TWI674934B - 鎳基合金高溫構件的製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明之鎳基合金高溫構件的製造方法，其特徵為，係具備有：將前述鎳基合金之被加工材使用特定之模具來進行熱模鍛造之工程、和進行固溶化處理以及時效處理之工程，前述特定之模具，係為由強析出強化鎳基超合金所成之模具，該強析出強化鎳基超合金，係具備有在1050℃下會析出10體積%以上之γ’相的組成，前述γ’相之固溶溫度係為1050~1250℃，前述γ’相係具備有析出於母相之γ相之結晶粒內的粒內γ’相結晶粒和析出於該γ相之結晶粒之間之粒間γ’相結晶粒之2種類的析出形態，前述熱模鍛造工程，係由模具、被加工材共加熱基元工程和熱鍛造基元工程所成，該模具、被加工材共加熱基元工程，係使用加熱裝置，而在將前述被加工材挾入至前述模具中的狀態下一同加熱至鍛造溫度，該熱鍛造基元工程，係將一直被加熱至鍛造溫度的前述模具和前述被加工材從前述加熱裝置而取出至室溫環境中並立即使用衝壓裝置來進行熱鍛造。

Description

鎳基合金高溫構件的製造方法
本發明，係有關於蒸氣渦輪機等之高溫構件的製造技術，特別是有關於由具有較耐熱鋼而更高之高溫強度的鎳基合金而成之高溫構件的製造方法。
近年來，在省能源(例如，石炭燃料的節約)以及地球環境保護(例如，CO2氣體之產生量抑制)的觀點上，係對於火力發電廠的效率提昇(例如，在蒸汽渦輪機處之效率的提升)有強烈的需求。作為使蒸汽渦輪機之效率提昇之其中一個有效的手段，係為主蒸氣溫度之高溫化。
例如，在現在之最先端的超超臨界壓(USC)發電廠中，主蒸氣溫度係為600℃級(約600~620℃)，送電端效率係成為約42%。相對於此，將主蒸氣溫度提高至700℃級(約700~720℃)而追求高效率化的先進超超臨界(A-USC)發電廠之開發，係在世界各國而有所進展。藉由將主蒸氣溫度設為700℃級，係被認為能夠期待有大幅度之送電端效率的提升(例如，約4%之提昇)。
在600℃級之USC發電廠的高溫構件(例如，渦 輪機動葉)處，通常，係使用有身為鐵(Fe)系合金之耐熱鋼(例如，鐵氧體系耐熱鋼、沃斯田鐵系耐熱鋼)。另一方面，在700℃級之A-USC發電廠的高溫構件中，係需要能夠在該主蒸氣溫度下而維持必要之充分的機械性特性(例如，潛變強度)，作為其之材料，係想定有相較於耐熱鋼而在高溫強度上更為優良之鎳(Ni)基合金的使用。
發電廠之高溫構件，係為了確保所需要的機械性特性，而經常會藉由熱模鍛造來製造。在熱模鍛造中，從形狀精確度的觀點來看，將模具與被鍛造材之間之變形阻抗差增大一事(使被鍛造材容易變形並使模具難以變形)係為重要。為了將模具/被鍛造材之間之變形阻抗差增大，例如，在先前技術之對於耐熱鋼之熱模鍛造中，係進行有在僅將被鍛造材加熱至鍛造溫度之後，將該被鍛造材取出並立即藉由非加熱之模具來進行鍛造衝壓的方法。
然而，在鎳基合金(特別是γ’相析出強化鎳基合金)中，若是模具/被鍛造材之間之溫度差為大，則起因於模具/被鍛造材之接觸，在被鍛造材之接觸面處會發生急遽的溫度降低，起因於被鍛造材之溫度降低，γ’相係開始析出，被鍛造材係急遽地硬化。其結果，會產生被鍛造材之變形阻抗的急遽增加及延展性的降低，而可能會發生鍛造良率之降低或模具之損傷之類的問題。此些，係會導致由鎳基合金所成之高溫構件的製造成本之增加。
因此，係提案有各種之用以解決對於鎳基合金材之熱模鍛造的問題之技術(例如，熱模鍛造技術或恆 溫鍛造技術)。
例如，在專利文獻1(日本特開平2-133133)中，係揭示有一種熱精密模鍛造方法，其係對於加熱後的被成形材，使用加熱至與該被成形材之加熱溫度略相同的溫度之模具，來藉由液壓衝壓，而將不會使在模具之壓印面上所負載之應力超過該模具材料之變形阻抗值的範圍內之一定之加壓力，在從加壓開始時間點起直到加壓結束為止的期間中持續作施加並同時進行鍛造。
