CN109385589A - Ni基合金部件的制备方法 - Google Patents

Abstract

Ni基合金部件的制备方法，以低成本制造Ni基合金部件。Ni基合金部件具有如下化学组成：在母相γ相中析出的γ’相的700℃时的平衡析出量为30体积％以上80体积％以下，制备方法包括：合金粉末准备步骤，准备具有该化学组成的Ni基合金粉末；前驱体形成步骤，使用Ni基合金粉末形成γ相的平均结晶粒径为50μm以下的前驱体；软化热处理步骤，将前驱体在γ’相的固溶温度以上低于γ相熔点的温度加热以使γ’相固溶在γ相中后，从该温度以100℃/h以下的冷却速度缓慢冷却至比γ’相的固溶温度低50℃以上的低温以实施热处理，来制备在平均结晶粒径50μm以下的γ相的结晶颗粒的粒界上析出20体积％以上的γ’相的软化体。

Description

Ni基合金部件的制备方法

技术领域

本发明涉及Ni(镍)基合金部件的制备方法，尤其涉及能够适用于涡轮部件等高温部件的、具有优异高温机械性能的Ni基合金部件的制备方法。

背景技术

对于飞机或火力发电站的涡轮(燃气涡轮、蒸汽涡轮)，出于提高热效率目的，主流体温度的高温化成为技术趋势，提高涡轮高温部件的高温机械特性成为重要的技术课题。暴露于最为严酷的环境下的涡轮高温部件(例如涡轮动叶片、涡轮固定叶片、转子盘、燃烧室部件、锅炉部件)，由于反复受到运行中的旋转离心力、振动、伴随启动/停止的热应力，提高其机械特性(例如蠕变特性、拉伸特性、疲劳特性)尤为重要。

为了满足所要求的各种机械特性，作为涡轮高温部件的材料，广泛使用析出增强镍基合金材料。尤其是在高温特性重要的情况下，使用在母相γ(Gamma)相中析出的γ’(Gamma prime)相(例如Ni₃(Al,Ti)相)的比例提高的强析出增强镍基合金材料(例如析出30体积％以上γ’相的Ni基合金材)。

作为主要的制备方法，诸如涡轮动叶片、涡轮固定叶片的部件，从蠕变特性的观点出发，历来使用精密铸造法(尤其是单向凝固法、单晶凝固法)。另一方面，涡轮盘、燃烧室部件，从拉伸特性或疲劳特性的观点出发，通常采用热锻造法。

但是，对于析出增强镍基合金材料，如果为了进一步提高高温部件的高温特性而进一步提高γ’相的体积率，则存在加工性、成形性劣化，高温部件的制造产量降低(即制造成本增加)这样的弱点。因此，与研究高温部件的特性提高同时，进行了各种稳定制造该高温部件的技术的研究。

例如，在专利文献1(日本特开平9-302450)中记载了如下方法：从锻造预制体制备结晶粒度得到控制的Ni基超合金部件的方法，包括：准备Ni基超合金预制体，其具有包含γ相与γ’相的混合物的显微组织、再结晶温度及γ’溶线温度(Solvus temperature)(此处，γ’相占Ni基超合金的至少30容量％)；在比大致1600°F以上的γ’溶线温度低的温度下，以应变速度为每秒约0.03～约10对上述超合金预制体进行热模锻造；将所得到的热模锻造超合金工作物进行等温锻造以形成加工后部件；将由此得到的部件进行过固溶(supersolvus)热处理以生成ASTM 6～8的实质上均匀的粒子显微组织；将部件从过固溶热处理温度冷却。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平9-302450号公报

专利文献2：日本专利第5869624号公报

发明内容

发明所要解决的课题

根据专利文献1，即使是γ’相的体积率较高的Ni基合金材，也能够不发生裂纹以较高的制造产量来制备锻造品。然而，专利文献1的技术，实施通过低应变速度进行的超塑性变形的热锻造步骤以及此后的等温锻造步骤，因此存在需要特殊的制造装置，同时需要较长的处理时间(即，设备成本以及工艺成本较高)的弱点。

对于工业制品，当然强烈要求其低成本化，确立以低成本制造制品的技术，是最重要的课题之一。

例如，专利文献2(日本专利第5869624)中公开了以γ’相的固溶温度为1050℃以上的Ni基合金形成Ni基合金软化材料的制备方法，特征在于，包括：原材料准备步骤，其为了在此后的步骤进行软化处理从而准备Ni基合金原材料；软化处理步骤，使上述Ni基合金原材料软化来提高加工性，所述软化处理步骤是在低于所述γ’相固溶温度的温度区域下进行的步骤，其包括：将所述Ni基合金原材料在低于所述γ’相的固溶温度的温度下进行热锻造的第1步骤，从低于所述γ’相的固溶温度的温度以100℃/h以下的冷却速度进行缓慢冷却从而使得在所述Ni基合金母相的γ相结晶颗粒的粒界上析出的非共格γ’相的结晶颗粒量增加至20体积％以上，得到Ni基合金软化材料的第2步骤。专利文献2所报道的技术，以低成本能够加工、成形强析出增强镍基合金材料，在这一点来说可以认为是突破性的技术。

