本發(fā)明涉及Ni基超耐熱合金。
背景技術：
：航空器引擎、發(fā)電用燃氣輪機的耐熱構件中利用大量包含Al、Ti等合金元素的γ’(Gammaprime)相析出強化型的Ni基超耐熱合金。渦輪的部件之中，要求高強度和可靠性的透平輪盤中，作為Ni基超耐熱合金利用鍛造合金。其中，鍛造合金是指與鑄造凝固組織原樣所使用的鑄造合金對比而使用的用語，為以如下工藝而制造的材料：對使其熔融·凝固而得到的鋼錠進行熱加工從而制成規(guī)定的部件形狀的工藝。通過熱加工，使粗大且不均質(zhì)的鑄造凝固組織變化為微細并且均質(zhì)的鍛造組織，從而改善拉伸強度、疲勞特性等機械特性。在航空器引擎的低壓透平輪盤中，使用將日本特開2014-156660號公報(專利文獻1)中所記載的那樣的γ’相作為強化相來利用的Ni基超耐熱合金。然而近年來為了提高燃油效率·效率，推進渦輪入口溫度的高溫化，與之相伴，謀求所使用的超耐熱合金的高溫強度的提高。現(xiàn)有技術文獻專利文獻專利文獻1：日本特開2014-156660號公報技術實現(xiàn)要素：發(fā)明要解決的問題對于上述的專利文獻1中所公開的Ni基超耐熱合金，例如，意圖開發(fā)用于航空器引擎的低壓透平輪盤。然而，今后在為了提高燃油效率·效率而推進渦輪入口溫度的高溫化的情況下，例如，在650℃以上的高溫下的機械特性的不足成為大的問題。本發(fā)明的目的在于提供，在航空器引擎、發(fā)電用燃氣輪機等中所使用的Ni基合金中，在650℃以上的高溫下具有良好的機械特性的Ni基超耐熱合金。用于解決問題的方案本發(fā)明是鑒于上述的課題而成的。即，本發(fā)明涉及以質(zhì)量％計C：0.001～0.100％、Al：1.0～4.0％、Ti：2.0～4.5％、Cr：12.0～18.0％、Co：11.1～18.0％、Fe：1.2～12.0％、Mo：1.5～6.5％、W：0.5～6.0％、Nb：0.1～3.0％、B：0.001～0.050％、Zr：0.001～0.100％、Mg：0.02％以下、余量為Ni以及雜質(zhì)的Ni基超耐熱合金。優(yōu)選以質(zhì)量％計(Ti+0.5Nb)/Al為1.0～3.5的Ni基超耐熱合金。進一步優(yōu)選以質(zhì)量％計Mo+0.5W為3.5～7.0的Ni基超耐熱合金。更優(yōu)選孿晶邊界的長度相對于孿晶邊界的長度和晶界的長度之和為50％以上的Ni基超耐熱合金。發(fā)明的效果根據(jù)本發(fā)明，在航空器引擎、發(fā)電用燃氣輪機等中所使用的高強度的Ni基超耐熱合金中，可以得到在650℃以上的高溫下具有超過以往的Ni基超耐熱合金的機械特性的Ni基超耐熱合金。因此，例如，適宜航空器引擎的低壓透平輪盤等構件。附圖說明圖1為通過電子背散射衍射法觀察晶界與孿晶邊界的圖。具體實施方式在本發(fā)明的Ni基超耐熱合金中，規(guī)定化學組成的理由如以下所述。需要說明的是，若無特別記載則以質(zhì)量％的方式記載。C：0.001～0.100％C具有提高晶界強度的效果。該效果在0.001％以上得以顯現(xiàn)，過量地含有C的情況下，形成粗大的碳化物，使強度、熱加工性降低，因此將0.100％設為上限。優(yōu)選下限為0.005％，更優(yōu)選為0.008％。此外，優(yōu)選上限為0.070％，更優(yōu)選為0.040％。Cr：12.0～18.0％Cr為提高耐氧化性、耐腐蝕性的元素。為了得到該效果，需要12.0％以上。過量地含有Cr時，形成σ相等脆化相，使強度、熱加工性降低，因此上限設為18.0％。優(yōu)選下限為12.5％，更優(yōu)選為13.0％。此外，優(yōu)選上限為17.0％，更優(yōu)選為16.0％。Co：11.1～18.0％對于Co，改善組織的穩(wěn)定性，即便大量含有作為強化元素的Ti，也可以維持熱加工性。為了得到該效果，需要11.1％以上。Co越多，熱加工性越上升。然而，Co在含有元素之中是最昂貴的，因此為了降低成本，將上限設為18.0％。優(yōu)選下限為11.3％，更優(yōu)選為11.5％。此外，優(yōu)選上限為17.0％，更優(yōu)選為16.5％。