CN115198144A - 耐热合金部件、其所使用的材料、以及它们的制造方法 - Google Patents

Abstract

提供一种由Ni‑Cr‑Co‑Al‑W合金构成且高温机械强度优异的耐热合金部件、其所使用的材料及其制造方法。耐热合金材料由具有以下成分组成的合金构成：以质量％计，含有C：0.001～0.050％、Cr：10.0～19.0％、Co：10.0～30.0％、W：13.0～18.0％、Al：1.8～4.5％、B：0.0010～0.0200％，且余量为Ni和不可避免的杂质；具有晶粒粒度号为#6.5以下的晶粒粒径，碳化物粒子以及μ相粒子的析出物的析出个数密度共计为5×10⁴mm^‑2以下。对该材料进行时效热处理而得的耐热合金部件具有与上述相同的晶粒粒径，析出物沿着晶界析出，并且，γ’相粒子以800nm以下的最大粒径在晶粒内析出。

Description

耐热合金部件、其所使用的材料、以及它们的制造方法

技术领域

本发明涉及由Ni-Cr-Co-Al-W合金构成且高温机械强度优异的耐热合金部件、其所使用的材料、以及它们的制造方法。

背景技术

Inconel718(商品名)、Nimonic263(商品名)这样的耐热性Ni基合金或Ni-Fe合金被用于在700～800℃左右的高温下使用的汽车用涡轮增压器的排气系统中使用的垫圈和碟形弹簧。近年来，在这种汽车用涡轮增压器中使用更高温度的废气，因此需要即使暴露在800℃以上也能够保持密封性和弹力的垫圈、碟形弹簧。在此，当上述Inconel718(商品名)为800℃以上时，作为强化相的γ”相或γ’相转变为无助于强化的δ相从而显著地弱化。此外，对于Nimonic263(商品名)而言，在900℃时作为强化相的γ’相消失，从而无法保持密封性和弹力。因此，提出了一种Co-Al-W合金，其中利用与γ’-Ni₃(Al,Ti)具有相同的L1₂结构的γ’-Co₃(Al,W)作为强化相，从而可以具有更高的高温机械特性。

例如，专利文献1公开了这样的Co-Al-W合金：其用于燃气轮机部件、汽车发动机部件等，以质量％计，含有0.1≤Cr≤20.0％、1.0≤Al≤6.0％、3.0≤W≤26.0％、Ni≤50.0质量％、余量由Co和不可避免的杂质构成，并且满足5.0≤Cr+Al≤20.0％，由A₇B₆表示的μ相和由A₂B表示的Laves相构成的第2相的体积率为10％以下，利用γ’-Co₃(Al,W)作为强化相。含有Al、W的Co基合金容易生成对热加工性有害的第2相，特别是当添加过量的W时，在晶粒内和晶界处生成第2相，从而显著地降低了热加工性，在进行了以上说明的基础上，将Al量和W量设在预定范围内，同时在预定的条件下进行均质化热处理，从而获得对热加工性有害的第2相较少的Co基合金。

专利文献2公开了：在同样用于汽车发动机部件等、且利用γ’-(Co,Ni)₃(Al,W)作为强化相的Ni-Cr-Co-Al-W合金中，通过将C添加到成分组成中，除了析出γ’相以外还在晶界处析出碳化物，从而可以改善作为高温部件特别需要的蠕变性(高温延展性)。在此，以质量％计，含有0.001≤C＜0.100％、9.0≤Cr＜20.0％、2.0≤Al＜5.0％、13.0≤W＜20.0％、以及39.0≤Ni＜55.0％、余量由Co和不可避免的杂质构成的成分组成，并且在不可避免的杂质内将Mo、Nb、Ti、以及Ta限制在预定比例以下。

现有技术文献

专利文献

[专利文献1]：日本特开2009-228024号公报

[专利文献2]：日本特开2012-41627号公报

发明内容

[发明所要解决的课题]

在上述那样的汽车用涡轮增压器的排气系统中所使用的垫圈、碟形弹簧、密封部件等中，对预定的成分组成的合金进行热压延、随后进行冷压延而得到合金材料后，将该合金材料成形加工成预定的部件形状，并进行时效热处理，从而制造了部件。在此，在Co-Al-W合金中，通过调整成分组成可以得到在时效处理后高温机械强度优异的耐热合金部件，但是由于含有较多的Co，难以进行热压延及其后的冷压延，因此难以加工成合金薄板和合金细线等合金材料。

本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供由Ni-Cr-Co-Al-W合金构成且高温机械强度优异的耐热合金部件、其所使用的材料及其制造方法。