又，在專利文獻2(日本特開2015-193045)中，係揭示有一種鍛造製品之製造方法，其係具備有將下模與對向於前述下模所配置的上模藉由被配置於前述下模以及上模之周圍的加熱裝置來進行加熱之第1工程、和將鍛造素材載置於被作了加熱的前述下模上之第2工程；和對於前述鍛造素材進行熱鍛造之第3工程，前述加熱裝置，係具備有在前述下模與上模之對向方向上而被作了分割的下側加熱部以及上側加熱部，前述第1工程，係在使前述下側加熱部與上側加熱部在前述對向方向上而作了抵接的狀態下來進行，前述第2工程，係在使前述下側加熱部與上側加熱部在前述對向方向上而作了分離的狀態下來進行。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開平2-133133號公報
[專利文獻2]日本特開2015-193045號公報
若依據專利文獻1~2，則在對於鎳基耐熱合金或鈦(Ti)合金等之難加工金屬所進行的熱模鍛造技術中，係成為能夠達成鍛造裝置之小型化與製造程序的簡略化，而成為能夠將該難加工性金屬之鍛造製品的成本降低。另外，在專利文獻1~2中，係對於作為熱鍛造模具之素材而使用鎳基合金一事有所說明。
如同前述一般，在熱模鍛造中，於鍛造中，模具之變形阻抗係有必要較被鍛造材之變形阻抗更大。又，在700℃級之A-USC發電廠用的高溫構件中，係想定有相較於耐熱鋼而在高溫強度及耐熱性上更為優良的鎳基合金(例如，在該高溫構件之使用環境下而γ’相會析出20體積%以上一般之鎳基合金)之使用。其結果，可以推測到，在熱模鍛造中之被鍛造材的變形阻抗及/或在熱模鍛造中所需要之溫度，係會成為較在專利文獻1~2中之考慮條件而更高。
然而，根據專利文獻1~2之記載內容，係並無法認為該些專利文獻為對於此種高強度、高耐熱鎳基合金材之熱模鍛造有所考慮，並且也並未對於能夠耐住該熱模鍛造之模具進行有充分的說明。換言之，若是將專利文獻1~2之技術直接對於700℃級之A-USC發電廠用之高溫 構件作適用，則係成為難以確保模具/被鍛造材之間之充分的變形阻抗差，而會有發生鍛造良率之降低和模具之損傷之類的問題之虞(其結果，會導致高溫構件之製造成本的增加)。
另外，由鎢(W)等之高熔點金屬所成的模具，由於其材料成本以及模具製造成本係為高，並且係身為難以進行修補的材料，因此，使用高熔點金屬之模具一事，係有著會導致成本增加的問題。又，由耐熱陶瓷材料所成之模，由於陶瓷材料之耐衝擊性係為低，因此係有著模壽命為短之缺點，在使用陶瓷材料之模一事上，也存在有會導致成本之增加的問題。
本發明，係為有鑑於上述一般之問題所進行者，其目的，係在於提供一種就算是身為由相較於耐熱鋼而在高溫強度及耐熱性上為更加優良的鎳基合金所成之高溫構件，也能夠並不導致製造成本之顯著性增加地而安定地進行製造的方法。
本發明之其中一個態樣，係為一種鎳基合金高溫構件的製造方法，係為由鎳基合金所成之高溫構件的製造方法，其特徵為，係具備有：將前述鎳基合金之素材熔解並進行鑄造而形成被加工材之熔解、鑄造工程；和對於前述被加工材而使用特定之模具來進行熱模鍛造並形成鍛造成型材之熱模鍛造工程；和對於前述鍛造成型材而進 行固溶化處理以及時效處理並形成析出強化成型材之固溶化、時效處理工程，前述特定之模具，係為由強析出強化鎳基超合金所成之模具，該強析出強化鎳基超合金，係具備有在1050℃下，相對於成為母相之γ(gamma)相而會析出10體積%以上之γ’(gamma prime)相的組成，前述γ’相之固溶溫度係為超過1050℃未滿1250℃，前述γ’相係具備有析出於前述γ相之結晶粒內的粒內γ’相結晶粒和析出於該γ相之結晶粒之間之粒間γ’相結晶粒之2種類的析出形態，前述熱模鍛造工程，係由模具、被加工材共加熱基元工程和熱鍛造基元工程所成，該模具、被加工材共加熱基元工程，係使用加熱裝置，而在將前述被加工材挾入至前述模具中的狀態下一同加熱至鍛造溫度，該熱鍛造基元工程，係將一直被加熱至鍛造溫度的前述模具和前述被加工材從前述加熱裝置而取出至室溫環境中並立即使用衝壓裝置來進行熱鍛造。
另外，在本發明中，鎳基合金和鎳基超合金之γ’相的析出比例及固溶溫度，係設為可利用根據該合金之組成來藉由熱力學之計算所求取出來的值者。
本發明，在上述之鎳基合金高溫構件的製造方法中，係可施加如同下述一般之改良或變更。
