TWI624548B

TWI624548B - Ｎｉ基高強度耐熱合金構件、其製造方法及燃氣渦輪葉片

Info

Publication number: TWI624548B
Application number: TW105121394A
Authority: TW
Inventors: 種池正樹; 岡田郁生; 高田和正; 正田淳一郎; 越敬三; 山崎裕之; 西村由明; 石川真也
Original assignee: 三菱日立電力系統股份有限公司
Priority date: 2015-07-09
Filing date: 2016-07-06
Publication date: 2018-05-21
Also published as: KR20180005247A; US20180179622A1; JP6460336B2; US11155910B2; EP3299481A1; JP2017020066A; EP3299481A4; WO2017006927A1; US20200087768A1; EP3299481B1; TW201716591A; CN107735502B; CN107735502A; KR102082038B1

Abstract

本發明之Ni基高強度耐熱合金構件含有Co：5~12%、Cr：5~12%、Mo：0.5~3.0%、W：3.0~6.0%、Al：5.5~7.2%、Ti：1.0~3.0%、Ta：1.5~6.0%、Re：0~2.0%、C：0.01~0.20%。Ni基高強度耐熱合金構件是由Ni基合金所構成，該Ni基合金的其餘部分由Ni及無法避免的雜質所構成。Ni基高強度耐熱合金構件的密度未達8.5g/cm³。

Description

Ni基高強度耐熱合金構件、其製造方法及燃氣渦輪葉片

本發明關於一種大型使用於燃氣渦輪葉片等需要高溫強度的用途的Ni基高強度耐熱合金構件、該Ni基高強度耐熱合金構件之製造方法；及由該Ni基高強度耐熱合金構件所構成的燃氣渦輪葉片。本發明基於2015年7月9日所申請的日本特願2015-137586號而主張優先權，將其內容援用於此。

眾所周知地，燃氣渦輪是將燃料噴霧至壓縮機吐出空氣，使其燃燒，產生渦輪驅動用的高溫高壓氣體。燃氣渦輪是藉由該高溫高壓氣體使燃氣渦輪葉片旋轉而轉動轉軸來產生動力。這種燃氣渦輪的翼片(燃氣渦輪葉片)會受到高溫高壓。於是，燃氣渦輪葉片過去以來是使用含有具有高的高溫強度的Ni基耐熱合金之單結晶組織或具有單方向凝固組織的柱狀晶組織的鑄造材。

現況中，1600℃級燃氣渦輪是最高效率運轉的燃氣渦輪。然而，從環保的觀點看來，世界各國都在開發更高效率化的新一代高效率燃氣渦輪。隨著如此，為了有助於高效率化及提升信賴性，以燃氣渦輪葉片為代表的高溫零件，比以往更迫切需要高強度化。

附帶一提，產業用燃氣渦輪可動葉片為大型，而且會因為高離心力而產生應力。尤其後段的渦輪葉片非常大型，離心力產生的應力也非常高。因此希望渦輪材料的高溫強度夠大，尤其高溫潛變強度。另外，大型後段渦輪葉片本身重量也很大。所以，為了使引擎高效率化，希望能夠維持強度同時密度也要小，亦即希望將強度除以密度所得到的比強度值高。

此處，單結晶合金與單方向凝固合金相比，強度特性較優異，然而對鑄造缺陷較敏感。因此難以使用單結晶合金製造出大型渦輪葉片。於是，大型渦輪葉片通常是採用較容易製造的單方向凝固合金。所以，正迫切需要以最適合於大型渦輪葉片的方式使單方向凝固合金的高強度化。然而不得不說兼顧低密度與高強度(特別是高溫潛變強度)的技術門檻很高。

附帶一提，Ni基耐熱合金是所謂超合金之中具代表性的合金。Ni基耐熱合金是藉由Ni₃Al或Ni₃(Al、Ti)等的γ'相(gamma prime phase)在作為母材(基材)的γ相(gamma phase)中析出，利用其析出強化的效果，可得到高強度。Ni基耐熱合金會因為微量添加元素而析出Ni3Nb等的γ"相(gamma double prime phase)，而有幫助析出強化的情形。一般而言是謀求作為母材的γ相中合金元素的固溶所產生的強化(固溶強化)。於是，藉由總合有效利用這些析出強化或固溶強化等的強化機構，可謀求高強度化。

關於謀求高溫下的高強度化的合金作為使用於這種燃氣渦輪葉片的Ni基耐熱合金，已知有例如專利文獻1所揭示的合金。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開2007-162041號公報

如前述般，由單方向凝固合金所構成的大型燃氣渦輪葉片，迫切需要比以往更進一步的高強度化，尤其是高溫潛變強度的進一步提升。另外，非常希望確保高強度，同時達成密度低，亦即比強度高。然而，例如專利文獻1揭示的以往Ni基耐熱合金，作為單方向凝固合金的強度仍然不足，尤其是高溫潛變強度。另外實際情況中，低密度化也不足。

