温合金。

背景技术

Ni基高温合金在高温下表现出优良的机械特性，被广泛用作飞机用喷气发动机的高温构件等。Ni基合金一般通过添加少量Al、Ti或Nb、Ta而使被称为包含Ni₃(Al,Ti)的γ’(Gamma prime)相或包含Ni₃(Al,Ti,Nb)的γ”(Gamma double prime)相的增强相在晶粒内微细析出，从而表现出优良的强度。近年来，为了减少民航飞机用喷气发动机的燃料消耗量及减少CO₂排放量，出现使喷气发动机内的低压涡轮盘非冷却化的技术趋势。伴随着非冷却化，要求低压涡轮盘在更高温度下具有高强度，进行通过增大上述增强相的量从而使强度提高的合金开发。但是，析出相的量增多时，合金的热加工性降低，难以加工成期望的形状。因此，重要的是在合金强度提高的同时确保热加工性。

Ni基高温合金一般含有大量的合金元素，因此无论如何都会在熔炼合金时产生成分分布的不均匀，即微观偏析。由于在微观偏析部分，固相线温度通常比其它部分低，因而过度加热时微观偏析部分局部熔融，导致热加工性降低。因此，必须在热加工前在适当的条件下进行热处理，从而实现微观偏析的缓和。

以往提出了一些热加工性优良的Ni基高温合金或改善Ni基高温合金的热加工性的技术(专利文献1～3)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2011-231410号公报

专利文献2：日本特开2007-332412号公报

专利文献3：日本特表2013-531739号公报

发明内容

发明所要解决的问题

例如，专利文献1和2中提出了焊接性、热加工性优良的Ni基高温合金。但是，该文献没有从上文所述的微观偏析的观点出发就热加工性作任何提及，有可能未做出适当的评价。而且，有助于增强相的形成的Al、Ti的含量比本发明低，有可能无法生成本发明打算应用的低压涡轮盘所要求的量的增强相，即强度不足。另外，专利文献3中未提及微观偏析与热加工性的关系，不清楚是否在适当的条件下制造合金。

本发明以上述情况为背景而作出，目的在于提供强度和热加工性优良的Ni基高温合金。

用于解决问题的手段

即，本发明涉及以下(1)～(7)。

(1)一种高强度Ni基高温合金，其特征在于，具有以下组成，所述组成以质量％计含有：

C：0.005％～0.05％、

Fe：0.1％～2.0％、

Cr：10％～20％、

Co：10％～20％、

Mo：1.0％～8.0％、

W：1.0％～8.0％、

Ti：0.1％～2.0％、

Al：2.0％～4.5％、和

Nb：0.1％～2.0％，

剩余部分包含Ni和不可避免的杂质。

(2)如(1)所述的高强度Ni基高温合金，其特征在于，所述组成以质量ppm计还含有P：30ppm～100ppm和B：50ppm～250ppm中的至少一种。

(3)如(1)或(2)所述的高强度Ni基高温合金，其特征在于，所述组成以质量％计还含有Mg：0.01％以下和Zr：0.01％～0.50％中的至少一种。

(4)如(1)至(3)中任一项所述的高强度Ni基高温合金，其特征在于，700℃下的γ’相的量以体积分数计为40％～43％。

(5)如(1)至(4)中任一项所述的高强度Ni基高温合金，其特征在于，γ’相的固溶温度为1100℃以下。

(6)如(1)至(5)中任一项所述的高强度Ni基高温合金，其特征在于，通过拉伸试验评价的断面收缩率(絞)达到50％以上时的温度范围为120℃以上。

(7)如(1)至(6)中任一项所述的高强度Ni基高温合金，其特征在于，在600℃以上的温度下使用。

发明效果

根据本发明可以得到具有高强度和优良的热加工性的Ni基高温合金。

此外，作为次生效果，通过将该发明合金作为喷气发动机的低压涡轮盘等(例如在600℃以上的温度下使用的)高温设备的构件应用，具有实现设备的高效率化和低环境负荷化的效果。