Fe：1.2～12.0％Fe為作為昂貴的Ni、Co的代替而使用的元素，對于合金成本的降低是有效的。為了得到該效果，需要1.2％以上。過量地含有Fe時，形成σ相等脆化相，使強度、熱加工性降低，因此上限設為12.0％。優(yōu)選下限為1.3％，更優(yōu)選為1.5％。此外，優(yōu)選上限為11.0％，更優(yōu)選為10.5％。Al：1.0～4.0％Al形成作為強化相的γ’(Ni3Al)相，為提高高溫強度的必要元素。為了得到該效果，最低需要為1.0％，但過度的添加使熱加工性降低，成為加工中的裂紋等的材料缺陷的原因，因此限于1.0～4.0％。優(yōu)選下限為1.3％，更優(yōu)選為1.5％。此外，優(yōu)選上限為3.0％，更優(yōu)選為2.5％。Ti：2.0～4.5％Ti與Al同樣地形成γ’相，為使γ’相固溶強化、提高高溫強度的必要元素。為了得到該效果，需要最低2.0％，過度的添加使Gammaprime相在高溫下不穩(wěn)定，導致高溫下的粗大化并且形成有害的η(eta)相，損害熱加工性，因此Ti的上限設為4.5％。優(yōu)選下限為2.5％，更優(yōu)選為3.2％。此外，優(yōu)選上限為4.2％，更優(yōu)選為4.0％。Nb：0.1～3.0％Nb也與Al或者Ti同樣地形成γ’相，為使γ’相固溶強化而提高高溫強度的元素。為了得到該效果，最低需要0.1％，但過度的添加形成有害的δ(delta)相，損害熱加工性，因此Nb的上限設為3.0％。優(yōu)選下限為0.2％，更優(yōu)選為0.3％。此外，優(yōu)選上限為2.0％，更優(yōu)選為1.5％。Mo：1.5～6.5％Mo具有有助于基質(zhì)的固溶強化，提高高溫強度的效果。為了得到該效果，需要1.5％以上，但Mo過量時，形成金屬間化合物相，損害高溫強度，因此上限設為6.5％。優(yōu)選下限為2.0％，更優(yōu)選為2.5％。此外，優(yōu)選上限為5.5％，更優(yōu)選為5.0％。W：0.5～6.0％W與Mo同樣地為有助于基質(zhì)的固溶強化的元素，本發(fā)明中需要0.5％以上。W過量時，形成有害的金屬間化合物相，損害高溫強度，因此上限設為6.0％。優(yōu)選下限為1.0％，更優(yōu)選為1.5％。此外，優(yōu)選上限為5.0％，更優(yōu)選為4.0％。B：0.001～0.050％B為提高晶界強度、改善蠕變強度、延性的元素。為了得到該效果，最低需要0.001％。另一方面，B使熔點降低的效果大，此外，形成粗大的硼化物時阻礙加工性，因此需要控制在不超過0.050％。優(yōu)選下限為0.003％，更優(yōu)選為0.005％。此外，優(yōu)選上限為0.040％，更優(yōu)選為0.020％。Zr：0.001～0.100％Zr具有與B同樣地提高晶界強度的效果，為了得到該效果，最低需要0.001％。另一方面，Zr過量時，同樣導致熔點的降低，阻礙高溫強度、熱加工性，因此上限設為0.100％。優(yōu)選下限為0.005％，更優(yōu)選為0.010％。此外，優(yōu)選上限為0.060％，更優(yōu)選為0.040％。Mg：0.02％以下Mg作為脫硫材料是有用的。此外，具有以硫化物的方式而使S固定的效果，改善熱加工性的效果。為此，也可以根據(jù)需要添加。另一方面，超過0.02％時，延性劣化。因此，Mg設為0.02％以下。以上，除說明的元素以外的余量設為Ni，自然包含不可避免的雜質(zhì)。接著，對于優(yōu)選元素的范圍進行說明。(Ti+0.5Nb)/Al：1.0～3.5如前所述，Al、Ti以及Nb為形成γ’相而提高高溫強度的元素。Ti或者Nb的添加量越多，越使γ’相固溶強化，提高高溫強度，過量地添加時，存在形成有害的η相，損害熱加工性的情況。因此，優(yōu)選進行選擇以使Ti與Nb的含量與Al之比成為適宜的值。(Ti+0.5Nb)/Al超過3.5時，擔心有害相析出。另一方面，為了得到良好的高溫強度，優(yōu)選(Ti+0.5Nb)/Al為1.0以上，(Ti+0.5Nb)/Al不足1.0時，難以得到高溫強度。