本發明是以上述狀況為背景而完成，提供一種強度、尤其高溫潛變強度夠高，同時還可達成低密度化的Ni基高強度耐熱合金構件。另外，同時還提供一種可實際製造這種Ni基高強度耐熱合金構件的方法、及使用該合金之燃氣渦輪葉片。

為了解決前述課題，本發明人等針對Ni基耐熱合金之各成分元素對於高溫強度，尤其高溫潛變強度、及密度造成的影響反覆詳細實驗檢討，結果發現了可解決前述課題最適合的成分組成範圍，而完成本發明。

具體而言，本發明的基本態樣(第1態樣)的Ni基高強度耐熱合金構件，係由Ni基合金所構成，並且密度未達8.5g/cm³，該Ni基合金以質量%而計含有：Co：5~12%、Cr：5~12%、Mo：0.5~3.0%、W：3.0~6.0%、Al：5.5~7.2%、Ti：1.0~3.0%、Ta：1.5~6.0%、Re：0~2.0%、C：0.01~0.20%、其餘部分由Ni及無法避免的雜質所構成。

這種Ni基高強度耐熱合金構件中，該Ni基合金的成分是調整在如前述般的成分組成範圍內。藉由這種方式，高溫強度、尤其高溫潛變強度高，而且即使低密度，高溫潛變強度也很高(亦即比強度高)。此外，合金構件的耐氧化性等的燃氣渦輪葉片等所需要的特性亦優異。

本發明第2態樣的Ni基高強度耐熱合金構件是如前述第1態樣的Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金亦可進一步含有B：0.005~0.030%、Hf：0.01~0.15%、Zr：0.001~0.02%之中的1種或2種以上。

本發明第3態樣的Ni基高強度耐熱合金構件是如前述第1或第2態樣的Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金中的Mo含量可在1.0~2.5%的範圍內。

本發明第4態樣的Ni基高強度耐熱合金構件是如前述第1或第2態樣的Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金中的Al含量可在5.8~6.4%的範圍內。

本發明第5態樣的Ni基高強度耐熱合金構件是如前述第1或第2態樣的Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金中的Ti含量可在1.5~3.0%的範圍內。

本發明第6態樣的Ni基高強度耐熱合金構件是如前述第1~第5任一態樣的Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金可為藉由各成分的含量(質量 %)，以下述(1)式所定義的P1作為第2相形狀參數，使該第2相形狀參數P1在-0.4~-0.24的範圍內的方式來決定各成分的含量者。

P1=1.2-0.0036×[%Co]-0.023×[%Cr]-0.072×[%Mo]-0.029×[%W]-0.12×[%Al]-0.072×[%Ti]-0.014×[%Ta]-0.06×[%Re]-0.13×[%C]……(1)

在這第6態樣中，調整各成分量以使第2相形狀參數P1在-0.4~-0.24的範圍內。藉由這種方式，可確實且安定確保高的高溫潛變強度。

本發明第7態樣的Ni基高強度耐熱合金構件是如前述第6態樣的Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金可為以使前述第2相形狀參數P1在-0.35~-0.26的範圍內的方式來決定各成分的含量者。

本發明第8態樣的Ni基高強度耐熱合金構件是如前述第1~第7任一態樣的Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金可為藉由各成分的含量(質量%)，以下述(2)式所定義的P2作為相安定性參數，使該相安定性參數P2成為-1.0~0的方式來決定各成分的含量者。

P2=0.06×[%Co]+0.44×[%Cr]+0.6×[%Mo]+0.48×[%W]+2.2×[%Al]+1.8×[%Ti]+0.65×[%Ta]+0.35×[%Re]-0.46×[%C]-26.4……(2)

在這第8態樣的Ni基高強度耐熱合金構件中，調整各成分量以使相安定性參數P2為0(零)以下。藉由這種方式，即使是在高溫長時間使用時，也能夠防止造成材料脆化的有害相(後述TCP相)析出。同時可確保高的高溫潛變強度。

本發明第9態樣的Ni基高強度耐熱合金構件是如前述第8態樣的Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金可為使前述相安定性參數P2在-0.7~0的範圍內的方式來決定各成分的含量者。

本發明第10態樣的Ni基高強度耐熱合金構件是如前述第1~第9任一態樣的Ni基高強度耐熱合金構件，可為藉由單方向凝固形成的鑄造材。

以往一般的Ni基合金藉由單方向凝固而形成的鑄造材，通常與單結晶材相比，強度特性較為不良。然而，本發明之成分組成範圍內的Ni基合金，即使製成單方向凝固合金，也能夠得到與單結晶材相比毫不遜色的強度特性。

本發明第11態樣的Ni基高強度耐熱合金構件之製造方法，可使用如前述第1~第9任一態樣所記載的Ni基合金，對於該Ni基合金藉由單方向凝固形成的鑄造材在1180~1320℃的範圍內的溫度加熱以作為溶體化熱處理，並且冷卻，接下來，在1050~1150℃的範圍內的溫度加熱以作為安定化熱處理，並且冷卻，然後在800~900℃的範圍內的溫度加熱4小時以上以作為時效熱處理。