但是，γ’相的体积率为45体积％以上的超强析出增强镍基合金材料(例如γ’相析出45～80体积％的Ni基合金材)，在低于γ’相的固溶温度的温度(γ相与γ’相的二相共存温度区域)下进行热锻造的步骤中，在使用通常的锻造设备的情况下，由于制备过程中的温度降低(由此引起不期望的γ’相析出)易于使得制造产量降低。

近年来，从节能及地球环境保护的观点出发，目的在于提高涡轮的热效率的主流体温度的高温化、因涡轮翼的大尺寸化所引起的涡轮的高输出化，未来将会得到日益发展。这意味着，涡轮高温部件的使用环境今后将会日益严酷，进一步要求涡轮高温部件的机械特性的提高。另一方面，如上所述，工业制品的低成本化是最重要课题之一。

本发明，是鉴于上述问题而完成的，其目的在于，提供能够使用强析出增强镍基合金材料，以高于现有技术的制造产量(即以低于现有技术的低成本)制造Ni基合金部件的制备方法。

解决课题的手段

本发明一方面提出了Ni基合金部件的制备方法，特征在于，所述Ni基合金部件具有如下化学组成，即在母相γ相中析出的γ’相的在700℃时的平衡析出量为30体积％以上且80体积％以下；所述制备方法包括如下步骤：合金粉末准备步骤，准备具有所述化学组成的Ni基合金粉末；前驱体形成步骤，使用所述Ni基合金粉末形成所述γ相的平均结晶粒径为50μm以下的前驱体；软化热处理步骤，将所述前驱体在所述γ’相的固溶温度以上且低于所述γ相熔点的温度进行加热以使所述γ’相固溶在所述γ相中后，从该温度以100℃/h以下的冷却速度缓慢冷却至比所述γ’相的所述固溶温度低50℃以上的低温来实施热处理，由此来制备在平均结晶粒径为50μm以下的所述γ相的结晶颗粒的粒界上析出20体积％以上的所述γ’相的软化体。

本发明对于上述Ni基合金部件的制备方法，可以进行如下的改良和变更。

(i)所述化学组成含有：5质量％以上且25质量％以下的Cr(铬)，超过0质量％且30质量％以下的Co(钴)，1质量％以上且8质量％以下的Al(铝)，共计1质量％以上且10质量％以下的Ti(钛)、Nb(铌)及Ta(钽)，10质量％以下的Fe(铁)，10质量％以下的Mo(钼)，8质量％以下的W(钨)，0.1质量％以下的Zr(锆)，0.1质量％以下的B(硼)，0.2质量％以下的C(碳)，2质量％以下的Hf(铪)，5质量％以下的Re(铼)，0.003质量％以上且0.05质量％以下的O(氧)，余量为Ni以及不可避免杂质。

(ii)所述Ni基合金粉末，平均粒径为5μm以上250μm以下。

(iii)述合金粉末准备步骤包括雾化步骤，以形成所述Ni基合金粉末。

(iv)所述前驱体形成步骤包括使用所述Ni基合金粉末的热等静压法。

(v)所述γ’相的所述固溶温度为1110℃以上。

(vi)所述Ni基合金部件具有如下化学组成，即所述γ’相在700℃时的所述平衡析出量为45体积％以上80体积％以下。

(vii)所述软化体的室温维氏硬度为370Hv以下。

(viii)在所述软化热处理步骤之后，还包括如下步骤：成形加工步骤，对于所述软化体，实施热加工、温加工、冷加工和/或机械加工，以形成具有特定形状的成形加工体；溶体化-时效热处理步骤，对于所述成形加工体，在实施溶体化热处理以使得所述粒界上的所述γ’相为10体积％以下之后，进行时效热处理以在所述γ相的结晶颗粒内析出30体积％以上的所述γ’相。

发明效果

根据本发明，提供一种能够使用强析出增强镍基合金材料，以低于现有技术的低成本制造Ni基合金部件的制备方法。

附图说明

图1是显示析出增强镍基合金材料中的γ相与γ’相的关系的示意图，(a)为在γ相的结晶颗粒内析出γ’相的情况，(b)为在γ相的结晶颗粒的粒界上析出γ’相的情况。

图2是显示根据本发明的Ni基合金部件的制备方法的步骤例的流程图。

图3是显示根据本发明的制备方法的Ni基合金材的显微组织的变化例的示意图。

附图标记说明

1…构成γ相的原子，2…构成γ’相的原子，3…γ相与γ’相的共格界面，4…γ相与γ’相的非共格界面。

具体实施方式

[本发明的基本思想]

本发明基于专利文献2(日本专利第5869624)所记载的γ’相析出Ni基合金材中的析出强化/软化机理而完成的。图1是显示析出增强镍基合金材料中的γ相与γ’相之间关系的示意图，(a)为在γ相结晶颗粒内析出γ’相的情况，(b)为在γ相结晶颗粒的粒界上析出γ’相的情况。

如图1(a)所示，在γ相的结晶颗粒内析出γ’相的情况下，构成γ相的原子1与构成γ’相的原子2构成共格界面3(在与γ相的晶格共格的同时析出γ’相)。这样的γ’相称作粒内γ’相(有时也称作共格γ’相)。粒内γ’相由于与γ相构成共格界面3，因此阻碍了在γ相内的位错的移动，由此，能够提高Ni基合金材料的机械强度。