(i)前述強析出強化鎳基超合金之組成，係含有10質量%以上25質量%以下之Cr(鉻)、超過0質量%且30質量%以下之Co(鈷)、1質量%以上6質量%以下之Al(鋁)、2.5質量%以上7質量%以下之Ti、Ti與Nb(鈮)及Ta(鉭)之總和為3質 量%以上9質量%以下、4質量%以下之Mo(鉬)、4質量%以下之W、0.08質量%以下之Zr(鋯)、10質量%以下之Fe、0.03質量%以下之B(硼)、0.1質量%以下之C(碳)、2質量%以下之Hf(鉿)以及5質量%以下之Re(錸)，並且剩餘部分為由鎳以及不可避免之雜質所成。
(ii)前述鍛造溫度，係為900℃以上且為較在前述強析出強化鎳基超合金中的前述γ’相之固溶溫度而更低20℃之溫度以下。
(iii)前述模具，在900℃處之拉張強度，係為450MPa以上。
(iv)在前述溶解、鑄造工程與前述熱模鍛造工程之間，係更進而具備有使前述被加工材軟化的軟化工程，前述軟化工程，係由預備成型體形成基元工程和軟化預備成型體形成基元工程所成，該預備成型體形成基元工程，係形成對於前述被加工材而以1000℃以上且未滿該被加工材之前述鎳基合金中的γ’相之固溶溫度的溫度來進行熱加工並在成為前述鎳基合金之母相的γ相之結晶粒之間而使γ’相結晶粒(粒間γ’相結晶粒)析出的預備成型體，該軟化預備成型體形成基元工程，係對於前述預備成型體而再度加熱直到到達前述熱加工之溫度為止並使γ相的結晶粒內之γ’相結晶粒(粒內γ’相結晶粒)減少，之後以100℃/h以下之冷卻速度來緩慢冷卻直到到達500℃為止，而形成使前述粒間γ’相結晶粒作了成長的軟化預備成型體，前述熱鍛造基元工程，係對於前述軟化預備成型體而進行。
若依據本發明，則係能夠提供一種就算是身為由相較於耐熱鋼而在高溫強度及耐熱性上為更加優良的鎳基合金所成之高溫構件，也能夠並不導致製造成本之顯著性增加地而安定地進行製造的方法。其結果，係能夠以低成本來提供由高溫強度及耐熱性為優良的鎳基合金所成之高溫構件。
[圖1]係為對於本發明之鎳基合金高溫構件之製造方法的工程例作展示之流程圖。
[圖2]係為對於在本發明所使用的強析出強化鎳基合金模具之製造方法的工程例作展示之流程圖。
[圖3]係為對於軟化工程之製程以及微細組織之變化作展示的概略示意圖。
[圖4]係為對於部分固溶化、時效處理工程之製程以及微細組織之變化作展示的概略示意圖。
[本發明之基本思想]
如同專利文獻1~2中所記載一般，在先前技術之熱模 鍛造方法中，通常，模具之溫度係被設定為較被鍛造材之溫度而更低。可以推測到，此係為了確保鍛造中之模具的變形阻抗會成為較被鍛造材的變形阻抗而更大之狀態之故。換言之，在先前技術中，係認為要藉由在工業上而言為可允許的成本之範圍內(也就是低成本)來準備在被鍛造材之熱鍛造溫度下而具有較該鍛造材料之變形阻抗而更大之變形阻抗的模具一事係為困難。
根據此事，本發明者等，係認為若是能夠以低成本來準備在被鍛造材之熱鍛造溫度下而具有較該鍛造材料之變形阻抗而更大之變形阻抗的模具。則會成為能夠將被鍛造材與模具設為等溫狀態並進行熱模鍛造，在對於高溫強度、耐熱性為優良之鎳基合金材所進行的熱模鍛造中，係能夠相較於先前技術而對於良率之提昇及成本之降低作更大的幫助。
因此，本發明者們，係針對以低成本來準備具有相較於先前技術之熱模鍛造用的模具而更高之高溫強度的模具之技術進行了檢討。作為將高溫強度提高之基本性方針，係可考慮在析出強化鎳基合金中而將於成為母相之γ相中所析出的γ’相之量提高。
然而，將γ’相之析出量作了提高的強析出強化鎳基超合金(例如，使γ’相作了30體積%以上之析出的鎳基合金)，從先前技術起，便有著由於硬度過高而導致加工性極差的問題，並認為係難以使用該強析出強化鎳基超合金來以低成本而準備熱模鍛造用之模具。
針對此種技術課題，本發明者們，係為了在強析出強化鎳基超合金部材中達成所期望之加工性，而從頭對於由γ’相之析出所導致的高強度化之機制進行調查、檢討，並針對其之製造方法而反覆進行了努力研究。其結果，係發現了：藉由在中途製品材料中對於γ’相之析出形態作控制(將通常為析出於γ相結晶粒內之γ’相結晶粒的一部分轉換為析出於γ相結晶粒之間之γ’相結晶粒)，就算是身為強析出強化鎳基超合金部材，亦能夠使加工性作飛躍性的提升。
進而，係發現到，就算是身為藉由時效處理而作了析出強化的鎳基超合金構件，藉由將粒間γ’相結晶粒之析出比例控制在10體積%以上，亦能夠容易地使其再度軟化。