本發明第12態樣的Ni基高強度耐熱合金構件之製造方法是如前述第11態樣的製造方法，其中所製造的Ni基高強度耐熱合金構件是燃氣渦輪葉片。

本發明第13態樣的燃氣渦輪葉片，是由如前述第1~第10之任一態樣的Ni基高強度耐熱合金構件所構成。

本發明之Ni基高強度耐熱合金構件的高溫強度高，尤其高溫潛變強度高。而且，上述Ni基高強度耐熱合金構件，即使低密度，也可得到高溫潛變強度也很高(亦即比強度高)。此外，上述Ni基高強度耐熱合金構件的耐氧化性等的特性亦優異。

圖1表示Ni基合金中的第2相形狀參數P1與900℃潛變強度的關係圖。

以下針對本發明之Ni基高強度耐熱合金構件、其製造方法、及渦輪葉片作詳細說明。

<合金的成分組成>

本發明之Ni基高強度耐熱合金構件，基本上，合金的成分組成以質量%而計含有：Co(鈷)：5~12%、Cr (鉻)：5~12%、Mo(鉬)：0.5~3.0%、W(鎢)：3.0~6.0%、Al(鋁)：5.5~7.2%、Ti(鈦)：1.0~3.0%、Ta(鉭)：1.5~6.0%、Re(錸)：0~2.0%、C(碳)：0.01~0.20%。Ni基高強度耐熱合金構件中的其餘部分是由Ni(鎳)及無法避免的雜質所構成。

另外，本發明之Ni基高強度耐熱合金構件，除了上述各成分之外，還可因應必要含有B(硼)；0.005~0.030%、Hf(鉿)：0.01~0.15%、Zr(鋯)：0.001~0.02%之中的1種或2種以上。

限定於這樣的合金成分組成的理由如以下所述。

[Co：5~12%]

Co可提高Ti、Al等在高溫下固溶於母材中的限度(固溶限度)，而具有溶體化促進效果。因此，藉由熱處理，使γ'相(Ni與Ti、Al、Ta等的化合物)微細地分散析出，可以帶來提升Ni基合金強度的作用。但是，如果Co量過多，則會促進後述有害相的析出。於是，由該等的平衡來決定Co含量。亦即，如果Co量超過12%，則高溫長時間使用時，有害相會析出，而導致脆化。另一方面，在Co量未達5%時，難以充分發揮添加Co產生的溶體化促進效果。於是將Co的含量定在5~12%的範圍內。另外，Co的含量即使在上述範圍內，也特別希望在5~10%的範圍內。

[Cr：5~12%]

Cr是對於提升高溫下的耐氧化性有效的元素。合金中的Cr量愈多，其效果愈顯著。在Cr量未達5%時，無法充分利用Cr的添加來謀求高溫耐氧化性提升。另一方面，如果Cr量超過12%，則會導致有害相析出、強度降低、延性降低，故不適合。於是將Cr的含量定在5~12%的範圍內。另外，Cr的含量即使在上述範圍內，也較確實抑制有害相的析出，因此希望在5~10%的範圍內。

[Mo：0.5~3.0%]

Mo會固溶於母材γ相，具有固溶強化所產生的強度提升效果。但是，如果Mo量高，則合金的比重變大，比強度可能會降低。另外，如果Mo量高，則有害相析出，導致強度降低、延性降低。尤其如果Mo量超過3.0%，則此傾向變明顯。另一方面，在Mo量未達0.5%時，無法充分得到固溶強化所產生的強度提升效果。於是將Mo的含量定在0.5~3.0%的範圍內。此外，Mo的含量即使在上述範圍內，也特別希望在1.0~2.5%的範圍內。

[W：3.0~6.0%]

W也與Mo同樣地，會固溶於母材γ相，具有固溶強化所產生的強度提升效果。但是，如果W量高，則合金的比重變大，比強度可能會降低。另外，如果W量高，則有害相會析出，導致強度降低、延性降低。尤其如果W 量超過6.0%，則此傾向變明顯。另一方面，在W量未達3.0%時，無法充分得到固溶強化所產生的強度提升效果。於是將W的含量定在3.0~6.0%的範圍內。此外，W的含量即使在上述範圍內，也特別希望在3.0~5.0%的範圍內。

[Al：5.5~7.2%]

Al是產生γ'相的元素。Al可藉由γ'相析出粒子所產生的析出強化來提高合金的高溫強度，尤其高溫潛變強度，而且對於提升高溫下的耐氧化性、耐蝕性也具有效果。另外，Al為輕量元素，因此如果Al量高，則對於提高比強度而言具有效果。如果Al量超過7.2%，則有害相可能會析出，導致強度降低、延性降低。另一方面，在Al量未達5.5%時，γ'相的析出量變少，可能會無法充分利用析出粒子來達成析出強化。於是將Al的含量定在5.5~7.2%的範圍內。另外，Al的含量即使在上述範圍內，也特別希望在5.8~6.4%的範圍內。