用于解决课题的技术方案

本发明涉及的耐热合金材料是经时效热处理后形成耐热合金部件的耐热合金材料，其特征在于，由具有以下成分组成的合金构成：以质量％计，含有C：0.001～0.050％、Cr：10.0～19.0％、Co：10.0～30.0％、W：13.0～18.0％、Al：1.8～4.5％、B：0.0010～0.0200％、且余量为Ni和不可避免的杂质，具有晶粒粒度号为#6.5以下的晶粒粒径，碳化物粒子和钨金属间化合物即μ相粒子的析出个数密度共计为5×10⁴mm^-2以下。

根据该特征，可以提供加工性优异、经时效热处理后高温机械强度、特别是900℃左右的高温机械强度优异的部件。

此外，本发明的耐热合金材料的制造方法的特征在于，形成上述那样的耐热合金材料，在抗氧化气氛中在1120～1220℃对具有所述成分组成的合金进行光亮退火热处理。

根据该特征，可以稳定地提供这样的耐热合金材料：其能够形成加工性优异、经时效热处理后高温机械强度、特别是900℃左右的高温机械强度优异的部件。

此外，本发明涉及的耐热合金部件是将耐热合金材料进行加工而成的耐热合金部件，其特征在于，由具有以下成分组成的合金构成：以质量％计，含有C：0.001～0.050％、Cr：10.0～19.0％、Co：10.0～30.0％、W：13.0～18.0％、Al：1.8～4.5％、B：0.0010～0.0200％、且余量为Ni和不可避免的杂质，具有晶粒粒度号为#6.5以下的晶粒粒径，碳化物、γ’相以及钨金属间化合物即μ相中的至少1种以上的析出物沿着晶界析出，由γ’相构成的粒子以800nm以下的最大粒径在晶粒内析出。

根据该特征，高温机械强度、特别是900℃左右的高温机械强度优异，从而可以在该温度范围内进行稳定的操作。

此外，本发明涉及的耐热合金部件的制造方法的特征包括：以使具有所述成分组成的合金具有晶粒粒度号为#6.5以下的晶粒粒径、并且碳化物粒子和钨金属间化合物即μ相粒子的析出个数密度共计为5×10⁴mm^-2以下的方式，在抗氧化气氛中在1120～1220℃的温度下进行光亮退火热处理以得到耐热合金材料，然后对该耐热合金材料进行时效热处理。

根据该特征，能够稳定地提供高温机械强度、特别是900℃左右的高温机械强度优异、且可以在该温度范围内进行稳定的操作的耐热合金部件。

附图说明

[图1]图1为示出本发明涉及的一个实施方式的耐热合金部件的制造方法的流程图。

[图2]图2为时效热处理的热处理曲线图。

[图3]图3为制造试验中使用的合金的成分组成的一览表。

[图4]图4为制造试验中使用的合金的μ相等的固溶温度的一览表。

[图5]图5为制造试验中的光亮退火热处理的条件和光亮退火热处理后的试验结果的一览表。

[图6]图6为制造试验中的时效热处理条件和时效处理后的试验结果的一览表。

[图7]图7为光亮退火热处理后的(a)实施例2和(b)比较例8的剖面组织照片。

[图8]图8为时效热处理后的(a)实施例2、(b)实施例3及(c)比较例8的剖面组织照片。

具体实施方式

使用图1和图2对作为本发明涉及的1个实施方式的耐热合金部件、其所使用的耐热合金材料及其制造方法进行说明。

本实施方式涉及的耐热合金部件和耐热合金材料由具有以下成分组成的Ni-Cr-Co-Al-W系合金获得：以质量％计，含有C：0.001～0.050％、Cr：10.0～19.0％、Co：10.0～30.0％、W：13.0～18.0％、Al：1.8～4.5％、B：0.0010～0.0200％、同时可以任意地含有Fe：5.0％以下、Mo：3.0％以下、Nb：2.0％以下、Ta：2.0％以下、Ti：2.0％以下、V：1.0％以下、Mg：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Zr：0.05％以下、Cu：1.0％以下、Si：0.6％以下、S：0.005％以下、Mn：0.50％以下、且余量为Ni和不可避免的杂质。

在此，参照图1对在耐热合金材料当中制造形状为板状的板状体的情况进行说明。通过热锻造等将上述Ni-Cr-Co-Al-W系合金制成板坯(slab)或铸坯(billet)(热锻造：S1)，进一步通过热压延成形为带状以制备带状合金体(热压延：S2)。然后，通过中间退火处理使该带状合金体软化(中间退火：S3)，并通过冷压延而成形为预定的厚度(冷压延：S4)。

在冷压延(S4)中，例如将带状合金体的厚度设为5.0mm以下。另一方面，为了抑制用作后述的耐热合金部件在高温环境中由于高温氧化或高温腐蚀引起的板厚减小而导致部件强度的降低，板厚优选设为0.05mm以上。在使后述步骤中的冷加工性为良好的情况下，板厚优选设在0.15～2.0mm的范围内。进一步优选在0.15～1.5mm的范围内。需要说明的是，冷压延(S4)可以分多次进行，也可以在每一次冷压延之前进行中间退火处理以保持较高的冷加工性。

