專利名稱：具有優(yōu)良的不易產(chǎn)生偏析的性能的Ni基高溫合金的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種Ni基高溫合金，所述Ni基高溫合金特別適用于制造大型錠，并且 在錠的制造期間，可有效地減少條紋型偏析的發(fā)生。
背景技術(shù)：
從必須降低化石燃料的消耗、防止全球變暖等觀點(diǎn)來(lái)看，期望在更高的效率下運(yùn) 行USC(超超臨界壓力(ultra-supercritical pressure))裝置。特別地，近來(lái)具有將高效 率的燃煤火力發(fā)電站作為21世紀(jì)發(fā)電站的強(qiáng)烈趨勢(shì)。正在開發(fā)可用于下一代發(fā)電的渦輪 轉(zhuǎn)子、鍋爐構(gòu)件等，所述下一代發(fā)電利用具有超過(guò)700°C主蒸汽溫度的超超臨界壓力蒸汽。從耐熱溫度的立場(chǎng)而言，因?yàn)橐米饔糜跍u輪轉(zhuǎn)子的材料的耐熱材料曝露于具有 超過(guò)700°C的高溫的蒸汽下，所以不再使用相關(guān)技術(shù)的鐵素體耐熱鋼。除了將Ni基合金應(yīng) 用于所述材料中之外，別無(wú)他法。許多Ni基高溫合金為析出強(qiáng)化型合金。在制造這種類型的合金時(shí)，為了獲得滿意 的高溫強(qiáng)度，添加少量的Ti或Al，或者還添加少量Nb，并以?shī)W氏體(下文中用、表示)基 體的形式精細(xì)且結(jié)合地形成析出相以強(qiáng)化所述體系，所述析出相由稱作Y主相(下文中用 Y ‘表示)的Ni3(Al、Ti)和/或稱作γ雙主相(用Y 〃表示)的Ni3(Al、Ti)Nb構(gòu)成。 Inconel (商標(biāo)；下文中同樣適用)706和Inconel 718屬于該類型。除了利用Y'相的析出強(qiáng)化之外，還有以下類型的合金其中通過(guò)利用M23C6 碳化物的固溶體強(qiáng)化和分散強(qiáng)化來(lái)以多種方式強(qiáng)化所述體系，例如沃斯帕洛伊合金 (Waspaloy)，以及所謂的固溶體強(qiáng)化型合金所述固溶體強(qiáng)化型合金幾乎不含析出強(qiáng)化元 素，并且其中通過(guò)利用Mo和W的固溶體強(qiáng)化來(lái)強(qiáng)化所述系統(tǒng)。后一種類型用Inconel 230 表不。近來(lái)，從關(guān)于這種奧氏體耐熱合金與鐵素體鋼構(gòu)件之間的熱膨脹之差的問(wèn)題或關(guān) 于熱疲勞強(qiáng)度的問(wèn)題的立場(chǎng)而言，如在專利文獻(xiàn)1、專利文獻(xiàn)2、專利文獻(xiàn)3和專利文獻(xiàn)4中 所公開的，也已經(jīng)提出了一種析出強(qiáng)化型Ni基合金，所述析出強(qiáng)化型Ni基合金具有等于或 優(yōu)于鐵素體耐熱鋼的低熱膨脹系數(shù)，并且盡管如此，其仍具有比所述鐵素體耐熱鋼更優(yōu)異 的高溫材料性能。專利文獻(xiàn)1 JP-A-2005-314728專利文獻(xiàn)2 JP-A-2003-13161專利文獻(xiàn)3 JP-A-9-157779專利文獻(xiàn)4 JP-A-2006-12477
發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明所要解決的問(wèn)題另一方面，在主蒸汽溫度超過(guò)700°C的高溫環(huán)境中，材料性能也對(duì)產(chǎn)物的不均勻性 極其敏感。材料的不均勻性導(dǎo)致微觀偏析并導(dǎo)致非金屬雜質(zhì)和有害的金屬間化合物的形