此一劃時代性的加工技術，係使由強析出強化鎳基超合金所成之模具(亦即是，相較於先前技術而高溫強度為更強之模具)的製造成為容易，其結果，係成為能夠進行將被鍛造材與模具設為等溫狀態的熱模鍛造。本發明，係為基於此種知識而完成者。
以下，參考圖面，針對本發明之實施形態作說明。但是，本發明係並不被限定在於此所列舉出的實施形態中，在不脫離本發明之技術性思想的範圍內，係能夠與公知技術適宜作組合或者是基於公知技術來作改良。
[高溫構件之製造方法]
圖1，係為對於本發明之鎳基合金高溫構件之製造方法的工程例作展示之流程圖。如同圖1中所示一般，首先，係進行對鎳基合金之素材進行熔解、鑄造並形成被加工材的熔解、鑄造工程(S1)。熔解方法以及鑄造方法，係並未特別作限定，而可利用對於鎳基合金所採用的先前技術之方法。
接著，因應於需要，而進行對被加工材進行預備成型、軟化而形成軟化預備成型體之軟化工程(S2)。本工程，係並非為必要之工程，但是，例如在由γ’相之固溶溫度會成為超過1000℃一般之耐熱鎳基合金所成之被加工材的情況時，係以進行本工程為理想。針對軟化工程之具體性的製程及機制，係於後再述。
接著，對於被加工材(或者是軟化預備成型體)而使用特定之模具來進行熱模鍛造，而進行形成鍛造成型材之熱模鍛造工程(S3)。熱模鍛造工程S3，係由模具、被加工材共加熱基元工程(S3a)和熱鍛造基元工程(S3b)所成。本發明，係於此熱模鍛造工程S3中具有最大的特徵。
作為特定之模具，係使用在1050℃處，析出有相對於成為母相之γ相而為10體積%以上之γ’相的組成，並且該γ’相之固溶溫度為超過1050℃未滿1250℃之強析出強化鎳基超合金所成之模具。但是，該γ’相，係具有析出於母相之γ相之結晶粒內的粒內γ’相結晶粒和析出於該γ相之結晶粒之間之粒間γ’相結晶粒的二種類之析出形態，此事係為重要。
作為上述強析出強化鎳基超合金，係可合適使用以質量%，而含有10~25%之鉻、超過0%且30%以下之鈷、1~6%之鋁、2.5~7%之鈦、鈦和鈮以及鉭之總和為3~9%、4%以下之鉬、4%以下之鎢、0.08%以下之鋅、10%以下之鐵、0.03%以下之硼、0.1%以下之碳、2%以下之鉿以及5%以下之錸，並且剩餘部分為由鎳以及不可避免之雜質所成的組成之合金。
藉由使用由γ’相析出量為多之強析出強化鎳基超合金所成的模具，係能夠確保有較先前技術之熱模鍛造用模具而更高的變形阻抗。換言之，係能夠相較於先前技術之熱模鍛造模具而在更加高溫之區域中使用。針對該模具之製造方法，係於後再述。
模具、被加工材共加熱基元工程S3a，係為使用加熱裝置而在將被加工材夾入於模具中的狀態下一同加熱至鍛造溫度之基元工程。對於加熱裝置，係並未特別作限定，例如，係可使用先前技術之加熱爐。鍛造溫度之下限，雖並未特別限定，但是，由於係身為對於鎳基合金之熱鍛造，因此，係以900℃以上為理想。另一方面，鍛造溫度之上限，較理想，係為較在模具之合金中的γ’相之固溶溫度而更低20℃的溫度以下。另外，從防止模具/被加工材之間之融損的觀點來看，較理想，係預先使無機離模材中介存在於模具與被加工材之間。
熱鍛造基元工程S3b，係為將一直被加熱至鍛造溫度之模具和被加工材從加熱裝置而取出至室溫環境中 並立即使用衝壓裝置來進行熱鍛造之工程。本基元工程S3b，由於被加工材和將其作包夾之模具係成為等溫狀態，並且係被附加有與模具相對應之量的熱容量，因此，係有著被加工材之溫度難以降低的優點。故而，在衝壓裝置處係並不需要特別的機構(例如，加熱機構)，而能夠使用先前技術之衝壓裝置。另外，從提高模具之保溫性的觀點來看，較理想，係在衝壓裝置之模板與模具之間中介存在有絕熱材。
當基於被加工材之容許形變速度和對於被加工材之總壓下量的觀點而難以藉由1次之衝壓加工來成型為所期望之形狀的情況時，係只要反覆進行模具、被加工材共加熱基元工程S3a和熱鍛造基元工程S3b即可。
如同上述一般，本發明之熱模鍛造工程S3，係並不使用具備有特殊之機構的熱鍛造裝置，而能夠使用先前技術之加熱裝置和先前技術之衝壓裝置來進行。因此，係有著能夠對於裝置成本(亦即是，製造成本)作抑制的優點。
接著，進行對於上述之鍛造成型材而進行固溶化處理以及時效處理並形成析出強化成型材之固溶化、時效處理工程(S4)。對於固溶化處理以及時效處理，係並未特別作限定，係只要以能夠滿足對於所製造之高溫構件所要求之特性的方式來進行先前技術之固溶化、時效處理即可。