最后，以成为具有晶粒粒度号为#6.5以下的晶粒粒径、并且碳化物粒子和钨金属间化合物即μ相粒子的析出个数密度共计为5×10⁴mm^-2以下的组织的方式进行连续光亮退火热处理(光亮退火：S5)。析出个数密度可以由带状合金体的剖面组织照片来测定。需要说明的是，基于JIS G0551(2020)，在带状合金体的板宽方向的剖面(TD剖面)中在厚度方向的中央部测定晶粒粒度号。在线状合金体中，在线径方向的剖面中心部进行测定。

该连续光亮退火热处理是这样的热处理：以在处理温度被控制在1120～1220℃的范围内的抗氧化气氛中保持预定时间的方式，使带状合金体通过连续处理炉内。在连续光亮退火热处理中，由于是连续处理，因此可以加热保持带状合金体的时间相对较短，每单位长度(1m)为1～5分钟左右。因此，为了获得具有上述晶粒粒度的组织，需要1120℃以上的处理温度。另一方面，受到热处理炉等设备和成本的制约，将处理温度的上限设定为1220℃。此外，在连续光亮退火热处理中，以使碳化物粒子和钨金属间化合物即μ相粒子的析出物充分地固溶的方式来设计成分组成，从而可以得到上述那样的析出个数密度。并且，以在后述的时效热处理中使碳化物和μ相粒子充分地析出的方式来设计成分组成。

通过连续光亮退火热处理，在所得的耐热合金材料的金属组织中压延组织消失从而没有晶粒方向性，并且成为晶粒粒度号为#6.5以下的晶粒粒径。由此，在后述的时效热处理后，可以确保高的高温蠕变强度。在此，如上所述，如果碳化物粒子和μ相粒子的析出个数密度共计为5×10⁴mm^-2以下，则允许连续光亮退火热处理后残留有未固溶的碳化物和金属间化合物。通过将碳化物粒子和μ相粒子的析出个数浓度设为该值以下，可以使连续光亮退火热处理后的晶粒充分地粗大化，从而使晶粒粒度号在上述范围内，并且可以通过后述的时效热处理使碳化物和金属间化合物充分地析出。需要说明的是，根据需要，在适当的时机将带状合金体切割成预定的长度，从而可以得到板状的耐热合金材料。

需要说明的是，在连续光亮退火热处理中被加热至处理温度的、通过抗氧化气氛后的带状合金体可能会在冷却中析出γ’相而使硬度增大。由此，在用于由板状的耐热合金材料获得后述的耐热合金部件的加工中，可能无法确保充分的加工性。在这种情况下，以使连续光亮退火热处理中的带状合金体的冷却速度为例如3℃/s以上的方式调整带状合金体通过热处理炉内的通板速度，并再次进行连续光亮退火热处理，从而抑制通过加热而固溶的γ’相的析出，能够抑制硬度的增大。在用于获得耐热合金材料的冷加工中，为了获得良好的冷加工性，耐热合金材料的硬度优选为420Hv以下。需要说明的是，对作为光亮退火(S5)的连续光亮退火热处理进行了说明，但是也可以不是连续处理。

如上所述，可以制造上述板状的耐热合金材料。如后所述，该耐热合金材料可以用于制造高温机械强度优异的耐热合金部件。此外，在制造由形状为线状的线状体构成的耐热合金材料的情况下，在与上述板状的耐热合金材料相同的条件下制造即可。需要说明的是，对于线径，例如可以设为5.0mm以下，但是为了使后续步骤中的冷加工性良好，线径优选设在0.15～2.0mm的范围内、更优选设在0.15～1.5mm的范围内。

然后，在制造耐热合金部件时，首先，将上述耐热合金材料成形加工成垫圈、板弹簧、碟形弹簧、螺旋弹簧等作为耐热合金部件的预定形状(成形加工：S6)。在成形加工(S6)中，通过光亮退火(S5)预先使耐热合金材料软化，可以确保加工性并且容易进行成形加工。

然后，在对耐热合金材料进行成形加工后，进行时效热处理以得到耐热合金部件(时效热处理：S7)。在时效热处理(S7)中，使在光亮退火(S5)中固溶了的碳化物和钨金属间化合物充分地析出，并且得到具有晶粒粒度号为#6.5以下的晶粒粒径的金属组织。在此，使碳化物、γ’相及钨金属间化合物即μ相中的至少1种以上的析出物沿着晶界析出，并且使由γ’相构成的粒子以800nm以下的最大粒径在晶粒内析出。需要说明的是，使用扫描电子显微镜测定γ’相中的粒子的直径。