因此，本發(fā)明中，將(Ti+0.5Nb)/Al設為1.0～3.5。需要說明的是，(Ti+0.5Nb)/Al的優(yōu)選下限為1.2，更優(yōu)選為1.5。此外，(Ti+0.5Nb)/Al的優(yōu)選上限為3.0，更優(yōu)選為2.5。需要說明的是，Ti與Nb的原子量為1：2，Nb的單位質(zhì)量的γ’相的形成貢獻率為Ti的一半，因此以0.5Nb計進行計算。Mo+0.5W：3.5～7.0如前所述，Mo以及W有助于基質(zhì)的固溶強化，存在提高高溫強度的效果。Mo與W的原子量為1：2，因此單位質(zhì)量的W的固溶強化的貢獻是Mo的一半。因此，為了提高基于基質(zhì)的固溶強化的高溫強度，以質(zhì)量％計優(yōu)選Mo+0.5W為3.5％以上。然而，過量地添加時，形成有金屬間化合物相，損害高溫強度，因此將Mo+0.5W的上限設為7.0％。優(yōu)選Mo+0.5W的下限為3.7％、更優(yōu)選為4.0％。此外，優(yōu)選Mo+0.5W的上限為6.5％，更優(yōu)選為6.0％。接著，對于優(yōu)選金相組織進行說明。對于本發(fā)明的Ni基超耐熱合金的金相組織的晶粒，越細越可以得到高溫下良好的耐力。因此，以ASTM晶粒度編號計優(yōu)選為6以上、更優(yōu)選為7以上。另一方面，晶粒過細時，龜裂的傳遞變得容易，損害蠕變強度，因此晶粒度優(yōu)選為12以下。本發(fā)明人等發(fā)現(xiàn)為了在高溫下得到良好的機械特性，Ni基超耐熱合金的孿晶邊界的長度相對于孿晶邊界的長度與晶界的長度之和優(yōu)選為50％以上。孿晶是指兩個相鄰的晶體對于某個特定的面或者軸存在對稱關系時，將這二個晶體稱為孿晶，例如在圖1中，在晶粒之中線性觀察到的、鄰接的2個晶粒的晶格相對于某個面(稱為孿晶面)彼此成為鏡面對象的晶體。對于該狀態(tài)，例如可以通過基于電子背散射衍射法(ElectronBackScatteringDiffraction：EBSD)等的組織觀察來確認。將對于向完全晶體中導入單位面積的層疊缺陷而必要的能量稱為層疊缺陷能量，層疊缺陷能量越低孿晶越大量生成。孿晶量越多、即、相對于晶界的長度的孿晶的邊界的長度越大、孿晶邊界阻礙位錯運動，因此達成高溫下的蠕變強度的提高。為了得到良好的蠕變強度，通過降低層疊缺陷能量，從而孿晶邊界的長度相對于孿晶邊界的長度與晶界的長度之和優(yōu)選設為50％以上。更優(yōu)選為52％以上、更優(yōu)選為55％以上。為了制成前述的本發(fā)明中規(guī)定的金相組織，例如，可以應用以下的制造方法。首先，對于前述的本發(fā)明中規(guī)定的Ni基超耐熱合金，在γ’相固溶溫度以下進行鍛造比3以上的熱加工，賦予加工應變之后，在γ’相的固溶溫度以下進行固溶化處理。固溶化處理溫度將γ’相的固溶溫度設為上限，將比固溶溫度低100℃的溫度設為下限，若在該范圍進行即可。處理時間優(yōu)選在0.5～10小時的范圍選擇。在固溶化處理后，可以進行用于析出強化的時效處理。時效處理溫度可以設為600～800℃。時效處理時間若在1～30小時的范圍內(nèi)選擇即可。實施例由以下的實施例更詳細地說明本發(fā)明。以真空熔融制作10kg鑄錠。之后，在各個合金的γ’相的固溶溫度以下80℃以內(nèi)的范圍內(nèi)以鍛造比為3以上的方式進行熱鍛，制作熱鍛材。之后，對熱鍛材在γ’的固溶溫度以下進行固溶化處理和時效處理。在表1中示出熔融了的鑄錠的化學組成，在表2中示出(Ti+0.5Nb)/Al的計算值和Mo+0.5W的計算值。在表3中示出固溶化處理以及時效處理條件。需要說明的是，No.1～4為本發(fā)明例，No.11～15為比較例。此外，本發(fā)明例No.1的(Ti+0.5Nb)/Al的計算值與Mo+0.5W的計算值分別為1.82和5.75。No.2的(Ti+0.5Nb)/Al的計算值與Mo+0.5W的計算值分別為2.11和6.0。No.3的(Ti+0.5Nb)/Al的計算值與Mo+0.5W的計算值分別為2.16和5.9。No.4的(Ti+0.5Nb)/Al的計算值與Mo+0.5W的計算值分別為1.95和4.75。