另一方面，如图1(b)所示，在γ相的结晶颗粒的粒界上(换言之，在γ相的结晶颗粒之间)析出γ’相的情况下，构成γ相的原子1与构成γ’相的原子2构成非共格界面4(以与γ相晶格非共格的状态下析出γ’相)。这样的γ’相称作粒界γ’相(有时称作粒间γ’相、非共格γ’相)。粒界γ’相由于与γ相构成非共格界面4，不会妨碍在γ相内的位错的移动。其结果是，粒界γ’相几乎对Ni基合金材料的强化无帮助。由此，如果在Ni基合金成形体内，取代粒内γ’相而积极地生成粒界γ’相的话，则该合金成形体成为软化状态，能够急剧提高其加工性。

本发明不是如专利文献2那样通过在γ相/γ’相的二相共存温度区域的热锻造来析出粒界γ’相，其最大的特征在于，以Ni基合金粉末出发，准备由细微结晶颗粒(例如平均结晶粒径50μm以下)形成的Ni基合金前驱体，对于该前驱体施加特定的热处理，由此制备析出20体积％以上的粒界γ’相的软化体。可以认为，该Ni基合金前驱体是重要的一点。

γ’相的析出中，基本上需要使形成γ’相的原子的扩散、再排列，因此，在如铸造材料这样的γ相结晶颗粒较大的情况下，通常原子的扩散、再排列的距离较短即结束，可以认为γ’相优先在γ相结晶颗粒内析出。需要说明的是，即使是铸造材料，也不能否定γ’相在γ相结晶粒界上的析出。

另一方面，当γ相结晶颗粒变小，不仅到达结晶颗粒界的距离变短，与结晶颗粒的体积能相比晶界能变高，相比于γ’相形成原子在γ相的结晶颗粒内固相扩散、再排列，在γ相的结晶颗粒界上扩散并在该粒界上进行再排列，从能量上来说是有利的，易于优先发生。

此处，为了促进在γ相的结晶颗粒界上的γ’相形成，至少在γ’相形成原子易于扩散温度区域(例如γ’相的固溶温度附近)维持γ相结晶颗粒处于微细状态(换言之，抑制γ相结晶颗粒的粒子生长)是重要的。此处，本发明人对于即使在γ’相固溶温度以上的温度区域也能够抑制γ相结晶颗粒的粒子生长的技术进行了反复研究。

其结果发现了，通过准备含有控制为特定量的氧成分的Ni基合金粉末，以及使用该Ni基合金粉末形成Ni基合金前驱体，即使升温至γ’相的固溶温度以上的温度，也能够抑制γ相结晶颗粒的粒子生长。进一步发现了，对于由细微结晶颗粒形成的该Ni基合金前驱体，从γ’相固溶温度以上的温度缓慢冷却，由此在γ相细微晶的粒界上使得非共格γ’相积极地析出、生长。本发明是基于该发现完成的。

以下，参考附图，对根据本发明的实施方式进行说明。但是，本发明不限于此处给出的实施方式，在不脱离发明的技术思想的范围内，可以与公知技术进行适当结合，或基于公知技术进行改良。

[Ni基合金部件的制备方法]

图2是显示根据本发明的Ni基合金部件的制备方法的步骤例的流程图。如图2所示，根据本发明的Ni基合金部件的制备方法，概括而言，包括如下步骤：准备具有特定的化学组成的Ni基合金粉末的合金粉末准备步骤(S1)；使用该Ni基合金粉末形成前驱体的前驱体形成步骤(S2)；对该前驱体实施特定的热处理以析出20体积％以上粒界γ’相来制备软化体的软化热处理步骤(S3)；对于该软化体实施热加工、温加工、冷加工和/或机械加工以形成具有特定形状的成形加工体的成形加工步骤(S4)；对该成形加工体实施使粒界γ’相固溶在γ相中的溶体化热处理以及在γ相的结晶颗粒内析出粒内γ’相的时效热处理的溶体化-时效热处理步骤(S5)。

图3是显示根据本发明的制备方法中的Ni基合金材的显微组织的变化例的示意图。首先，通过合金粉末准备步骤准备的Ni基合金粉末，是平均粒径为250μm以下的粉末，基本而言，由作为母相的γ相与在该γ相内析出的γ’相形成。需要说明的是，Ni基合金粉末的粒子中，混合有1个粒子由γ相的1个结晶颗粒形成的粒子和1个粒子由γ相的多结晶颗粒形成的粒子。

接着，通过前驱体形成步骤得到的前驱体，基本而言，也是由作为母相的γ相与在该γ相的结晶颗粒内析出的粒内γ’相形成。需要说明的是，根据前驱体的形成条件(例如形成温度、冷却速度)，也存在γ相的结晶颗粒界上析出粒界γ’相的情况。

接着，将前驱体加热升温至γ’相的固溶温度以上且低于γ相的熔点的温度。当加热温度为γ’相的固溶温度以上时，就热平衡而言，所有的γ’相固溶在γ相中，成为γ相单相。但是，在本发明中，在该阶段γ相的平均结晶粒径维持在50μm以下的状态很重要。