为了在耐热合金部件的使用环境为800℃以上的温度、例如900℃左右的温度下保持较高的蠕变强度，必须将晶粒粒径设为相对较大，并且在上述范围内。优选的是，晶粒粒度号为#5.0以下。需要说明的是，关于晶粒粒度号，基于JIS G0551(2020)，对于板状的耐热合金部件在板宽方向的剖面(TD剖面)中在厚度方向的中央部进行测定，对于线状的耐热合金部件则在线径方向的剖面中心部进行测定。

通过使在晶粒内析出的γ’相粒子满足上述最大粒径，可以有效地有助于基材的强化。在超过该最大粒径的情况下，难以有助于基材的强化。需要说明的是，过小的析出物粒子也难以有助于析出强化，因此该γ’相粒子的最小粒径优选为5nm以上。

另一方面，优选的是，在晶界处析出的上述粒子至少沿着晶界析出，进一步以致密地被覆晶界的方式析出(参照图8(a)和(b))。由此，可以抑制晶界的移动，使晶粒变得稳定，保持上述晶粒粒径。需要说明的是，晶界处的析出物可以是γ’相、亚稳态的析出物、含有Cr的碳化物等，但是优选为扩散慢的含有W的碳化物或在高温下稳定的钨金属间化合物即μ相。如果是这样的析出物，则即使长时间暴露在高温下也是稳定的，可以保持对晶界移动的抑制。由此，可以稳定地保持高的高温蠕变强度。作为含有W的碳化物的析出形态，不限于M₆C型，也可以是M₁₂C型等不同的形态。需要说明的是，作为含有Cr的碳化物的析出形态，有M₂₃C₆型等。

参照图2，为了获得这样的组织，在时效热处理中，在保持为使γ’相在晶粒内析出的温度T2的热处理H2之前，先进行保持为在更高温度下在晶界处形成上述那样的析出物的温度T1的热处理H1。

例如，如图2(a)所示，时效热处理可以这样进行：在升温至在晶界处形成析出物的温度范围内的温度T1之后，保持在温度T1，然后进行空冷热处理H1，然后升温至在使γ’相在晶粒内析出的温度范围内的温度T2之后，保持在温度T2，然后进行空冷热处理H2。即，为两级热处理。通过这样的将第一级温度设为高于第二级的两级热处理，可以良好地控制析出物。更具体而言，例如，热处理H1可以为在900℃保持24小时后进行空冷的热处理，热处理H2可以为在800℃保持24小时后进行空冷的热处理。需要说明的是，对于保持后的冷却，除了空冷以外，还可以使用炉冷、油冷、水冷、气体冷却等其他方法。

另一方面，如图2(b)所示，时效热处理可以为连续热处理。即，保持为在晶界处形成析出物的温度范围内的温度T1后，随后连续地保持为使γ’相在晶粒内析出的温度范围内的温度T2，然后进行冷却(热处理H3)。温度T1下的保持不一定要保持在固定的温度下，只要以预定时间通过在晶界处形成析出物的温度范围即可。同样地，温度T2下的保持也不一定要保持在固定的温度，只要在使γ’相在晶粒内析出的温度范围内暴露预定时间即可。通过进行连续热处理，可以有效地制造耐热合金部件。

此外，如图2(C)所示，对于时效热处理，可以是更短时间的热处理。在这种情况下，在1000～700℃的范围内的预定温度T3下保持4～8小时后进行空冷(热处理H4)。特别是，由于是上述两级热处理的替代方案，因此保持温度优选设在相对较高的1000～900℃的范围内，由此能够得到上述那样的析出物。但是，时效热处理的保持温度应该设定在不超过含有W的碳化物和μ相的固溶温度的范围内。

另外，如上所述，以使碳化物粒子和钨金属间化合物即μ相粒子的析出物在连续光亮退火热处理中充分地固溶、并且在时效热处理中充分地析出的方式来设计成分组成。在该成分组成的设计中，γ’相、含有W的碳化物即W₆C以及钨金属间化合物即μ相的固溶温度如后所述进行设定。在此，固溶温度例如可以使用热力学计算软件Thermo-Calc2020a，并使用作为热力学数据库的TTNi8来进行计算。

γ’相通过在晶粒内析出而极大地有助于蠕变强度的提高。并且，析出的γ’相的体积率与γ’相的固溶温度大致成比例。因此，γ’相的固溶温度优选设为940℃以上，由此可以使γ’相在连续光亮退火热处理中充分地固溶，并且在时效热处理中充分地析出。另一方面，当γ’相的固溶温度过高时，合金的热加工性降低。因此，γ’相的固溶温度优选设为1000℃以下。需要说明的是，γ’相的固溶温度通过构成γ’相的Ni、W、Al、Ti、Nb、Ta各自的添加量来进行调整。