3成，從而顯著地降低了材料的性能。據(jù)此，要用于這種環(huán)境的材料需要具有高度的均勻性。 特別地，盡管在專利文獻(xiàn)1、專利文獻(xiàn)2、專利文獻(xiàn)3或?qū)＠墨I(xiàn)4中添加的W在降低熱膨 脹系數(shù)和提高材料性能方面是有效的，但是其具有以下缺點(diǎn)。在W和Ni之間有極大的密度 差，這使得凝固的機(jī)理復(fù)雜化，并且是促進(jìn)條紋型偏析的主要原因，所述條紋型偏析是多種 缺陷的起因。而且，在大型錠的情況下，因?yàn)槟趟俾实停砸子诎l(fā)生宏觀偏析。當(dāng)所述 合金含有可促進(jìn)產(chǎn)生偏析條紋的元素如W時(shí)，難以制造可用作例如渦輪轉(zhuǎn)子或外殼的具有 優(yōu)異品質(zhì)的大型錠。為了解決上述問(wèn)題，完成了本發(fā)明。本發(fā)明可有效地降低含W的Ni基合金的發(fā)生 偏析的可能性。通過(guò)應(yīng)用本發(fā)明，能夠在不顯著降低材料性能的情況下，減少條紋型偏析的 發(fā)生。能夠提供一種用于制造具有優(yōu)異品質(zhì)的大型錠的方法，所述大型錠的偏析減少并且 適用于制造大型構(gòu)件。解決問(wèn)題的手段要添加至Ni基合金中的析出強(qiáng)化元素如Al、Ti和Nb，以及固溶體強(qiáng)化元素如Mo 和W，根據(jù)其組合和含量，在凝固界面的分配系數(shù)發(fā)生變化。特別是在密度與Ni顯著不同的 元素的情況下，其分配系數(shù)與1相差越大，熔融金屬基體與熔融金屬濃縮部分之間的密度 差增加得越大，并且對(duì)發(fā)生條紋型偏析的促進(jìn)越大。因此，為了大大提高含W的M基合金 的不易產(chǎn)生偏析的性能，重要的是，應(yīng)該使W的分配系數(shù)，而不是密度與M只有輕微差異的 Mo的分配系數(shù)，或者少量添加的Al、Ti或Nb的分配系數(shù)，接近于1。這是因?yàn)閃是以相對(duì) 大量添加的固溶體強(qiáng)化元素，并且其密度顯著不同于M的密度。通常已知，作為一種固溶體強(qiáng)化元素，Co是有助于高溫結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性的元素。然而， 本發(fā)明人已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，通過(guò)添加Co，不僅能夠使析出強(qiáng)化元素Al、Ti和Nb的分配系數(shù)接近于 1，而且能夠使高度促進(jìn)產(chǎn)生偏析條紋的W的分配系數(shù)接近于1，從而降低了熔融金屬基體 與熔融金屬濃縮部分之間的密度差。結(jié)果，很明顯，能夠大大降低條紋型偏析在含W的M 基高溫合金中的發(fā)生率。由此完成了本發(fā)明。本發(fā)明通過(guò)下述手段來(lái)達(dá)到所述目的。<1> 一種具有優(yōu)良的不易產(chǎn)生偏析的性能的Ni基高溫合金，其特征在于，含有 0. 005 0. 15質(zhì)量％的C、8 22質(zhì)量％的Cr、5 30質(zhì)量％的Co、等于或大于1質(zhì)量％ 且小于9質(zhì)量％的船、5 21質(zhì)量％的1、0. 1 2. 0質(zhì)量％的六1、0. 3 2. 5質(zhì)量％的Ti、 最高0. 015質(zhì)量％的B和最高0. 01質(zhì)量％的Mg，其余包含Ni和不可避免的雜質(zhì)。<2>如<1>所述的具有優(yōu)良的不易產(chǎn)生偏析的性能的Ni基高溫合金，其特征在于， 還含有最高0. 2質(zhì)量％的ττ和最高0. 8質(zhì)量％的Hf中的一種或兩種。<3>如<1>或<2>中所述的具有優(yōu)良的不易產(chǎn)生偏析的性能的Ni基高溫合金，其 特征在于，還含有Nb和Ta中的一種或兩種，所述Nb和Ta的總量使得Nb+l/2Ta < 1. 5質(zhì) 量％。<4>如<1> <3>中任一項(xiàng)所述的具有優(yōu)良的不易產(chǎn)生偏析的性能的Ni基高溫合 金，其特征在于，所述Ni基高溫合金可被用作用于發(fā)電機(jī)構(gòu)件的鍛鋼或發(fā)電機(jī)構(gòu)件的鑄鋼 的材料。本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)本發(fā)明具有優(yōu)良的不易產(chǎn)生偏析的性能的Ni基高溫合金產(chǎn)生了以下效果。W的凝固界面的分配系數(shù)接近于1，同時(shí)保持了材料的性能，且能夠降低熔融金屬基體與熔融金屬 濃縮部分之間的密度差，所述W的密度與M的密度明顯不同。因此，能夠降低條紋型偏析 的發(fā)生率，并且能夠制造具有優(yōu)異品質(zhì)的大型錠，所述大型錠的偏析減少并且適用于制造 大型構(gòu)件。