最後，進行對於析出強化成型材而施加收尾 加工並形成所期望之高溫構件的收尾工程(S5)。收尾工程，係並未特別作限定，而只要進行先前技術之收尾加工(例如，表面收尾處理)即可。
[模具之製造方法]
如同前述一般，本發明之最大的特徵，係在於能夠以低成本來準備由強析出強化鎳基超合金而成之模具。以下，針對在本發明中所使用的模具之製造方法作說明。
圖2，係為對於在本發明所使用的強析出強化鎳基合金模具之製造方法的工程例作展示之流程圖。首先，進行對於強析出強化鎳基超合金之素材進行熔解、鑄造並形成鑄塊的熔解、鑄造工程(S1’)。熔解方法以及鑄造方法，係並未特別作限定，而可利用對於鎳基合金所採用的先前技術之方法。
作為強析出強化鎳基超合金，係如同前述一般，可合適使用以質量%，而含有10~25%之鉻、超過0%且30%以下之鈷、1~6%之鋁、2.5~7%之鈦、鈦和鈮以及鉭之總和為3~9%、4%以下之鉬、4%以下之鎢、0.08%以下之鋅、10%以下之鐵、0.03%以下之硼、0.1%以下之碳、2%以下之鉿以及5%以下之錸，並且剩餘部分為由鎳以及不可避免之雜質所成的組成之合金。
接著，對於鑄塊而進行用以使加工性提昇之軟化工程(S2’)。圖3，係為對於軟化工程之製程以及微細組織之變化作展示的概略示意圖。軟化工程S2’，係由預 備成型體形成基元工程(S2a’)和軟化預備成型体形成基元工程(S2b’)所成。另外，於此所進行之軟化工程S2’，係與在高溫構件之製造方法中的軟化工程S2實質性相同。
預備成型体形成基元工程S2a’，係對於上述之鑄塊而以1000℃以上並且未滿在該鑄塊之鎳基超合金中的γ’相之固溶溫度的溫度(亦即是，會存在γ’相之溫度)來進行熱加工，並形成在鎳基超合金之成為母相的γ相之結晶粒之間而析出有γ’相結晶粒(粒間γ’相結晶粒)的預備成型体之基元工程。熱加工之結果，較理想，係將粒間γ’相結晶粒之析出比例設為10體積%以上，更理想，係為20體積%以上。另外，對於熱加工方法，係並未特別作限定，而可使用先前技術之方法(例如，熱鍛造)。又，係亦可因應於需要，而在熱加工之前對於鑄塊進行均質化處理。
根據本發明者們之調查、研究，係推測到，在鎳基合金中之γ’相析出強化的機制，主要係起因於母相之γ相結晶粒與析出物之粒內γ’相結晶粒形成有匹配性為高的界面(所謂的匹配界面)之故。相對於此，係發現到，γ相結晶粒與粒間γ’相結晶粒，係形成有匹配性為低之界面(所謂的非匹配界面)，而對於析出強化幾乎沒有幫助。根據此些知識，本發明者們，係得到了下述之知識：亦即是，就算是身為強析出強化鎳基超合金，若是將粒內γ’相結晶粒轉換為粒間γ’相結晶粒，則合金之加工性係飛躍性地提昇。
軟化預備成型體形成基元工程S2b’，係為在 對於上述之預備成型體而一直加熱至之前之熱加工溫度而使粒內γ’相結晶粒作了固溶、減少之後，進行以100℃/h以下之冷卻速度來緩慢冷卻至500℃而使粒間γ’相結晶粒成長之軟化熱處理，來形成軟化預備成型體之基元工程。直到500℃為止的冷卻速度，係以50℃/h以下為更理想，又以10℃/h以下為更加理想。
另外，逐漸冷卻終點溫度500℃之意義，係為絕對性之溫度充分地變低而在鎳基合金內之原子的再配列(亦即是，其他相之晶析出)會實質性地變得困難之溫度。
接著，進行對於上述之軟化預備成型體而進行成形加工並形成具有所期望之形狀的軟化模具之模具成形工程(S6)。對於成形加工，係並未特別作限定，而可利用先前技術之方法，但是，由於軟化預備成型體係具有高加工性，因此，係可合適利用低成本之冷加工或溫加工(例如，衝壓加工、切削加工)。
接著，進行對於上述之軟化模具而進行部分固溶化處理以及時效處理並形成析出強化模具之部分固溶化、時效處理工程(S7)。圖4，係為對於部分固溶化、時效處理工程之製程以及微細組織之變化作展示的概略示意圖。
如同圖4中所示一般，本發明之所謂部分固溶化處理，係為升溫至與之前的熱加工溫度同等之溫度的熱處理。由於係身為未滿γ’相之固溶溫度的溫度，因此，γ’相(於此係為粒間γ’相結晶粒)之析出量係減少，但是，係 並不會有粒間γ’相結晶粒之全部均固溶、消失的情形。又，部分固溶化處理，較理想，係以使粒間γ’相結晶粒之析出比例成為10體積%以上並且成為部分固溶化處理之前之全γ’相之1/2以下的方式來進行控制。例如，較理想，係將部分固溶化處理之溫度控制為γ相之再結晶溫度以上並且較γ’相之固溶溫度而更低20℃的溫度以下。