碳化物和钨金属间化合物即μ相通过在晶界处析出来强化晶界，从而即使在使用耐热合金部件的高温环境下也可以稳定地保持高的蠕变强度。此外，如上所述，作为碳化物优选含有W。因此，W₆C的固溶温度和μ相的固溶温度优选高于耐热合金部件的使用温度。因此，通过热力学计算算出的固溶温度对于W₆C而言为910℃以上，对于μ相而言为900℃以上。另一方面，当W₆C和μ相的固溶温度过高时，除了使热加工性和冷加工性降低以外，还会使在连续光亮退火处理中未固溶的碳化物粒子或μ相粒子增大，从而无法充分地增大晶粒粒径。另外，在固溶温度超过连续光亮退火热处理的保持温度的情况下，作为未固溶而残留下来的粒子，与W₆C相比，在μ相中倾向于容易更多。因此，优选将μ相的固溶温度设计为低于W₆C的固溶温度。具体而言，在将连续光亮退火热处理的保持温度设为1120～1220℃左右的情况下，优选的是，在热力学计算中算出的固溶温度对于W₆C而言为1310℃以下，对于μ相而言为1150℃以下。此外，对于W₆C，该固溶温度更优选为1280℃以下。

如上所述，所得到的耐热合金部件的高温机械强度、特别是900℃左右的高温机械强度优异。此外，能够稳定地提供可以获得在该温度范围内的稳定操作的耐热合金部件。

[制造试验]

接下来，实际制造耐热合金材料和耐热合金部件，并使用图3至图8对耐热合金材料的晶粒粒度、碳化物等的析出个数密度等、耐热合金部件的高温蠕变强度等进行研究而得的结果进行说明。

首先，使用图3的实施例1～17及比较例1～11所示的各成分组成的合金，与上述同样地得到了图5所示厚度的板状的耐热合金材料。但是，对于比较例1、2、7，由于加工性差、热压延(S2)困难，因此在该时间点结束了制造。

在此，如图4所示，求出μ相、含有W的碳化物即M₆C、γ’相的各自的固溶温度。使用热力学计算软件Thermo-Calc2020a，并使用作为热力学数据库的TTNi8来计算固溶温度。在实施例1～17中，μ相的固溶温度为上述1150℃以下。此外，γ’相的固溶温度为上述1000℃以下。需要说明的是，括号内的数字表示所算出的计算上的固溶温度，但是在实验上该相本身在任何温度下都不会析出。

另外，在连续光亮退火热处理中，在图5所示的各个温度下，使带状合金体以每单位长度(1m)被加热5分钟的速度通过连续处理炉内。

需要说明的是，对于热加工性，通过在热压延(S2)中带状合金体的耳部所产生的裂纹来判断其好坏。具体而言，将该裂纹在压延宽度方向上的最大长度为15mm以下的情况判定为良好“〇”，将超过15mm且为30mm以下的情况判定为可以“△”，除此以外判定为不可以“×”。结果示于图5。

如图5所示，可判断出，作为耐热合金材料(薄板)，实施例1～17均具有晶粒粒度号为#6.5以下的晶粒粒径。需要说明的是，除了实施例7和17以外，其他的为#5.0以下。此外，实施例1～17中碳化物粒子和μ相粒子的析出个数密度均为5×10⁴mm^-2以下。对于热加工性，除了实施例5和17为可以(△)以外，其他全部为良好。

此外，在实施例1～17及比较例1～11中，如上所述制造耐热合金材料(薄板)后，在图6所示的时效热处理条件下进行时效热处理，以制造耐热合金部件的对应材料。需要说明的是，如上所述，对于比较例1、2及7，由于在热压延(S2)中中止了制造，因此在此未进行时效热处理，也未记录试验结果。

如图6所示，在实施例1～17中，γ’相的粒径以最大粒径计均为800nm以下，蠕变强度在900℃下、110MPa的负荷下获得了300小时以上的断裂时间。需要说明的是，对于蠕变强度，将断裂时间为300小时以上的判定为良好“〇”，将小于300小时且为100小时以上的判定为可以“△”，将小于100小时的判定为不可以“×”。结果示于图6。需要说明的是，即使是判定为“可以”，也不适合在耐热合金部件的使用环境下长时间的使用，在此将“良好”以外的判定均作为不合格。

与此相对，如上所述，对比较例1、2、7中难以进行热压延，因此其结果为不可压延。据认为：由于γ’固溶温度均过高，为1000℃以上(参照图4)，因此在热压延(S2)的加工中基材因γ’相的析出物而被强化。需要说明的是，在比较例1和2中，Al的含量比其他的少且Ti的含量比其他的多，在比较例7中Al的含量比其他的多。据认为，通过这些，使各自的γ’相的固溶温度升高。