[Ti：1.0~3.0%]

Ti也與Al同樣地，是產生γ'相的元素。Ti可藉由γ'相析出粒子所產生的析出強化來提高合金的高溫強度，尤其高溫潛變強度，而且對於提升高溫下的耐氧化性、耐蝕性也具有效果。另外，Ti是輕量元素，因此如果Ti量高，則對於提高比強度而言具有效果。如果Ti量超過 3.0%，則有害相可能會析出，導致強度降低、延性降低。另一方面，在Ti量未達1.0%時，γ'相的析出量變少，可能無法充分利用析出粒子來達成析出強化。於是將Ti的含量定在1.0~3.0%的範圍內。另外，Ti的含量即使在上述範圍內，也特別希望在1.5~3.0%的範圍內。

[Ta：1.5~6.0%]

Ta也與Al或Ti同樣地，是產生γ'相的元素。Ta可藉由γ'相析出粒子所產生的析出強化來提高合金的高溫強度，尤其高溫潛變強度，而且對於提升高溫下的的耐氧化性、耐蝕性也具有效果。但是，如果Ta量超過6.0%，則有害相可能會析出，導致強度降低、延性降低。另一方面，在Ta量未達1.5%時，γ'相的析出量變少，可能無法充分利用析出粒子來達成析出強化。於是將Ta的含量定在1.5~6.0%的範圍內。另外，Ta的含量即使在上述範圍，也特別希望在2.0~5.0%的範圍內。

[Hf：0.01~0.15%]

Hf具有強化耐氧化性提升與結晶粒界，提升強度及延性的效果。於是可因應必要添加Hf。但是如果Hf量超過0.15%，則可能會降低結晶粒界部的局部的熔點，導致強度降低。另一方面，在Hf量未達0.01%時，無法充分得到粒界強化的效果。於是在添加Hf的情況，將Hf含量定在0.01~0.15%的範圍內。另外，Hf的含量即使在上述範圍，也特別希望在0.01~0.10%的範圍內。另外，Hf量下限的0.01%是因應必要積極添加Hf的情況的下限，當然容許含有未達0.01%的Hf作為雜質。

[Re：0~2.0%]

Re具有提升耐蝕性的效果。Re與Mo或W同樣地會固溶於母材γ相，具有固溶強化所產生的強度提升效果。但是，Re為高價元素。另一方面，可藉由Mo或W的添加來謀求母材的固溶強化，因此希望為抑制在較少量。由此觀點看來Re量是定在2.0%以下。另外，Re不一定要添加。於是將Re量設定在0~2.0%的範圍內。另外，Re量即使在上述範圍，也特別希望在0~1.5%的範圍內。

[C；0.01~0.20%]

C具有強化母材γ相的粒界，提升高溫潛變強度的效果。如果C量超過0.20%，則碳化物的生成變得過多，延性可能會降低。另一方面，在C量未達0.01%時，無法期待C的添加所產生的粒界強化效果。於是將C的含量定在0.01~0.20%的範圍內。另外，C的含量即使在上述範圍內，也特別希望在0.01~0.15%的範圍內。

[B：0.005~0.030%]

B也與C同樣地，具有強化母材的γ相的粒界，提升高溫潛變強度的效果。於是可因應必要添加B。在添加B 的情況，若B量超過0.030%，則產生硼化物而可能會降低延性。另一方面，在B量未達0.005%時，無法期待B的添加所產生的粒界強化效果。於是將B含量定在0.005~0.030%的範圍內。另外，B的含量即使在上述範圍內，也特別希望在0.010~0.020%的範圍內。此外，B量下限的0.005%是因應必要積極添加B的情況的下限，當然容許含有未達0.005%的B作為雜質。

[Zr：0.001~0.02%]

Zr也具有強化母材γ相的粒界，提升高溫潛變強度的效果。於是可因應必要添加Zr。在添加Zr的情況，如果Zr量超過0.02%，則可能會降低結晶粒界部局部的熔點，導致強度降低。另一方面，在Zr量未達0.001%時，無法期待Zr的添加所產生的粒界強化效果。於是將Zr的含量定在0.001~0.02%的範圍內。另外，Zr的含量即使在上述範圍，也特別希望在0.005~0.02%的範圍內。另外，Zr量下限的0.001%是因應必要積極地添加Zr的情況的下限，當然容許含有未達0.001%的Zr作為雜質。

以上各元素的其餘部分為Ni及無法避免的雜質。另外，在這種Ni基合金中，會有含有Fe(鐵)、Si(矽)、Mn(錳)、Cu(銅)、P(磷)、S(硫)、N(氮)等作為無法避免的雜質的情形。Fe、Si、Mn、Cu分別希望定在0.5%以下，P、S、N分別希望定在0.01%以下。