附图说明

图1是表示在实施例的拉伸试验中断面收缩率与温度的关系的图。

图2是表示在实施例的拉伸试验中断面收缩率与温度的关系的图。

图3是表示在实施例中的断面收缩率达到50％以上时的温度范围的图。

具体实施方式

以下对本发明所规定的条件及与之相伴的作用进行说明。需要说明的是，各成分均以质量比表示。

在此，“质量％”、“质量比”和“质量ppm”与“重量％”、“重量比”和“重量ppm”分别为相同含义。

C：0.005％～0.05％

C是形成碳化物从而抑制合金的晶粒粗大化、在晶界析出从而提高高温强度的添加元素，C含量低时对提高强度没有充分的效果，因此需要含有至少0.005％以上。但是，C含量过高时会形成过量的碳化物，担心造成γ’相等其它有用的析出量减少等不良影响，因此将上限设定为0.05％。需要说明的是，根据同样的理由，优选设定其下限为0.01％、上限为0.02％。

Fe：0.1％～2.0％

Fe含量高时有降低合金成本的效果，然而使含Nb合金中过量含有铁时，会生成被称为拉夫斯(Laves)相的金属间化合物，导致热延性降低等材料特性的劣化。因此，将Fe的含量设定为0.1％～2.0％。根据同样的理由，优选设定其下限为0.5％、上限为1.5％。

Co：10％～20％

Co是使Al、Ti、Nb、W等合金元素的分配系数接近1从而改善合金的偏析性的元素。不含有10％以上的Co时无法充分获得上述效果。另一方面，超过20％时不仅使锻造性劣化，而且容易生成拉夫斯相，因此反而使高温下的基质组织不稳定，并且使高温组织稳定性劣化。因此，将Co含量限定在10％～20％的范围内。根据同样的理由，优选设定其下限为12％、上限为16％。

Mo：1.0％～8.0％

Mo主要固溶到基质中而使之强化，并且通过固溶到γ’相中并取代γ’相的Al位点从而提高γ’相的稳定性，因此对于使高温强度和组织稳定性共同提高是有效的。Mo含量低于1.0％时上述效果不充分，超过8.0％时由于容易生成拉夫斯相，反而使高温下的基质组织不稳定，并且使高温组织稳定性劣化。因此，将Mo的含量限定在1.0％～8.0％的范围内。根据同样的理由，优选设定其下限为2.0％、上限为6.0％。

W：1.0％～8.0％

W与Mo一样固溶到基质中而使之强化，并且通过固溶到γ’相中并取代γ’相的Al位点从而提高γ’相的稳定性，因此对于使高温强度和组织稳定性共同提高是有效的。但是，过量含有W时，不仅α-W析出而使组织稳定性降低，而且使热加工性显著劣化。因此，将W的含量限定在1.0％～8.0％的范围内。根据同样的理由，优选设定其下限为2.0％、上限为6.0％。

Cr：10％～20％

Cr是为了提高合金的抗氧化性、耐腐蚀性、强度所必需的元素。此外，Cr与C键合生成碳化物从而提高高温强度。但是，Cr含量过高时会导致基质的不稳定化，促进σ相、α-Cr等有害的TCP相的生成，对延性或韧性造成不良影响。因此，将Cr的含量限定为10％～20％。根据同样的理由，优选设定其下限为14％、上限为18％。

Ti：0.1％～2.0％

Ti主要形成MC碳化物从而抑制合金的晶粒粗大化，并且与Ni键合而使γ’相析出，有助于合金的析出强化。但是，过量含有Ti时会降低高温下的γ’相的稳定性，而且生成η相而使强度或延性、韧性、高温长时间下的组织稳定性受损。因此，将Ti的含量限定为0.1％～2.0％的范围。根据同样的理由，优选设定其下限为0.5％、上限为1.5％。

Al：2.0％～4.5％

Al与Ni键合而使γ’相析出，有助于合金的析出强化。但是Al含量过高时，γ’相在晶界聚集并粗大化，除了显著损害高温下的机械特性以外，还使热加工性降低。因此，将Al的含量限定为2.0％～4.5％。根据同样的理由，优选设定其下限为3.0％、上限为4.0％。

Nb：0.1％～2.0％

Nb是使γ’相稳定且有助于强度增大的元素，但是过量含有Nb时会促进作为有害相的η相、δ相和拉夫斯相的析出，组织稳定性显著降低。因此，将Nb的含量限定为0.1％～2.0％。根据同样的理由，优选设定其下限为0.5％、上限为1.5％。