在部分固溶化處理之後，進行用以使粒內γ’相結晶粒析出之時效處理。時效處理，係並未特別作限定，只要進行先前技術之時效處理(例如，700~900℃)即可。
最後，進行對於析出強化模具而施加收尾加工並形成所期望之模具的收尾工程(S5’)。收尾工程，係並未特別作限定，而只要進行先前技術之收尾加工(例如，表面收尾處理)即可。
如同上述一般，在本發明中所使用之模具，就算是身為由強析出強化鎳基超合金而成，也能夠並不使用具備有特殊之機構的製造裝置地而製造出來。換言之，由於係能夠以低成本來準備在熱鍛造溫度下而具有大的變形阻抗之模具，因此係能夠對於高溫構件之製造成本的降低有所幫助。
[模具之修補方法]
藉由本發明之高溫構件之製造方法，當在熱模鍛造用之模具處發生了變形等之損傷的情況時，係能夠藉由下述一般之方法來進行修補。換言之，在本發明中所使用之模 具，係具備有能夠容易地進行修補之優秀的特徵。
首先，對於發生有損傷的模具，施加在模具之製造方法中的軟化預備成型體形成基元工程S2b’之軟化熱處理(參考圖3之右側)。藉由此，係能夠使在模具之製造方法中的部分固溶化、時效處理工程S7處所析出了的粒內γ’相結晶粒作固溶、減少，而使粒間γ’相結晶粒成長。此時，可以說是相當於在模具之製造方法中的軟化預備成型體之狀態。
在本發明中所使用之模具，係如同前述一般，身為使粒間γ’相結晶粒有所殘存的狀態。因此，係亦可並不進行在模具之製造方法中的預備成型體形成基元工程S2a’，僅需要施加軟化預備成型體形成基元工程S2b’之軟化熱處理，便能夠得到軟化預備成型體之狀態。
接著，對於施加了軟化熱處理之損傷模具，而進行與在模具之製造方法中的模具成形工程S6相同之成形加工(例如，衝壓加工或切削加工)並進行形狀修正。
之後，與模具之製造方法相同的，進行部分固溶化、時效處理工程S7以及收尾工程S5’，藉由此，損傷模具之修補係結束。
如同上述一般，在本發明中所使用之模具，就算是身為由強析出強化鎳基超合金而成，也能夠藉由極為簡單的方法來對於損傷模具進行修補並作再利用。此特徵，係對於高溫構件之製造成本的更進一步之降低有所幫助。
[實施例]
以下，基於各種之實驗來對於本發明作更具體性之說明，但是，本發明係並不被限定此些之內容。
[實驗1]
(熱模鍛造用模具之製作及試驗、評價)
依循圖2中所示之流程，而製作了熱模鍛造用之模具。首先，準備具備有表1中所示之組成的合金素材(合金1~6)，並進行了熔解、鑄造工程S1’。將各合金素材之各100kg藉由真空感應加熱熔解法來熔解並進行鑄造，而製作了鑄塊。
基於熱力學計算而算出了各合金之γ’相的固溶溫度以及在1050℃時之γ’相之析出量。
合金1，由於係身為Fe基合金，而並非為析出 強化型合金，因此，係並未算出γ’相之固溶溫度以及在1050℃時之γ’相之析出量。合金2，雖然係身為γ’相析出強化鎳基合金，但是，γ’相之固溶溫度係為約800℃，在1050℃時之γ’相之析出量係成為0體積%。合金3，係身為γ’相析出強化鎳基合金，γ’相之固溶溫度係為約1100℃，在1050℃時之γ’相之析出量係成為10體積%以上。合金4~6，亦係身為γ’相析出強化鎳基合金，γ’相之固溶溫度係為約1150℃，在1050℃時之γ’相之析出量係成為10體積%以上。
在對於合金1~2之鑄塊而施加了均質化處理之後，進行以1050℃而進行熱鍛造之預備成型體形成基元工程S2a’，而製作了預備成型體。在對於合金3之鑄塊而施加了均質化處理之後，進行以1070℃而進行熱鍛造之預備成型體形成基元工程S2a’，而製作了預備成型體。在對於合金4~5之鑄塊而施加了均質化處理之後，進行以1100℃而進行熱鍛造之預備成型體形成基元工程S2a’，而製作了預備成型體。
接著，進行軟化預備成型體形成基元工程S2b’，而製作了軟化預備成型體，該軟化預備成型體形成基元工程S2b’，係對於此些之各預備成型體，而再度加熱至之前之熱鍛造溫度並作1小時的保持，並以10℃/h之冷卻速度來緩慢冷卻至500℃，之後進行水冷。