<構件的密度>

本發明之Ni基高強度耐熱合金構件是由前述成分組成的Ni基合金所構成，且其密度未達8.5g/cm³。亦即，如前述般，大型燃氣渦輪葉片如果密度大，則本身重量也很大，會導致引擎效率降低。然而，藉由將密度設定在未達8.5g/cm³的低密度，即使是大型燃氣渦輪葉片，也能夠防止引擎效率的降低。

此處，以往的一般的Ni基合金如果謀求低密度化，則強度會隨此而降低，尤其導致高溫潛變強度降低可能性較高。本發明所規定的成分組成範圍內的Ni基合金的成分組成經過適當調整。藉由這種方式，可達成低密度化，同時得到高的高溫潛變強度。

亦即本發明人等針對本發明之成分組成範圍內的藉由單方向凝固形成的鑄造材，調查900℃潛變壽命與密度的關係。結果確認了本發明之Ni基合金可確保高的高溫潛變強度，同時可謀求比以往的合金更低密度化。

另外，Ni基高強度耐熱合金構件的密度宜為未達8.4g/cm³。

藉由調整各合金元素的添加量使其在如前述般的成分組成範圍內，可得到高的高溫強度，尤其高溫潛變強度，而且即使低密度，也能夠得到高的高溫潛變強度(亦即比強度高)。此外，可製成耐氧化性等的燃氣渦輪葉片所需要的特性優異的合金構件。

但是，為了更確實且安定地確保高的高溫潛變強度，希望以使藉由各合金的成分量決定的下述(1)式之參數(第2相形狀參數)P1在-0.4~-0.24的範圍內的方式來調整各成分量。以下針對該第2相形狀參數P1作說明。

<第2相形狀參數P1>

在Ni基合金之中，作為第2相的γ'相(gamma prime phase)會以析出粒子的形式存在。此第2相粒子所產生的析出強化效果有助於Ni基合金的強度提升，尤其是高溫潛變強度的提升。此外本發明人等認為，第2相粒子(γ'相析出粒子)的形狀(剖面形狀接近圓形或脫離圓形)會對於高溫潛變強度造成很大的影響。由各合金元素含量及下述(1)式所求得的第2相形狀參數P1作為該γ'相析出粒子的形狀相關的指標，以使P1在-0.4~-0.24的範圍內的方式來調整各成分量。故而得到了藉由這種方式能夠確實且安定地確保高的高溫潛變強度的新發現。

另外，在(1)式之中，各%全部為mass%。

此外，第2相形狀參數P1即使在上述-0.4~-0.24的範圍內，也特別希望在-0.35~-0.26的範圍內。

針對發現這種第2相形狀參數P1是有效參數的過程以及見解，進一步詳細說明。

如前述般，在Ni基合金之中，作為第2相的γ'相(gamma prime phase)會以析出粒子的形式存在。此第2相粒子所產生的析出強化效果有助於Ni基合金的強度提升，尤其高溫潛變強度的提升。於是，在設計Ni基合金時，不阻礙強度以外的特性的程度，通常會適當地設定產生該γ'相的添加元素(以Al為主體，其他還有Ti或Ta等)的添加量，以使適當量的γ'相析出。然而認為，不僅是γ'相構成元素的絕對量，γ'相析出粒子的形狀，也會大幅影響γ'相的析出粒子所產生的強化。

亦即，γ'相析出粒子的形狀會是球形(剖面形狀為圓形)以至於方形狀、多角形狀、扁平形狀、或該等之中間的形狀等各種形狀。γ'相的析出形狀，會大幅受到母材的γ相的結晶的晶格常數與析出粒子的γ'相的結晶的晶格常數之差所影響。亦即，γ相的結晶的晶格常數與γ'相的結晶的晶格常數之差愈小，γ'相析出粒子的形狀愈接近正球體形狀(所以剖面形狀為接近正圓的形狀)。其差愈大，愈脫離正球體狀，而成為方形或多角形、扁平狀。將由γ'相的晶格常數減掉γ相的晶格常數的值除以兩者平均，所得到的值可使用作為表示γ'相析出粒子形狀的指標(第2相形狀指標)。此處，γ'相析出粒子的形狀會影響母材γ相與γ'相析出粒子的接觸界面的狀況(例如平滑或有稜角、或者界面是否有凹凸等)。認為該接觸界面的狀況，會對Ni基合金中的高溫潛變時的龜裂發生狀況或龜裂進展狀況造成影響，就結果而言，對高溫潛變強度造成影響。