接着，从该加热温度以100℃/h以下的冷却速度进行缓慢冷却，则得到在平均结晶粒径为50μm以下的γ相结晶颗粒界上析出20体积％以上粒界γ’相的软化体。对于软化体，由于粒内γ’相的析出量足够少，析出强化机理不起作用，处于成形加工性得到急剧提高的状态。

虽然未在图3中示出，接下来，对于软化体进行成形加工以形成特定形状的成形加工体。此后，对于具有特定形状的成形加工体，实施溶体化热处理以使得大部分的粒界γ’相固溶在γ相中(例如，使得粒界γ’相为10体积％以下)，接着实施时效热处理以使得在γ相的结晶颗粒内析出30体积％以上粒内γ’相。其结果是，得到了具有特定形状且被充分析出强化的强析出强化Ni基合金部件。

如上所述，专利文献2的技术是在意图保留共格γ’相(粒内γ’相)的同时析出非共格γ’相(粒界γ’相、粒间γ’相)来制备软化体，因此需要高精度控制。对此，本发明的制备方法是使粒内γ’相暂时消失之后析出粒界γ’相来制备软化体。本发明中，通过结合难度较低的前驱体形成步骤S2与难度较低的软化热处理步骤S3来得到软化体，因而比专利文献2的技术更具有广泛适用性，且制造过程整体而言能够低成本化。尤其对于γ’相的体积率为45体积％以上的超强析出强化Ni基合金部件的制造是有效的。

以下，对于上述S1～S5的各步骤进行详细说明。

(合金粉末准备步骤S1)

本步骤S1是准备具有特定化学组成(尤其是，有意的含有特定量的氧成分)的Ni基合金粉末的步骤。作为准备Ni基合金粉末的方法、技术，基本而言可以利用现有的方法、技术。例如，可以实施如下步骤：母合金块作制备步骤(S1a)，将原料进行混合、熔融、铸造以制备具有特定化学组成的母合金块(母合金锭)；雾化步骤(S1b)，由该母合金块形成合金粉末。

氧含量的控制可以通过雾化步骤S1b来进行。雾化方法除了控制Ni基合金中的氧含量之外，可以利用现有的方法、技术。例如，可以适当使用同时控制雾化气氛中的氧量(氧分压)的气体雾化方法或离心雾化方法。

Ni基合金粉末中的氧成分的含量(有时称作含有率)，优选为0.003质量％(30ppm)以上0.05质量％(500ppm)以下，更优选为0.005质量％以上0.04质量％以下，进一步优选为0.007质量％以上0.02质量％以下。当低于0.003质量％则γ相晶的粒子生长抑制效果较小，当超过0.05质量％则最终的Ni基合金部件的机械强度、延展性降低。需要说明的是，氧原子在粉末粒子的内部固溶，或在表面或内部生成氧化物的核。

从强析出强化的观点以及非共格γ’相粒的形成的效率化观点来看，作为Ni基合金的化学组成，优选采用γ’相的固溶温度为1000℃以上的材料，更优选采用为1050℃以上的材料，进一步优选采用为1110℃以上的材料。对于除了氧成分之外的化学组成，具体如后所述。

Ni基合金粉末的粒度，以平均粒径计，优选为5μm以上250μm以下，更优选为10μm以上150μm以下，进一步优选为10μm以上50μm以下。如果合金粉末的平均粒径低于5μm，则在接下来的步骤S2中的操作性降低，同时在接下来的步骤S2中粉末粒子之间易于结合，前驱体的平均结晶粒径的控制变难。另外，合金粉末的平均粒径如果超过250μm，也难以控制前驱体的平均结晶粒径。Ni基合金粉末的平均粒径，例如，可以使用激光衍射型粒度分布测量装置来测定。

需要说明的是，如上所述，Ni基合金粉末的粒子中，混合有1个粒子由γ相的1个结晶颗粒形成的粒子和1个粒子由γ相的多结晶颗粒形成的粒子，作为合金粉末中的γ相的平均结晶粒径，优选为5μm以上50μm以下。

(前驱体形成步骤S2)

本步骤S2，是使用上述步骤S1所准备的Ni基合金粉末，来形成平均结晶粒径为50μm以下的前驱体的步骤。只要能够低成本地形成致密的前驱体，不限方法、技术，可以采用现有的方法、技术。例如，可以适用热等静压法(HIP法)。也可以采用金属粉末层压成型方法(AM法)。需要说明的是，从低成本化的观点出发，优选不采用如专利文献1(日本特开平9-302450)所记载的通过低应变率进行超塑性变形的热锻造法。

所得的前驱体，如图3所示，基本而言由作为母相的γ相与在该γ相的结晶颗粒内析出的粒内γ’相形成。除了粒内γ’相之外，有时在γ相的结晶颗粒界上少量析出粒界γ’相。前驱体的平均结晶粒径，可以通过细微组织观察以及图像解析(例如，ImageJ、NationalInstitutes of Health(NIH)开发的公用软件)来测定。

(软化热处理步骤S3)