比较例3中Cr的含量比其他的少。结果，在时效热处理(S7)中应在晶界处析出的碳化物的绝对量不足，蠕变强度判定为“可以”、即不合格。

比较例4中Cr的含量比其他的多。结果，据认为碳化物的绝对量超过了所需的量，从而(例如)在光亮退火(S5)时大量地析出碳化物。并且，据认为，在光亮退火(S5)中无法使晶粒充分地粗大化，从而使蠕变强度降低。并且实际上，晶粒粒度号为#9，蠕变强度被判定为“不可以”。从光亮退火(S5)后析出个数密度高达1×10⁵个/mm²也证实了这一点。

比较例5中Co的含量比其他的多。结果，据认为γ’相的固溶温度降低，在时效热处理中无法析出足够量的γ’相，从而使蠕变强度降低。并且，蠕变强度实际上被判定为“不可以”。

比较例6中W的含量比其他的多。结果，据认为μ相的固溶温度高于所需的温度，无法使晶粒充分地粗大化，从而使蠕变强度降低。并且，蠕变强度实际上被判定为“不可以”。

比较例8中光亮退火(S5)的处理温度比其他的低。因此，据认为碳化物和μ相无法充分地固溶，从而无法使晶粒充分地粗大化。实际上，晶粒粒度号为#10。结果，蠕变强度被判定为“不可以”。

比较例9几乎不含B。结果，据认为热加工性和冷加工性、以及蠕变强度降低。实际上，热加工性被判定为“可以”，蠕变强度被判定为“可以”(不合格)。

比较例10不含W，比较例11不含Co和W。因此，据认为γ’相的固溶温度降低，结果，无法充分地生成γ’相的析出物，从而使蠕变强度降低。

在此，图7示出了连续光亮退火后的(a)实施例2和(b)比较例8的光学显微镜剖面组织照片。在实施例2中，晶粒粒径的晶粒粒度号为#3.5，以析出个数密度计，碳化物粒子和μ相粒子为5×10³个/mm²，相对较少(参照图5)。另一方面，在比较例8中，观察到晶粒粒度号为#10的相对较小的晶粒，并观察到了析出个数密度为1.5×10⁵个/mm²的大量的碳化物粒子和μ相粒子的析出。需要说明的是，通过使用图像分析软件ImageJ并根据剖面组织照片来计算析出个数密度。

此外，图8示出了时效热处理后的(a)实施例2、(b)实施例3及(c)比较例8的剖面组织照片。在实施例2中，在晶粒内观察到γ’相的粒子1，并在晶界处观察到μ相或W碳化物的粒子2以及Cr碳化物的粒子3。特别是，可以判定晶界处的析出物沿着晶界析出。实施例3中同样地也在晶粒内观察到γ’相的粒子1，并在晶界处观察到μ相或W碳化物的粒子2。据认为，实施例2和3在晶界处的析出物以致密地被覆晶界的方式析出，从而极大地有助于蠕变强度的提高。另一方面，在比较例8中，虽然同样地在晶粒内观察到γ’相的粒子1，但是在晶粒内和晶界处均观察到μ相或W碳化物的粒子2。此外，晶界处的这些粒子不连续地析出。也就是说，根据组织观察可以推测出比较例8的蠕变强度比实施例2和实施例3差。

如上所述，实施例1～17中，可以制造具有高蠕变强度的耐热合金部件、和用于获得该耐热合金部件的耐热合金材料(薄板)。即，根据实施例1～17，可以得到在900℃左右条件下的高温机械强度优异的耐热合金部件。与此相对，在比较例1～11中，不能压延或无法获得足够的蠕变强度，从而无法得到高温机械强度优异的部件。

另外，能够提供与包含上述实施例的高温机械强度优异的耐热合金部件以及用于获得该耐热合金部件的耐热合金材料(薄板)具有基本相同的机械性质的合金的组成范围如下所示来确定。

首先，对必要的添加元素进行说明。

C与Cr、W、Ti、Nb、Ta等结合而形成各种碳化物。当这些碳化物由于时效热处理而在晶界处析出时，可以使晶界强化并提高合金的蠕变强度和高温下的延展性。另一方面，当含量过多时，不仅使碳化物的固溶温度过度上升，使合金的热加工性降低，而且难以在光亮退火热处理中使晶粒粒径充分地粗大化，从而使蠕变强度降低。考虑到这些，以质量％计，C在0.001～0.050％的范围内、优选为0.005～0.030％、更优选在0.005～0.020％的范围内。

Cr与O结合而在表层形成致密的Cr₂O₃层作为钝化膜，因此对耐氧化性的提高及热加工性的保持是有效的。另外，通过与C结合而作为碳化物在晶界处析出，蠕变强度得以提高。另一方面，当含量过多时，碳化物的固溶温度过度地上升，难以在光亮退火热处理中使晶粒充分地粗大化，从而使蠕变强度降低。考虑到这些，以质量％计，Cr在10.0～19.0％的范围内、优选在11.0～18.0％的范围内、更优选在12.0～17.0％的范围内。