對於合金6之鑄塊，係僅進行均質化處理，而並未進行預備成型體形成基元工程S2a’以及預備成型體形 成基元工程S2a’。
從進行了軟化工程S2’之合金1~5的軟化預備成型體，而採取微細組織評價用之試驗片，並使用微小維氏硬度計來對於維氏硬度作了測定。其結果，合金1~2之軟化預備成型體的維氏硬度係為400Hv以上，合金3~5之軟化預備成型體的維氏硬度係為350Hv以下。
接著，對於各微細組織評價用試驗片，使用掃描型電子顯微鏡而對於γ’相之析出形態作了觀察。其結果，合金1之軟化預備成型體，由於係並非為析出強化型合金，因此，係並未觀察到γ’相之析出。合金2之軟化預備成型體，係僅觀察到有粒內γ’相(並未觀察到有粒間γ’相)。合金3~5之軟化預備成型體，係僅觀察到有粒間γ’相(並未觀察到有粒內γ’相)。
之後，對於合金1~5之各軟化預備成型體，而進行由切削加工所致之模具成形工程S6，並製作了軟化模具。對於合金6之鑄塊，係在切斷為特定的大小之後，嘗試了切削加工，但是，由於係難以進行切削，因此係藉由放電加工來成形了模具。
另外，放電加工，由於作為模具成形加工係相較於切削加工或衝壓加工等之冷加工而身為高成本之加工方法，因此，對於模具製作之低成本化而言係為不利。換言之，為了達成模具製作之低成本化，從模具成型性的觀點來看，係確認到了對於合金鑄塊而進行軟化工程S2’一事係為理想。
接著，對於合金1~4之各模具，而進行與先前之熱鍛造溫度相同之溫度的固溶化處理(以1050~1100℃而作4小時的保持)以及以760℃而作16小時之保持的時效處理，而製作了強化模具。又，對於合金5~6之各模具，係進行以1200℃而作4小時之保持的固溶化處理以及以760℃而作16小時之保持的時效處理，而製作了強化模具。最後，對於各強化模具而施加由表面收尾加工所致之收尾工程S5’，而準備了熱模鍛造用模具。
另一方面，為了對於合金1~6之熱模鍛造用模式之機械性特性進行評價，係藉由與上述相同之處理程序而另外製作拉張試驗用之試驗片，並使用高溫拉張試驗裝置來進行了900℃時之拉張試驗。其結果，合金1~2之試驗片的拉張強度係為未滿300MPa，但是，合金3~6之試驗片的拉張強度係為450MPa以上。
[實驗2] [鎳基合金高溫構件之製作]
使用藉由實驗1所準備了的熱模鍛造用模具，而依循圖1中所示之流程，來製作了由鎳基合金所成之高溫構件。首先，準備具備有表2中所示之組成的合金素材，並進行了熔解、鑄造工程S1。將合金素材100kg藉由真空感應加熱熔解法來熔解並進行鑄造，而製作了被加工材。
為了對於上述之被加工材之機械性特性進行評價，從該被加工材之一部分而採取拉張試驗用之試驗片，並使用高溫拉張試驗裝置來進行了900℃時之拉張試驗。其結果，被加工材之試驗片的拉張強度係為約300MPa。
接著，對於被加工材，而使用藉由實驗1所準備了的各模具來進行熱模鍛造，而進行了形成鍛造成型材之熱模鍛造工程S3。首先，進行了使用加熱裝置而在將被加工材夾入於模具中的狀態下一同加熱至1000℃之模具、被加工材共加熱基元工程S3a。
接著，進行了將被加熱至1000℃之模具和被加工材從加熱裝置而取出至室溫環境中並立即使用衝壓裝置(加壓力4000噸)來進行熱鍛造的熱鍛造基元工程S3b。
在衝壓後，對於被加工材與模具之形狀變化作了調查。其結果，在使用了合金1~2之模具的情況時，在被加工材處係幾乎未產生變形，而模具自身係作了大幅度的變形。另一方面，在使用了合金3~6之模具的情況時，被加工材係變形為目的之形狀，而並未觀察到模具之變形。
[實驗3]
(熱模鍛造用模具之修補性的評價)
對於在實驗2中能夠進行良好之熱模鍛造的合金3~6之模具，而對於修補性(是否能夠進行修補)進行了評價。首先，對於在實驗2中所使用了的合金3~6之模具，施加了在實驗1中之軟化預備成型體形成基元工程S2b’之軟化熱處理。
具體而言，係對於合金3之模具，而進行了軟化熱處理，該軟化熱處理，係加熱至1070℃並作1小時的保持，再以10℃/h之冷卻速度來緩慢冷卻至500℃，之後進行水冷。對於合金4~6之模具，係進行了軟化熱處理，該軟化熱處理，係加熱至1100℃並作1小時的保持，再以10℃/h之冷卻速度來緩慢冷卻至500℃，之後進行水冷。