本步骤S3是对于上述步骤S2所准备的Ni基合金前驱体，加热至γ’相的固溶温度以上的温度，使得γ’相暂时固溶在γ相中后，从该温度开始缓慢冷却，以此生成、增加粒界γ’相来制备软化体的步骤。在本步骤中，为了尽可能地抑制γ相结晶颗粒所不期待的粗大化，缓慢冷却的开始温度优选为低于γ相的固相线温度，更优选为高于γ’相的固溶温度25℃温度以下，进一步优选为高于γ’相固溶温度20℃温度以下。

需要说明的是，在γ相的固相线温度低于“γ’相固溶温度+25℃”或低于“γ’相固溶温度+20℃”的情况下，当然优先为“低于γ相的固相线温度”。

另外，在本步骤S3中，不可否定，粒内γ’相未完全消失，仅残留少许的情形。例如，只要粒内γ’相的残余量为5体积％以下，对于后续的成形步骤中的成形加工性不会造成强烈的妨碍作用，是允许的。粒内γ’相的残余量优选为3体积％以下，更优选为1体积％以下。

此处，在专利文献2的技术中，如果将通过熔融、铸造、锻造工艺得到的Ni基合金锻造原材料加热升温至γ’相的固溶温度以上，则钉扎γ相结晶的粒界移动的γ’相消失，因此产生γ相结晶颗粒的急剧粗大化。其结果是，即使实施如本步骤S3的加热升温后的缓慢冷却，也几乎不能促进粒界γ’相的析出、生长。

对此，在本发明中，合金粉末准备步骤S1所准备的Ni基合金粉末，作为合金组成，其所含氧成分高于现有的Ni基合金中的(控制为含有更多的氧成分)。并且，使用这样的合金粉末形成的前驱体，在该前驱体的形成过程中，所含有的氧原子与合金的金属原子结合，在局部生成氧化物。

此时所形成的氧化物，可以认为能够抑制γ相结晶颗粒的粒界移动(即，粒子生长)。即，在本步骤S3中即使γ’相消失，也能够阻碍γ相结晶颗粒的粗大化。

缓慢冷却过程中冷却速度越低，则粒界γ’相的析出、生长越有利。冷却速度优选为100℃/h以下，更优选为50℃/h以下，进一步优选为10℃/h以下。当冷却速度高于100℃/h时，则粒内γ’相优先析出，不能获得本发明的作用效果。

γ’相固溶温度为较低的1000℃以上1110℃以下的情况下，缓慢冷却过程的结束温度优选为低于γ’相固溶温度50℃以上的温度，更优选为低于γ’相固溶温度100℃以上的温度，进一步优选为低于γ’相固溶温度150℃以上的温度。另外，当γ’相固溶温度为比较高超过1110℃的情况下，缓慢冷却过程的结束温度优选为低于γ’相固溶温度100℃以上的温度，更优选为低于γ’相固溶温度150℃以上的温度，进一步优选为低于γ’相固溶温度200℃以上的温度。更具体而言，优选缓慢冷却至1000℃以下800℃以上的温度。从缓慢冷却结束温度开始的冷却，为了抑制冷却中的粒内γ’相的析出(例如，为了使得粒内γ’相的析出量为5体积％以下)，优选冷却速度较高，例如，优选为水冷或气冷。

如上所述，析出增强镍基合金材料的强化机制是通过γ相与γ’相形成共格界面来有助于强化的，所以非共格界面无助于强化。即，通过减少粒内γ’相(共格γ’相)的量，增加粒界γ’相(粒间γ’相、非共格γ’相)的量，就能够得到具有优异成形加工性的软化体。

更具体而言，为了确保优异的成形加工性，优选使得粒内γ’相的残余量为5体积％以下，粒界γ’相的析出量为20体积％以上。优选粒界γ’相的析出量为30体积％以上。γ’相的析出量可以通过细微组织观察以及图像解析(例如ImageJ)来测定。

作为成形加工性的指标，可以采用软化体在室温下的维氏硬度(Hv)。实施本步骤S3所得到的Ni基合金软化体，即使是γ’相的700℃下的平衡析出量为50体积％以上的超强析出增强镍基合金材料，也能够得到室温维氏硬度为370Hv以下。更优选该室温维氏硬度为350Hv以下，进一步优选为330Hv以下。

(成形加工步骤S4)

本步骤S4是对通过上述步骤S3准备的Ni基合金软化体，实施成形加工以形成为具有特定形状的成形加工体的步骤。对于此时的成形加工方法没有特殊限定，可以利用低成本的现有的塑性加工(例如热、温、冷塑性加工)或机械加工(例如切削加工)。另外，还可以利用摩擦搅拌结合等固相结合。

换言之，上述步骤S3所准备的软化体，由于具有370Hv以下的室温维氏硬度，在进行成形加工时，无需利用使用恒温锻造设备的超塑性加工这样的高成本的加工方法。本步骤S4中的成形加工的容易性带来装置成本的降低、制造过程成本的降低、制造产量的提高(即，Ni基合金部件的制造成本的降低)。

(溶体化-时效热处理步骤S5)