此處，母材γ相是合金元素的一部分(W、Mo、Re等，以及其他的Cr或Co等的一部分)固溶於Ni而形成的相。另一方面，析出粒子的γ'相，是以Ni₃Al相為主體，及其他的Ti或Ta所複合而成的相。因此，母材γ相的結晶的晶格常數與析出粒子的γ'相結晶的晶格常數，會隨著這些元素的添加量而變化。另外，元素種類對於晶格常數造成的影響也不同。所以，添加元素的種類及添加量都會對γ'相的析出形狀造成影響。換言之，認為與上述γ'相析出形狀有關的前述第2相形狀指標也會因為添加元素的種類、添加量而變化，而對強度，尤其是高溫潛變強度造成影響。

於是，本發明人等對於在本發明規定的成分組成範圍內添加的各添加元素對γ相的結晶的晶格常數與γ'相的結晶的晶格常數造成影響的程度，進一步對於與上述γ'相析出形狀有關的第2相形狀指標之值造成影響的程度與高溫潛變強度的關係詳細調查、整理。結果得到了如果以前述(1)式所規定的P1之值作為第2相形狀參數，則該第2相形狀參數P1與高溫潛變強度之間具有一定的相關關係的新發現。

具體而言，使由單方向凝固所得到的Ni基合金鑄造材的第2相形狀參數P1產生各種變化，調查一般作為高溫潛變強度指標的900℃潛變壽命之關係。結果得到了圖1所示的結果。此外在圖1中，將相對於以往的一般的Ni基耐熱合金(藉由單方向凝固形成的鑄造材)的900℃潛變壽命之比值(規格化之值)以縱軸來表示。所以，在圖1之中，縱軸之值為1的情況，意指900℃潛變壽命與以往的合金相同。

另外，此處，圖1的橫軸的第2相形狀參數P1，在γ'相析出粒子的形狀為正球體的情況，P1之值為0(零)。以愈脫離正球體而成為有棱角的形狀P1之值成為愈往負側變大之值的方式來制定(1)式。

由圖1可知，第2相形狀參數P1從-0.5附近至-0.1附近，由負側往正側變化時，在-0.5附近至-0.3附近，潛變壽命會變長。然後判明了在-0.3附近成為高峰，如果超過-0.3附近，則反而潛變壽命變短。藉由使第2相形狀參數P1在-0.4~-0.24的範圍α 1內，可得到以往的Ni基合金的900℃潛變壽命的1.2倍以上，所以確認了與以往的合金相比，高溫潛變強度特性更大幅改善。於是認為第2相形狀參數P1之值宜在-0.4~-0.24的範圍α 1內。

此外，由圖1明顯地可知，第2相形狀參數P1在-0.35~-0.26的範圍α 2內時，900℃潛變壽命超過以往的合金的1.6倍。並且確認了只要900℃潛變壽命像這樣超過以往的合金的1.6倍，則耐用溫度也會比以往的合金高30℃左右以上。於是將第2相形狀參數P1之值較合適的範圍α 2設定在-0.35~-0.26。

此外，第2相形狀參數P1為-0.3附近的峰，900℃潛變壽命為以往的合金的2.0倍~2.2倍左右。

此外，在定義第2相形狀參數P1的(1)式中，並不包含因應必要添加的B、Hf、Zr的量，在添加這些元素時，任一者的添加量皆為微量，對γ'相析出粒子的形狀造成的影響極微小。因此，對900℃潛變壽命產生的影響也只不過極微小。於是，在(1)式中不含B、Hf、Zr的量。

<相安定性參數P2>

在Ni基合金之中，在高溫使用前並未存在的某種相，亦即TCP相(Topologically Close Packed相)在高溫長時間使用時析出的現象會發生。此TCP相為細長針狀析出物，而且會導致脆化。所以，如果TCP相存在，則會使Ni基合金的高溫強度及延性降低，因此可說是有害相。因此，在高溫下長時間使用的燃氣渦輪葉片等之中，希望儘量抑制有害相(TCP相)的析出。於是，如下述(2)式所示般，以對應於合金成分組成的指標來決定相安定性參數P2，以作為用來抑制這種有害相析出的指標。針對此相安定性參數P2，在以下作詳細說明。

已知在Re、W等的強化元素的添加量高的情況，上述有害相(TCP相)會析出。於是本發明人等根據許多實驗結果得到的數據，藉由多元迴歸分析將Ni基合金各合金元素的添加量與有害相的析出難易度公式化。結果發現，由下述(2)式所得到的P2之值(相安定性參數)與有害相的析出的難易度有相關性。

此處，如果相安定性參數P2之值如果大於0(零)，則有害相容易析出。於是，為了防止有害相的析出希望將成分調整成相安定性參數P2之值在0以下的負側。於是將相安定性參數P2的上限值定為0。

但是，即使是有害相並未析出的範圍(P2≦0)的成分組成，如以下實驗結果所示般，確認了相安定性參數P2的值愈大，亦即愈接近0，高溫潛變強度愈大。

具體而言，使藉由單方向凝固所得到的Ni基合金鑄造材的相安定性參數P2產生各種變化，調查相安定性參數P2與900℃潛變壽命及有害相的產生狀況的關係。結果得到後述實施例的表2中所揭示的結果。