接著，對於施加了軟化熱處理之各模具，而進行了冷切削加工。其結果，合金3~4之模具，係能夠進行冷切削加工(亦即是，係能夠進行修補)，但是，合金5~6之模具，係難以進行冷切削加工(實質性而言為無法進行修補)。
合金3~4之模具，係為在製作強化模具時之固溶化、時效處理中，進行了本發明之部分固溶化‧時效處理工程S7者。另一方面，合金5~6之模具，在固溶化處理中係為進行了一直升溫至較γ’相之固溶溫度而更高之溫度的先前技術之固溶化、時效處理者，而可以推測到，係幾乎未析出有粒間γ’相結晶粒。其結果，可以推測到，就 算是施加軟化熱處理，也無法得到良好的修補性。換言之，係確認到了，為了確保良好的模具修補性，粒間γ’相結晶粒之存在係為重要。
上述之實施形態及實施例，係為為了有助於本發明之理解而作了說明者，本發明係並不僅被限定於所記載了的具體性之構成。例如，係可將某一實施形態之構成的一部分藉由同業者之技術常識的構成來做置換，又，係亦可在某一實施形態的構成中追加同業者之技術常識的構成。亦即是，本發明，係可針對本說明書之實施形態及實施例之構成的一部分，而進行刪除、置換為其他構成、其他構成之追加。

Claims (4)

  1. 一種鎳基合金高溫構件的製造方法，係為由鎳基合金所成之高溫構件的製造方法，其特徵為，係具備有：將前述鎳基合金之素材熔解並進行鑄造而形成被加工材之熔解、鑄造工程；和對於前述被加工材而使用特定之模具來進行熱模鍛造並形成鍛造成型材之熱模鍛造工程；和對於前述鍛造成型材進行固溶化處理以及時效處理而形成析出強化成型材之固溶化、時效處理工程，前述特定之模具，係為由強析出強化鎳基超合金所成之模具，該強析出強化鎳基超合金，係具備有在1050℃下，相對於成為母相之γ相而會析出10體積%以上之γ’相的組成，前述γ’相之固溶溫度係為超過1050℃未滿1250℃，前述γ’相係具備有析出於前述γ相之結晶粒內的粒內γ’相結晶粒和析出於該γ相之結晶粒之間之粒間γ’相結晶粒之2種類的析出形態，前述熱模鍛造工程，係由模具、被加工材共加熱基元工程和熱鍛造基元工程所成，該模具、被加工材共加熱基元工程，係使用加熱裝置，而在將前述被加工材挾入至前述模具中的狀態下一同加熱至鍛造溫度，該熱鍛造基元工程，係將一直被加熱至鍛造溫度的前述模具和前述被加工材從前述加熱裝置而取出至室溫環境中並立即使用衝壓裝置來進行熱鍛造，前述強析出強化鎳基超合金之組成，係以質量%，而含有10~25%之鉻、超過0%且30%以下之鈷、1~6%之鋁、2.5~7%之鈦、鈦和鈮以及鉭之總和為3~9%、4%以下之鉬、4%以下之鎢、0.08%以下之鋅、10%以下之鐵、0.03%以下之硼、0.1%以下之碳、2%以下之鉿以及5%以下之錸，並且剩餘部分為由鎳以及不可避免之雜質所成。
  2. 如申請專利範圍第1項所記載之鎳基合金高溫構件的製造方法，其中，前述鍛造溫度，係為900℃以上且為較在前述強析出強化鎳基超合金中的前述γ’相之固溶溫度而更低20℃之溫度以下。
  3. 如申請專利範圍第1或2項所記載之鎳基合金高溫構件的製造方法，其中，前述模具，在900℃處之拉張強度係為450MPa以上。
  4. 如申請專利範圍第1或2項所記載之鎳基合金高溫構件的製造方法，其中，在前述溶解、鑄造工程與前述熱模鍛造工程之間，係更進而具備有將前述被加工材作預備成型並使其軟化的軟化工程，前述軟化工程，係由預備成型體形成基元工程和軟化預備成型體形成基元工程所成，該預備成型體形成基元工程，係形成對於前述被加工材而以1000℃以上且未滿該被加工材之前述鎳基合金中的γ’相之固溶溫度的溫度來進行熱加工並在成為前述鎳基合金之母相的γ相之結晶粒之間而使γ’相結晶粒(粒間γ’相結晶粒)析出的預備成型體，該軟化預備成型體形成基元工程，係對於前述預備成型體而再度加熱直到到達前述熱加工之溫度為止並使γ相的結晶粒內之γ’相結晶粒(粒內γ’相結晶粒)減少，之後以100℃/h以下之冷卻速度來緩慢冷卻直到到達500℃為止，而形成使前述粒間γ’相結晶粒作了成長的軟化預備成型體，前述熱鍛造基元工程，係對於前述軟化預備成型體而進行。
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