P：30ppm～100ppm

认为，P通过使含有它的析出物在晶界析出，具有降低晶界附近的局部应变积累从而抑制蠕变变形，降低最小蠕变速度从而使蠕变断裂时间变长的效果。但是过量含有P时，P的晶界偏析过多，使晶界的匹配性降低，有可能引起延性降低等。因此，在根据需要含有P时，优选设定P含量的下限为30ppm、上限为100ppm。根据同样的理由，更加优选设定下限为40ppm、上限为80ppm。

B：50ppm～250ppm

B在晶界偏析从而有助于高温特性，因此根据需要含有。但是过量含有B容易形成硼化物，反而导致晶界脆化。因此，在根据需要含有B时，优选设定B的含量为250ppm以下。需要说明的是，为了充分获得上述作用，优选含有50ppm以上，而且根据与上述相同的理由，更优选设定下限为100ppm、上限为200ppm。

Mg：0.01％以下

Mg主要与S键合而形成硫化物，提高热加工性，因此根据需要含有。但是，Mg含量过多时反而造成晶界脆化从而使热加工性降低，因此，在根据需要含有Mg时，优选设定Mg的含量为0.01％以下。需要说明的是，为了充分表现出上述效果，优选将Mg含量的下限设定为0.0005％以上。

Zr：0.01％～0.50％

Zr在晶界偏析从而有助于高温特性的提高，因此根据需要含有。但是，过量含有Zr时会使合金的热加工性降低，因此在根据需要含有Zr时，优选设定Zr的含量为0.50％以下。为了获得上述效果，优选含有0.01％以上。

700℃下的γ’相的量以体积分数计为40％～43％

700℃下的γ’相的量以体积分数计适量时，可以得到期望的强度。低于40％时，强度过小，有可能无法满足构件要求的特性。另一方面，高于43％时，强度过大，有可能导致构件的韧性降低。因此，700℃下的γ’相的量以体积分数计优选为40％～43％。

γ’相的量的体积分数可以通过改变作为γ’相的构成元素的Al和Ti的平衡来控制。

γ’相的固溶温度为1100℃以下

通过将γ’相的固溶温度设定为1100℃以下，可以将显示出良好的热加工性的温度范围扩大至低温，从而能够在更低温度下有效地进行板坯锻造。γ’相的固溶温度可以通过改变作为γ’相的构成元素的Al和Ti的平衡来控制。

断面收缩率达到50％以上时的温度范围为120℃以上

在本发明中，显示出优良的热加工性的温度范围扩大，能够在一次板坯锻造工序中更有效地破坏铸造组织。温度范围低于120℃时，显示出优良的热加工性的温度范围缩小，为了充分破坏铸造组织需要多次板坯锻造工序，因此导致成本增加。热加工可以在例如从900℃到1150℃的温度范围内进行。但是，本发明的热加工的温度范围不限于上述温度范围。

优选将断面收缩率达到50％以上时的温度范围设定为120℃以上，所述温度范围可以通过改变作为γ’相的构成元素的Al和Ti、以及作为微观偏析元素的Cr、Mo、Nb的平衡来控制。

将本申请发明的Ni基合金调节为以下组成：以质量％计，含有C：0.005％～0.05％、Fe：0.1％～2.0％、Cr：10％～20％、Co：10％～20％、Mo：1.0％～8.0％、W：1.0％～8.0％、Ti：0.1％～2.0％、Al：2.0％～4.5％、Nb：0.1％～2.0％，剩余部分包含Ni和不可避免的杂质。根据需要，该组成以质量ppm计还含有P：30ppm～100ppm和B：50ppm～250ppm中的至少一种，此外，根据需要含有Mg：0.01％以下和Zr：0.01％～0.50％中的至少一种。

本发明的Ni基合金可以通过常规方法熔炼，本发明不特别限定熔炼方法。

该Ni基合金可以在熔炼后进行扩散热处理。在该实施方式中，熔炼时设想为5吨以上的锭。在本申请发明中，对制品的大小不作特别限制，作为5吨以上的大型构件使用时，热加工性的提高效果带来特别优选的结果。