由表2可知，尤其P2之值如果大於-1.0附近，則900℃潛變壽命長於以往的合金壽命。但是，如果相安定性參數P2之值超過0，則如前述般，容易產生有害相。所以，以調整Ni基合金的成分組成使相安定性參數P2之值在-1.0~0的範圍內為佳。此外，若相安定性參數P2之值大於-0.7，則900℃潛變壽命長於以往的合金。因此，以調整Ni基合金的成分組成使P2在-0.7~0的範圍內為較佳。

此外，在定義相安定性參數P2的(2)式中，不含因應必要添加的B、Hf、Zr的量，在添加這些元素的情況，任一者的添加量皆為微量，對有害相的產生造成的影響只不過極微小。於是，在(2)式中不含B、Hf、Zr的量。

另外，上述第2相形狀參數P1與相安定性參數P2，最希望兩者同時滿足前述合適的範圍(P1為-0.4~-0.24、P2為-1.0~0)，甚至同時滿足較合適的範圍(P1為-0.35~-0.26、P2為-0.7~0)。然而，如果在本發明所規定的成分組成範圍內，則容許僅一個參數脫離前述合適的範圍或較合適的範圍。

<製造方法>

接下來對本發明之Ni基高強度耐熱合金構件之方法的一例作說明。

依照常法溶製出調整成前述成分組成的合金的溶湯，藉由單方向凝固來鑄造，而製成鑄造材。藉由單方向凝固形成的鑄造法並未受到特別限定，只要依照構件的形狀、大小等適當地選擇即可。對於所得到的鑄造材適當地實施平面切削等，然後實施溶體化熱處理(加熱-冷卻)，進一步實施安定化熱處理，然後實施時效處理。

在溶體化熱處理中，加熱至溫度在1180~1320℃的範圍內，並且冷卻。在溶體化熱處理溫度未達1180℃ 時，無法得到充分的溶體化的效果。另一方面，如果超過1320℃，則會有粒界部等的局部低熔點之處熔解而產生空隙的可能性。另外，溶體化處理的加熱溫度即使在上述範圍內，也特別以1230~1300℃的範圍內為佳。另外，在溶體化處理時的加熱溫度下的保持時間並無特別限定，通常定為2小時以上。另外，加熱後的冷卻速度宜定為50~250℃/分鐘左右。此外，冷卻希望進行至900℃左右以下。

安定化熱處理是在1050~1150℃的範圍內的溫度加熱來進行。此安定化處理，是為了調整γ'相的形狀，使析出強化效果發揮到最大限度而進行。然而，在安定化熱處理溫度未達1050℃時，無法充分得到安定化的效果。另一方面，如果超過1150℃，則γ'相粗大化，可能會降低析出強化效果。另外，在安定化熱處理溫度下的保持時間並無特別限定，通常宜定在2~5小時左右。

此外，時效熱處理的條件是設定成在800~900℃的溫度範圍內加熱4小時以上。在加熱溫度未達800℃、或加熱保持時間未達4小時的情況，無法期待時效析出所產生的強度提升。另一方面，如果加熱溫度超過900℃，則γ'相粗大化，析出強化效果可能會降低。另外，加熱保持時間的上限並無特別設定，然而即使超過30小時，也無法期望時效處理所產生的析出強化效果更為增加，反而只會阻礙生產性。

<在渦輪葉片方面的適用>

本發明之Ni基高強度耐熱合金構件，基本上適合使用於需要高溫強度，尤其高溫潛變強度與高比強度的用途。在Ni基高強度耐熱合金構件為藉由單方向凝固形成的鑄造材而適用於大型燃氣渦輪葉片的情況，可發揮出優異的性能。在適用於大型燃氣渦輪葉片的情況，也只要依照前述製造方法的項目所記載的方法來製造即可。

[實施例]

以下記載本發明的實施例以及比較例。

依照常法熔製出表1的A1~A34所示的各成分組成的合金，藉由單方向凝固，而得到尺寸為直徑約40mm、長度約300mm的圓柱狀鑄造材。將該鑄造材的表面平面切削，然後以1280~1320℃×5小時的條件實施溶體化處理，以約200℃/分鐘的冷卻速度冷卻至500℃。接下來，進行1100℃×4小時的加熱以作為安定化處理。此外，以870℃×20小時的條件，實施時效處理。

依據JISZ2272的高溫潛變測試法，對於所得到的構件進行900℃潛變測試。

將藉由上述900℃潛變測試所得到的A1~A34各合金至破裂為止的900℃潛變壽命比(相對以往的合金的900℃潛變壽命之比)之值與A1~A34各合金的第2相形狀參數P1之值、及相安定性參數P2的值、密度的值、有害相析出的有無揭示於表2。

A1~A10的例子，任一者皆為成分組成在本發明範圍外的比較例。這些例子中，900℃潛變壽命比以往的合金還差。另外，在A1~A10這些例子中，第2相形狀參數P1之值也脫離了本發明的合適範圍(-0.4~-0.24)。另外，A1~A10的這些例子之中，相安定性參數P2超過0的例子(A7~A10)觀察到有害相的產生。