本步骤S5是对上述步骤S4所准备的Ni基合金成形加工体，实施使得粒界γ’相在γ相中固溶的溶体化热处理，以及在γ相的结晶颗粒内再析出粒内γ’相的时效热处理的步骤。对于溶体化热处理以及时效热处理的条件没有特殊限定，可以适当采用与该Ni基合金部件的使用环境对应的条件。

需要说明的是，在本步骤S5中，不能否认粒界γ’相未完全消失，仅有少量残存的情况。例如，只要确保能够满足Ni基合金部件要求的机械强度的粒内γ’相的析出量(例如30体积％以上)，可以允许10体积％以下范围的粒界γ’相残存。换言之，本步骤S5的溶体化-时效热处理中，在实施溶体化热处理使得粒界γ’相为10体积％以下之后，实施时效热处理以使得粒内γ’相为30体积％以上。另外，粒界γ’相的少量残存，具有如下的副作用效果，即在本发明的强析出强化Ni基合金部件中提高延展性、韧性。

通过实施本步骤S5，能够得到具有预期的机械特性的强析出强化Ni基合金部件。所得到的Ni基合金部件能够适合用作下一代的涡轮高温部件(例如涡轮动叶片、涡轮固定叶片、转子盘、燃烧室部件、锅炉部件)。

(Ni基合金部件的化学组成)

对于本发明所使用的Ni基合金材的化学组成进行说明。该Ni基合金材料具有如下化学组成，即700℃下的γ’相的平衡析出量为30体积％以上80体积％以下。具体而言，以质量％计，优选化学组成为含有5％以上25％以下的Cr、超过0％且为30％以下的Co、1％以上8％以下的Al、Ti与Nb与Ta的总和为1％以上10％以下、10％以下的Fe、10％以下的Mo、8％以下的W、0.1％以下的Zr、0.1％以下的B、0.2％以下的C、2％以下的Hf、5％以下的Re以及0.003％以上0.05％以下的O，余量为Ni以及不可避免杂质。以下，对各成分进行说明。

Cr成分在γ相中固溶的同时，具有在Ni基合金材料的实际使用环境下在表面形成氧化物皮膜(Cr₂O₃)从而提高耐腐蚀性与抗氧化性的效果。为了适用于涡轮高温部件，需要添加5质量％以上。另一方面，如果添加过量则助长有害相的生成，优选为25质量％以下。

Co成分是与Ni接近的元素，以与Ni置换的形式固溶在γ相中，具有在提高蠕变强度的同时提高耐腐蚀性的效果。进一步，还有降低γ’相的固溶温度的效果，提高高温延展性。但是，如果添加过量则助长有害相的生成，因此优选为超过0％且30质量％以下。

Al成分是用于形成作为Ni基合金的析出强化相的γ’相的必需成分。进一步，通过在Ni基合金材料的实际使用环境下在表面形成氧化物皮膜(Al₂O₃)，从而有助于提高抗氧化性与耐腐蚀性。对应于期望的γ’相析出量，优选为1质量％以上8质量％以下。

Ti成分、Nb成分以及Ta成分与Al成分同样地具有形成γ’相以提高高温强度的效果。另外，Ti成分以及Nb成分还具有提高耐腐蚀性的效果。但是，如果添加过量则助长有害相的生成，因此，Ti、Nb以及Ta成分的总和优选为1质量％以上10质量％以下。

Fe成分通过置换Co成分、Ni成分，具有降低合金的材料成本的效果。但是，如果添加过量则助长有害相的生成，优选为10质量％以下。

Mo成分以及W成分在γ相中固溶，具有提高高温强度(固溶强化)的效果，是优选至少添加其中一种的成分。另外，Mo成分也具有提高耐腐蚀性的效果。但是，如果添加过量则助长有害相的生成或者降低延展性、高温强度，优选地，Mo成分为10质量％以下，W成分为8质量％以下。

Zr成分、B成分以及C成分具有强化γ相的结晶颗粒界(强化垂直于γ相的结晶颗粒界方向上的拉伸强度)、提高高温延展性、蠕变强度的效果。但是，添加过量则使得成形加工性劣化，因此优选地，Zr成分为0.1质量％以下，B为0.1质量％以下，C为0.2质量％以下。

Hf成分具有提高抗氧化性的效果。但是，由于添加过量会助长有害相的生成，优选为2质量％以下。

Re成分在有助于γ相的固溶强化的同时，具有有助于提高耐腐蚀性的效果。但是，添加过量会助长有害相的生成。另外，由于Re为昂贵的元素，增加添加量则会存在增加合金的材料成本的缺点。因此，Re优选为5质量％以下。

O成分通常被当作杂质，是应该尽可能减少的成分，但在本发明中，如上所述，是用于抑制γ相结晶的粒子生长并促进非共格γ’相粒的形成的必需成分。O含量优选为0.003质量％以上0.05质量％以下。

Ni基合金材的余量部分为Ni成分以及O成分以外的不可避免杂质。作为O成分以外的不可避免杂质，可以列举N(氮)、P(磷)、S(硫)。

实施例

以下，通过各种实验对本发明进行具体说明。但是，本发明不限于这些实验。

[实验1]

(实施例1～8以及比较例1～6的Ni基合金前驱体的制备)