Co具有使L1₂型金属间化合物相即γ’-(Ni,Co)₃(Al,W,Ti,Nb,Ta)的固溶温度降低的效果，对热加工性的提高是有效的。另一方面，当含量过多时，γ’相的固溶温度过度地降低而使经时效析出的γ’相的量减少，从而使蠕变强度降低。考虑到这些，以质量％计，Co在10.0～30.0％的范围内、优选在11.0～27.0％的范围内。

W除了使L1₂型金属间化合物相γ’-(Ni,Co)₃(Al,W,Ti,Nb,Ta)变得稳定以外，还有助于母相即γ相的固溶强化。另外，W可以形成金属间化合物μ-(Co,Cr,Ni,Fe)₇(W,Mo,Nb,Ta)₆，并且可以与C结合而形成M₆C型等碳化物。这些μ相和碳化物经时效处理而在晶界处以粒状析出，从而有助于蠕变强度的提高。需要说明的是，μ相是在高温下相对稳定的化合物，具有优异的长期的组织稳定性，因此与碳化物相比，优选使μ相在晶界处析出。另一方面，当含有过量的W时，μ相和碳化物的固溶温度过度地上升，难以在光亮退火热处理中使晶粒充分地粗大化，从而使蠕变强度降低。考虑到这些，以质量％计，W在13.0～18.0％的范围内、优选在14.0～17.0％的范围内。

Al使L1₂型金属间化合物相γ’-(Ni,Co)₃(Al,W,Ti,Nb,Ta)变得稳定，并使蠕变强度提高。另一方面，当含量过多时，γ’相的固溶温度过度地上升，从而使热加工性和冷加工性降低。考虑到这些，以质量％计，Al在1.8～4.5％的范围内、优选在2.0～4.0％的范围内、更优选在3.5～4.0％的范围内。

B除了在晶界处偏析而有助于晶界强化并提高热加工性和冷加工性以外，还促进碳化物和μ相在晶界处析出，从而对蠕变强度的提高是有效的。另一方面，当含量过多时，会使热加工性和冷加工性降低。考虑到这些，以质量％计，B在0.0010～0.0200％的范围内、优选在0.0010～0.0100％的范围内。

接下来，对作为副构成元素而可能任意添加的元素进行说明。除了上述必要的添加元素以外，上述合金还可以含有以下任意1种以上的元素。这些任意添加元素的含量如下所述来确定。

Fe与Co置换可以获得相同的效果，因此对于降低成本是有效的。但是，含量过多会使蠕变强度和耐氧化性降低。考虑到这些，以质量％计，Fe在5.0％以下的范围内、优选在1.0％以下的范围内。

Mo有助于作为母相的γ相的固溶强化、并且使μ相变得稳定，因此与W一起添加也是有效的。但是，含量过多会使耐氧化性降低。考虑到这些，以质量％计，Mo在3.0％以下的范围内。

Nb和Ta使γ’-(Ni,Co)₃(Al,W,Ti,Nb,Ta)变得稳定。但是，含量过多会使金属间化合物δ-Ni₃(Nb,Ta)在晶界处以板状析出，从而使蠕变强度降低。考虑到这些，以质量％计，Nb和Ta各自在2.0％以下的范围内。

与Nb及Ta同样地，Ti使γ’-(Ni,Co)₃(Al,W,Ti,Nb,Ta)变得稳定。但是，含量过多会使金属间化合物η-Ni₃Ti在晶界处以板状析出，从而使蠕变强度降低。考虑到这些，以质量％计，Ti在2.0％以下的范围内。

V与C结合形成碳化物，有助于蠕变强度的提高。但是，含量过多会使耐氧化性降低。考虑到这些，以质量％计，V在1.0％以下的范围内。

Mg和Ca将S固定以促进热加工性的提高。但是，含量过多会与各元素生成化合物，从而成为使热加工性降低的原因。考虑到这些，以质量％计，Mg和Ca各自在0.01％以下的范围内。

微量地含有Zr除了有助于蠕变强度的提高以外，还具有固定S的作用。但是，含量过多会使热加工性降低。考虑到这些，以质量％计，Zr在0.05％以下的范围内。

此外，对其他不可避免含有的杂质元素进行说明。

Cu引起高温脆化而使合金的热加工性降低。因此，以质量％计，Cu的含量被限制在1.0％以下。

Si虽然对耐氧化性的提高是有效的，但是含量过多会使合金的热加工性降低。因此，以质量％计，Si的含量被限制在0.6％以下。

S在晶界处偏析而使热加工性显著地降低。因此，以质量％计，S的含量被限制在0.005％以下。

Mn虽然具有固定S的效果，但是含量过多会使热加工性降低。因此，以质量％计，Mn的含量被限制在0.50％以下。

作为其他不可避免的杂质元素，可列举出N、O、P、Te、As、Sn、Sb、Se、Ce、Bi等。当含有过量的这些元素时，会使合金的热加工性和高温强度显著地降低。因此，对于各个元素，以质量％计，它们的含量被限制在0.0050％以下。