No.11為專利文獻1中示出的以往的合金。[表1](質(zhì)量％)NoCAlTiCrCoFeMoWNbBZrMg10.0172.23.515.712.34.03.83.91.00.0150.0330.00420.0151.93.815.115.92.14.92.20.40.0080.0300.00530.0171.93.915.016.02.04.82.20.40.0090.0300.00440.0152.13.814.512.19.83.03.50.60.0140.0320.004110.0182.33.415.68.64.03.12.71.10.0100.0320.005120.0162.23.715.913.21.04.04.00.70.0130.0280.004130.0162.33.815.98.64.02.34.20.50.0090.0280.003140.0182.13.615.88.44.00.87.30.50.0090.0320.003150.0151.93.217.09.04.30.87.90.40.0100.0350.003※表1中示出的組成以外的余量為Ni和不可避免的雜質(zhì)。[表2]No(Ti+0.5Nb)/AlMo+0.5W11.825.7522.116.0032.165.9041.954.75111.724.45121.846.00131.764.40141.834.45151.794.75[表3]No固溶處理條件時效處理條件11090℃×4h/空冷760℃×16h/空冷21090℃×4h/空冷760℃×16h/空冷31080℃×4h/空冷760℃×16h/空冷41080℃×4h/空冷760℃×16h/空冷111080℃×4h/空冷760℃×16h/空冷121080℃×4h/空冷760℃×16h/空冷131100℃×4h/空冷760℃×16h/空冷141100℃×4h/空冷760℃×16h/空冷151060℃×4h/空冷760℃×16h/空冷對于進行時效處理的時效處理材，利用以ASTM-E112規(guī)定的方法進行晶粒度測定。進而，利用電子背散射衍射裝置，測定200μm×200μm中的孿晶邊界的長度與晶界的長度，算出孿晶量(相對于孿晶邊界的長度與晶界的長度之和的孿晶邊界的長度的比例)。進而，進行在試驗溫度650℃中的拉伸試驗，評價0.2％彈性極限應力(0.2％proofstress，日文：0.2％耐力)。進而，評價試驗溫度725℃、負載應力630MPa的蠕變斷裂時間。在表4中示出該結(jié)果。[表4]No晶粒度孿晶量(％)0.2％彈性極限應力(MPa)/650℃蠕變斷裂時間(h)/725℃18561105192.529.5591083221.639.5581104155.948.5601092144.2117381031101.51211.546118688.6131045107059.7149.540111292.715742885105.1如表3所示，確認到僅本發(fā)明(No.1～4)的試樣示出超過1050MPa的0.2％彈性極限應力并且130小時以上的蠕變斷裂時間。由此，可知在650℃以上的高溫下具有良好的機械特性?；谠摍C械特性時，確認到特別是適宜地作為航空器引擎的低壓透平輪盤用的合金。接著，對于具有表5中示出的組成的本發(fā)明的Ni基超耐熱合金，進行大型的鍛造試制。真空熔融，利用電渣重熔以及真空電弧熔融的三重熔融，制作2噸的鑄錠。接著，在前述鑄錠實施均質(zhì)化處理之后，進行熱鍛。對于熱鍛，在鑄錠整面涂布玻璃潤滑劑，加熱溫度在γ’的固溶溫度以下即1050～1100℃的范圍進行。對于熱鍛，在鐓鍛之后進行延伸鍛造，制作直徑230mm、長度2100mm的鋼坯。確認到熱鍛中不產(chǎn)生裂紋、顯著的瑕疵，即便在大型材中也可以充分地進行熱鍛。[表5](質(zhì)量％)CAlTiCrCoFeMoWNbBZrMg0.0161.463.8215.0715.463.454.802.460.410.0070.020.001※表5中示出的組成以外的余量為Ni和不可避免的雜質(zhì)。當前第1頁1 2 3