如表1的实施例1～8以及比较例1～6所示的化学组成，将原料进行混合、熔融、铸造以准备母合金锭(10kg)。熔融通过真空感应加热熔融法来进行。接着，将所得的母合金锭进行再熔融，通过同时控制雾化气氛中的氧分压的气体雾化方法来准备Ni基合金粉末。

将所得的Ni基合金粉末进行分级，以选取粒径为10～50μm范围内的合金粉末，使用该合金粉末通过热等静压法(HIP法)准备HIP成形体。HIP条件为在100MPa、1160～1200℃下保持3小时。接着，对于所得的HIP成形体进行放电加工，准备圆柱状(直径为15mm)的Ni基合金前驱体。

表1.实施例1～8以及比较例1～8的Ni基合金前驱体的化学组成

－：表示不有意地含有该物质。

Bal.：包含O以外的不可避免杂质

[实验2]

(比较例7～8的Ni基合金前驱体的制备)

如实验1同样地，将原料进行混合、熔融、铸造以准备如表1的比较例7～8所示的化学组成的母合金锭(10kg)。接着，对于所得到的母合金锭，在实施均质化热处理后，进行热锻造加工(1100～1200℃)以准备圆柱状(直径15mm)的锻造成形体。接着，对所得的锻造成形体，再度实施均质化热处理(在1170～1200℃保持20小时)，以准备Ni基合金前驱体。

[实验3]

(Ni基合金前驱体的氧含量的定量分析)

从实验1～2所准备的Ni基合金前驱体采取一部分，进行氧含量的定量分析。其结果，如表1所示，确认了实施例1～8以及比较例1～6的Ni基合金前驱体的任一个的氧含量均为0.003质量％以上，比较例7～8的Ni基合金前驱体的氧含量低于0.003质量％。

[实验4]

(实施例1～8以及比较例1～8的Ni基合金软化体的制备)

对于实验1～2所得的Ni基合金前驱体，以如后所述的表2所示的热处理条件(缓慢冷却开始温度、缓慢冷却过程的冷却速度)进行软化热处理，制备实施例1～8以及比较例1～8的Ni基合金软化体。需要说明的是，缓慢冷却过程的结束温度，除了比较例3～6之外为950℃，比较例3～6为800℃。

[实验5]

(实施例1～8以及比较例1～8的Ni基合金软化体的评价)

对于实验4所得的Ni基合金软化体，进行细微组织观察(γ相的平均结晶粒径、粒界γ’相的析出量)、室温维氏硬度测定、成形加工性评价(热加工性、冷加工性)。Ni基合金软化体的细节及评价结果示于表2。

在表2中，γ’相的固溶温度以及700℃时的γ’相平衡析出量是从合金组成基于热力学计算所求得的值。γ相的平均结晶粒径以及粒界γ’相的析出量是通过软化体的电子显微观察以及图像解析(ImageJ)所求得的值。软化体的室温维氏硬度是使用显微维氏硬度计测定的值。

热加工性的评价是加热软化体，使用锤锻机通过热锻造进行缩径加工至直径15mm，此后，通过肉眼确认有无裂纹来进行。将确认为无裂纹的判断为“合格”，将确认为有裂纹的判断为“不合格”。

冷加工性的评价是对软化体在室温环境使用拉床进行拉丝加工至直径5mm，此后，通过肉眼判断有无断裂。无断裂的判断为“合格”，有断裂的判断为“不合格”。

表2.实施例1～8以及比较例1～8的Ni基合金软化体的细节及评价结果

如表2所示，比较例1～2的软化体在软化热处理时的缓慢冷却过程的冷却速度脱离了本发明的规定，粒界γ’相的析出量低于20体积％(取而代之，确认了粗大化的粒内γ’相结晶颗粒)，室温维氏硬度超过370Hv。其结果是，热加工性以及冷加工性都不合格。确认了如果缓慢冷却过程的冷却速度过高，则粒界γ’相几乎不析出、生长，因此不能确保具有充分的成形加工性。

比较例3～4的软化体在软化热处理时的缓慢冷却开始温度脱离了本发明的规定，缓慢冷却开始温度越是低于γ’相固溶温度则粒界γ’相的析出量越是减少(确认了粒内γ’相析出量的增加)，室温维氏硬度超过370Hv。其结果是，热加工性以及冷加工性都不合格。确认了如果软化热处理的升温(即缓慢冷却开始温度)过低，则粒界γ’相几乎没有析出生长，不能确保具有充分的成形加工性。

比较例5～6的软化体在700℃时的γ’相的平衡析出量脱离了本发明的规定，γ’相的平衡析出量低于30体积％，不能作为本发明的对象的强析出增强镍基合金材料。但是，由于γ’相析出量绝对值少，相比于现有技术，在成形加工性上没有特别的问题。

比较例7～8的软化体的γ相的平均结晶粒径脱离了本发明的规定，与比较例1～2同样地，粒界γ’相的析出量低于20体积％(取而代之，确认了粗大化的粒内γ’相结晶颗粒)，室温维氏硬度超过370Hv。其结果是，热加工性以及冷加工性都不合格。确认了如果前驱体中的氧含量不充分，则在加热至γ’相固溶温度以上的情况下，γ相结晶颗粒的粗大化变得明显。并且，粗大的γ相结晶颗粒其晶界能降低，相比于粒界γ’相而优先析出粒内γ’相，因此难以确保足够的成形加工性。