另一方面，A11~A34的例子，任一者皆成分組成在本發明範圍內的本發明例。在這些本發明例中，900℃潛變壽命為以往的合金以上。這些本發明例的第2相形狀參數P1在圖1的範圍α 3內。此外，A11~A34的這些例子之中，A15~A34之本發明例的第2相形狀參數P1之值也在本發明的合適範圍內(-0.4~-0.24)。本發明例A15~A34的900℃潛變壽命比為以往的合金的1.2倍以上。另外，A15~A34的這些例子之中，本發明例A17~A34的第2相形狀參數P1之值在本發明較合適的範圍內(-0.35~-0.26)。本發明例A17~A34的900℃潛變壽命比為以往的合金的1.6倍以上。此外，A11~A34的例子之中，本發明例A21~A34的相安定性參數P2也在本發明的合適範圍內(-1.0~0)。本發明例A21~A34並未觀察到有害相的產生。

以上針對本發明合適的實施形態、實施例作說明，這些實施形態、實施例只不過是本發明要旨的範圍內的一個例子，在不脫離本發明要旨的範圍內，可進行構成要素的附加、省略、取代、及其他變更。亦即本發明不受前述說明所限定，而只受附加的申請專利範圍限定，當然可在此範圍內適當地變更。

[產業上的可利用性]

上述Ni基高強度耐熱合金構件的高溫強度高，尤其高溫潛變強度高。而且，上述Ni基高強度耐熱合金構件，即使低密度也能夠得到高的高溫潛變強度(亦即比強度高)。此外，上述Ni基高強度耐熱合金構件的耐氧化性等的特性亦優異。

Claims

一種Ni基高強度耐熱合金構件，其特徵為：由Ni基合金所構成，並且密度未達8.5g/cm³，該Ni基合金以質量%而計含有：Co：5~12%、Cr：5~12%、Mo：0.5~3.0%、W：3.0~6.0%、Al：5.5~7.2%、Ti：1.0~3.0%、Ta：1.5~6.0%、Re：0~2.0%、C：0.01~0.20%、其餘部分由Ni及無法避免的雜質所構成，前述Ni基合金為藉由各成分的含量(質量%)，以下述(1)式所定義的P1作為第2相形狀參數，使該第2相形狀參數P1在-0.4~-0.24的範圍內的方式來決定各成分的含量者，P1=1.2-0.0036×[%Co]-0.023×[%Cr]-0.072×[%Mo]-0.029×[%W]-0.12×[%Al]-0.072×[%Ti]-0.014×[%Ta]-0.06×[%Re]-0.13×[%C]……(1)。
如申請專利範圍第1項之Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金進一步含有B：0.005~0.030%、Hf：0.01~0.15%、Zr；0.001~0.02%之中的1種或2種以上。
如申請專利範圍第1或2項之Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金中的Mo含量在1.0~2.5%的範圍內。
如申請專利範圍第1或2項之Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金中的Al含量在5.8~6.4%的範圍內。
如申請專利範圍第1或2項之Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金中的Ti含量在1.5~3.0%的範圍內。
如申請專利範圍第1項之Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金為以使前述第2相形狀參數P1在-0.35~-0.26的範圍內的方式來決定各成分的含量者。
如申請專利範圍第1項之Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金為藉由各成分的含量(質量%)，以下述(2)式所定義的P2作為相安定性參數，使該相安定性參數P2成為-1.0~0的方式來決定各成分的含量者，P2=0.06×[%Co]+0.44×[%Cr]+0.6×[%Mo]+0.48×[%W]+2.2×[%Al]+1.8×[%Ti]+0.65×[%Ta]+0.35×[%Re]-0.46×[%C]-26.4……(2)。
如申請專利範圍第7項之Ni基高強度耐熱合金構件，其中前述Ni基合金為使前述相安定性參數P2在-0.7~0的範圍內的方式來決定各成分的含量者。
如申請專利範圍第1項之Ni基高強度耐熱合金構件，其係藉由單方向凝固形成的鑄造材。
一種Ni基高強度耐熱合金構件之製造方法，其特徵為：使用如申請專利範圍第1項之Ni基合金，對於該Ni基合金藉由單方向凝固形成的鑄造材在1180~1320℃的範圍內的溫度加熱以作為溶體化熱處理，並且冷卻，接下來，在1050~1150℃的範圍內的溫度加熱以作為安定化熱處理，並且冷卻，然後在800~900℃的範圍內的溫度加熱4小時以上以作為時效熱處理。
如申請專利範圍第10項之Ni基高強度耐熱合金構件之製造方法，其中前述Ni基高強度耐熱合金構件為燃氣渦輪葉片。
一種燃氣渦輪葉片，其係由如申請專利範圍第1項之Ni基高強度耐熱合金構件所構成。