以上，对本发明的代表性实施例进行了说明，但是本发明不一定限于这些，在不脱离本发明的主旨或所附的权利要求书的范围，本领域技术人员可以发现各种替代实施例和改变例。

本申请基于2021年4月6日提出的日本专利申请2021-064747，其内容作为参照并入本文。

Claims (13)

1.一种耐热合金材料，其为经时效热处理后形成耐热合金部件的耐热合金材料，由具有下述成分组成的合金构成：

以质量％计，含有

C：0.001～0.050％、

Cr：10.0～19.0％、

Co：10.0～30.0％、

W：13.0～18.0％、

Al：1.8～4.5％、

B：0.0010～0.0200％、且余量为Ni和不可避免的杂质，

具有晶粒粒度号为#6.5以下的晶粒粒径，

碳化物粒子以及钨金属间化合物即μ相粒子的析出个数密度共计为5×10⁴mm^-2以下。

2.根据权利要求1所述的耐热合金材料，

所述成分组成任意地含有以下成分中的1种或2种以上：以质量％计，Fe：5.0％以下、Mo：3.0％以下、Nb：2.0％以下、Ta：2.0％以下、Ti：2.0％以下、V：1.0％以下、Mg：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Zr：0.05％以下、Cu：1.0％以下、Si：0.6％以下、S：0.005％以下、Mn：0.50％以下。

3.根据权利要求1所述的耐热合金材料，

所述成分组成满足：由W₆C的热力学计算算出的固溶温度为910℃以上1310℃以下、并且由μ相的热力学计算算出的固溶温度为900℃以上1150℃以下。

4.根据权利要求1所述的耐热合金材料，

所述成分组成满足：由γ’相的热力学计算算出的固溶温度为940℃以上1000℃以下。

5.根据权利要求1所述的耐热合金材料，其为厚度为1.5mm以下的板状体或线径为1.5mm以下的线状体。

6.一种耐热合金材料的制造方法，其为权利要求1至5中任一项所述的耐热合金材料的制造方法，其中，

在抗氧化气氛中在1120～1220℃下对具有所述成分组成的合金进行光亮退火热处理。

7.一种耐热合金部件，其是通过对耐热合金材料进行加工而成的，由具有以下成分组成的合金构成：

以质量％计，含有

C：0.001～0.050％、

Cr：10.0～19.0％、

Co：10.0～30.0％、

W：13.0～18.0％、

Al：1.8～4.5％、

B：0.0010～0.0200％、且余量为Ni和不可避免的杂质，

具有晶粒粒度号为#6.5以下的晶粒粒径，

碳化物、γ’相、以及钨金属间化合物即μ相中的至少1种以上的析出物沿着晶界析出，

由γ’相构成的粒子以800nm以下的最大粒径在晶粒内析出。

8.根据权利要求7所述的耐热合金部件，

所述成分组成任意地含有以下成分中的1种或2种以上：以质量％计，Fe：5.0％以下、Mo：3.0％以下、Nb：2.0％以下、Ta：2.0％以下、Ti：2.0％以下、V：1.0％以下、Mg：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Zr：0.05％以下、Cu：1.0％以下、Si：0.6％以下、S：0.005％以下、Mn：0.50％以下。

9.根据权利要求7所述的耐热合金部件，其为厚度为1.5mm以下的板状体或线径为1.5mm以下的线状体。

10.一种耐热合金部件的制造方法，其为权利要求7至9中任一项所述的耐热合金部件的制造方法，包括：

以使得具有晶粒粒度号为#6.5以下的晶粒粒径、并且碳化物粒子以及钨金属间化合物即μ相粒子的析出个数密度共计为5×10⁴mm^-2以下的方式，在抗氧化气氛中在1120～1220℃的温度下对具有所述成分组成的合金进行光亮退火热处理以得到耐热合金材料，然后对该耐热合金材料进行时效热处理。

11.根据权利要求10所述的耐热合金部件的制造方法，

所述时效热处理包括：将所述耐热合金材料保持在使γ’相在晶粒内析出的温度范围的热处理；以及在此之前，先将所述耐热合金材料保持在更高的温度下以在晶界处形成析出物的热处理。

12.根据权利要求11所述的耐热合金部件的制造方法，

在所述时效热处理中，将所述耐热合金材料升温至在晶界处形成析出物的温度范围内并保持，然后冷却，然后将所述耐热合金材料升温至使γ’相在晶粒内析出的温度范围内并保持，然后冷却。

13.根据权利要求10所述的耐热合金部件的制造方法，

在所述时效热处理中，使所述耐热合金材料以预定的时间通过在晶界处形成析出物的温度范围，随后在使γ’相在晶粒内析出的温度范围内暴露预定时间后冷却。

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