相对于这些比较例1～8，实施例1～8的软化体，任一实验材料其粒界γ’相的析出量都为20体积％以上，室温维氏硬度为370Hv以下。其结果是，热加工性以及冷加工性都合格。即，确认了本发明的作用效果。

[实验5]

(实施例1～8以及比较例5～6的Ni基合金部件的制备与评价)

对成形加工性评价合格的实施例1～8以及比较例5～6的成形加工体，实施溶体化-时效热处理步骤，制备Ni基合金部件。溶体化热处理条件为高于γ’相固溶温度20℃的温度，时效热处理条件为700℃。需要说明的是，成形加工性评价不合格的比较例1～4以及7～8，由于未能制备成形加工体，从本实验中去除。

对于所得的实施例1～8以及比较例5～6的Ni基合金部件，进行700℃的高温拉伸试验。拉伸强度为1000MPa以上的判断为“合格”，低于1000MPa的判断为“不合格”。其结果是，实施例1～8的Ni基合金部件全部合格，但是，比较例5～6的Ni基合金部件为不合格。

上述结果表明了，通过适用根据本发明的Ni基合金部件的制备方法，即使是强析出增强Ni基合金材料或超强析出增强Ni基合金材料，也能够提供显示良好的成形加工性的软化体，能够以低成本提供Ni基合金部件。

上述实施方式或实验例，是便于理解本发明而进行的说明，本发明不限于所记载的具体的构成。例如，可以将实施方式的构成的一部分置换为本领域普通技术人员的技术常识的构成，另外，还可以在本实施方式的构成上增加本领域技术人员的技术常识的构成。即，本发明，对于本说明书的实施方式、实验例的构成的一部分，在不脱离发明的技术思想的范围内，可以削除、置换其他的构成、追加其他的构成。

Claims (9)

1.一种Ni基合金部件的制备方法，其特征在于，所述Ni基合金部件具有如下化学组成，即在作为母相的γ相中析出的γ’相的700℃时的平衡析出量为30体积％以上且80体积％以下；

所述制备方法包括如下步骤：

合金粉末准备步骤，准备具有所述化学组成的Ni基合金粉末，

前驱体形成步骤，使用所述Ni基合金粉末来形成所述γ相的平均结晶粒径为50μm以下的前驱体，

软化热处理步骤，将所述前驱体在所述γ’相的固溶温度以上且低于所述γ相熔点的温度进行加热以使所述γ’相固溶在所述γ相中后，从该温度以100℃/h以下的冷却速度缓慢冷却至比所述γ’相的所述固溶温度低50℃以上的低温以实施热处理，由此来制备在平均结晶粒径为50μm以下的所述γ相的结晶颗粒的粒界上析出20体积％以上的所述γ’相的软化体。

2.根据权利要求1所述的Ni基合金部件的制备方法，其特征在于，所述化学组成含有：

5质量％以上且25质量％以下的Cr，

超过0质量％且30质量％以下的Co，

1质量％以上且8质量％以下的Al，

共计1质量％以上且10质量％以下的Ti、Nb及Ta，

10质量％以下的Fe，

10质量％以下的Mo，

8质量％以下的W，

0.1质量％以下的Zr，

0.1质量％以下的B，

0.2质量％以下的C，

2质量％以下的Hf，

5质量％以下的Re，和

0.003质量％以上且0.05质量％以下的O，

余量为Ni以及不可避免杂质。

3.根据权利要求1或2所述的Ni基合金部件的制备方法，其特征在于，所述Ni基合金粉末，平均粒径为5μm以上250μm以下。

4.根据权利要求1至3任一项所述的Ni基合金部件的制备方法，其特征在于，所述合金粉末准备步骤包括雾化步骤，以形成所述Ni基合金粉末。

5.根据权利要求1至4任一项所述的Ni基合金部件的制备方法，其特征在于，所述前驱体形成步骤包括使用所述Ni基合金粉末的热等静压法。

6.根据权利要求1至5任一项所述的Ni基合金部件的制备方法，其特征在于，所述γ’相的所述固溶温度为1110℃以上。

7.根据权利要求6所述的Ni基合金部件的制备方法，其特征在于，所述Ni基合金部件具有如下化学组成，即所述γ’相的700℃时的所述平衡析出量为45体积％以上80体积％以下。

8.根据权利要求1至7任一项所述的Ni基合金部件的制备方法，其特征在于，所述软化体的室温维氏硬度为370Hv以下。

9.根据权利要求1至8任一项所述的Ni基合金部件的制备方法，其特征在于，在所述软化热处理步骤之后，还包括如下步骤：

成形加工步骤，对于所述软化体，实施热加工、温加工、冷加工和/或机械加工，以形成具有特定形状的成形加工体，

溶体化-时效热处理步骤，对于所述成形加工体，在实施溶体化热处理以使得所述粒界上的所述γ’相为10体积％以下之后，进行时效热处理以在所述γ相的结晶颗粒内析出30体积％以上的所述γ’相。