需要说明的是，扩散热处理可以在1200℃、50小时以上的条件下进行。需要说明的是，为了防止成本增加，处理时间优选为100小时以内。

需要说明的是，本发明也可以不实施扩散热处理。

另外，Ni基合金可以根据需要进行锻造等加工。对于加工时的条件，本申请发明不作特别限定。

加工中，本发明的Ni基合金的700℃下的γ’相的量的体积分数为40％～43％，γ’相的固溶温度为1100℃以下，拉伸试验中断面收缩率达到50％以上时的温度范围为120℃以上，可以得到良好的热加工性。

在本实施方式中，可以得到改善热加工性且含有足量的增强相从而确保了强度的Ni基高温合金。作为强度可以列举例如在750℃下为1050Mpa以上，但不限于此。

上述Ni基合金可以适合用于喷气发动机的低压涡轮盘或高效率的发电用燃气涡轮盘等设想为600℃以上的温度的领域中。

实施例

基于图表对本发明的实施例进行说明。

原材料是通过真空感应熔炼法熔炼的25kg的圆形锭，熔炼9种发明合金和1种比较合金。发明合金和比较合金的化学成分(剩余部分为不可避免的杂质)如表1所示。

发明合金和比较合金的700℃下的γ’相的量和γ’相的固溶温度使用通用热力学计算软件(Thermo-Calc)计算。将它们一并示于表2中。

为了消除Ni基高温合金中通常设想的由微观偏析造成的成分分布的不均匀，除去一部分的试验材料，在1200℃下对这些原材料实施50小时的扩散热处理，接着对试验材料进行机器加工，从而制成拉伸试验片。

表1

拉伸试验通过以下方式实施。

根据日本工业标准JIS Z 2241：2011，将拉伸试验片的平行部分的直径设定为6mm、标距长度设定为30mm。将试验温度范围设定为950℃～1225℃，为了避免晶粒大小不同造成的影响而采取下面的方法。即，当试验温度为1150℃以上时，在该试验温度下保持30分钟后实施拉伸试验；当拉伸温度低于1150℃时，先在1150℃下保持30分钟再降温至该试验温度，接着在该试验温度下保持15分钟，使温度稳定后再进行拉伸试验。拉伸试验的应变速度在任一试验中均设定为3×10^-2s^-1。

需要说明的是，在本说明书中，JIS Z 2241：2011的内容以参考的方式并入本说明书。

表2

根据表2，发明合金的700℃下的γ’相的量均大于比较合金的700℃下的γ’相的量，为42.0％～43.1％。此外，发明合金的γ’相的固溶温度均低于比较合金的γ’相的固溶温度，低于1100℃。

发明合金和比较合金的断面收缩率与温度的关系如图1和图2所示。断面收缩率的最大值在发明合金和比较合金中几乎相同，但与比较合金相比，发明合金的断面收缩率达到50％以上时的温度范围更广。该温度范围越广，则可以进行锻造的温度范围越广，从而表现出良好的热加工性。

图3是对于各发明合金和比较合金对其断面收缩率达到50％以上时的温度范围进行图示的图。显而易见，比较合金的温度范围为120℃，而图3所示的任一种发明合金均显示出大于该范围的温度范围，热加工性优良。

Claims

1.一种高强度Ni基高温合金，其特征在于，具有以下组成，所述组成以质量％计含有：

C：0.005％～0.05％、

Fe：0.1％～2.0％、

Cr：10％～20％、

Co：10％～20％、

Mo：1.0％～8.0％、

W：1.0％～8.0％、

Ti：0.1％～2.0％、

Al：2.0％～4.5％、和

Nb：0.1％～2.0％，

剩余部分包含Ni和不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的高强度Ni基高温合金，其特征在于，所述组成以质量ppm计还含有P：30ppm～100ppm和B：50ppm～250ppm中的至少一种。

3.如权利要求1或2所述的高强度Ni基高温合金，其特征在于，所述组成以质量％计还含有Mg：0.01％以下和Zr：0.01％～0.50％中的至少一种。

4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度Ni基高温合金，其特征在于，700℃下的γ’相的量以体积分数计为40％～43％。

5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度Ni基高温合金，其特征在于，γ’相的固溶温度为1100℃以下。

6.如权利要求1～5中任一项所述的高强度Ni基高温合金，其特征在于，通过拉伸试验评价的断面收缩率达到50％以上时的温度范围为120℃以上。

7.如权利要求1～6中任一项所述的高强度Ni基高温合金，其特征在于，在600℃以上的温度下使用。