圖1顯示了對(duì)于實(shí)施例中試驗(yàn)材料的液相密度差異的相對(duì)評(píng)價(jià)的結(jié)果。圖2為作為附圖替代品的照片(放大倍數(shù)0. 4倍)，所述照片顯示了實(shí)施例中比 較材料(B17號(hào))和本發(fā)明材料(B3號(hào))的宏觀偏析試驗(yàn)結(jié)果的金相結(jié)構(gòu)。圖3顯示了實(shí)施例中試驗(yàn)材料的偏析臨界值的相對(duì)評(píng)價(jià)結(jié)果。圖4顯示了實(shí)施例中的試驗(yàn)材料在室溫和高溫(700°C)下的0.2%屈服強(qiáng)度 (Y. S.)。圖5顯示了實(shí)施例中的試驗(yàn)材料在室溫和高溫(700°C )下的伸長(zhǎng)率(E1.)。圖6顯示了實(shí)施例中的試驗(yàn)材料在室溫和高溫(700°C )下的拉伸強(qiáng)度(T. S.)。圖7顯示了實(shí)施例中的試驗(yàn)材料在室溫和高溫(700°C )下的斷面收縮率(R. A.)。圖8為顯示實(shí)施例中試驗(yàn)材料的夏氏吸收能(Charpy absorbed energy)的值的 圖。
具體實(shí)施例方式下面將說(shuō)明本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方案。合金的組成下面將說(shuō)明限制本發(fā)明合金組成的原因。在以下說(shuō)明中，所有含量值均按照質(zhì)量％或質(zhì)量ppm提供。C :0· 005 0. 15%C與Ti結(jié)合以形成TiC，并與Cr和Mo結(jié)合以形成M6C、M7C3和M23C6型的碳化物。 C抑制合金晶粒增大，還有助于提高高溫強(qiáng)度。而且，在晶界處析出適當(dāng)量的M6C和M23C6碳 化物，從而強(qiáng)化晶界。據(jù)此，C是本發(fā)明中的必需元素。當(dāng)C的含量為0.005%以上時(shí)，獲得 了那些效果。當(dāng)C的含量為0. 15%以下時(shí)，能夠確保析出強(qiáng)化所需要的Ti的量，并且能夠 減少在老化處理期間，在晶界處析出的Cr碳化物的量。因此，合金不會(huì)遭受晶界脆化，并且 能夠保持延展性。因此，將要添加C的量限制在0.005% 0. 15%的范圍內(nèi)?；谙嗤?原因，優(yōu)選的是，其下限和上限分別應(yīng)該為0. 01%和0. 08%。Cr:8 22%Cr是提高合金的耐氧化性、耐腐蝕性和強(qiáng)度所必需的元素。而且，Cr與C結(jié)合以 作為碳化物析出，從而提高了高溫強(qiáng)度。從使Cr產(chǎn)生這些效果的觀點(diǎn)來(lái)看，Cr的含量必 須為至少8%。然而，其含量太高會(huì)降低基體的穩(wěn)定性并促進(jìn)形成有害的TCP相如ο相和 α -Cr,從而導(dǎo)致對(duì)延展性和韌性產(chǎn)生不利影響。因此，將Cr的含量限制在8 22%的范圍 內(nèi)。基于相同的原因，優(yōu)選的是，其下限和上限分別應(yīng)該為10%和15%。其上限更優(yōu)選為 13%。Co:5 30%
在本發(fā)明中，Co是使W的分配系數(shù)接近于1，并從而大大提高不易產(chǎn)生偏析的性能 的必需元素，W的密度顯著不同于Ni的密度，并且W是發(fā)生條紋型偏析的原因。Co還可有 效地使析出強(qiáng)化元素如Al、Ti和Nb的分配系數(shù)接近于1。當(dāng)合金中Co的含量為5%以上 時(shí)，充分獲得了那些效果。當(dāng)其含量為30%以下時(shí)，能夠保持滿意的可鍛性，并且較少容易 產(chǎn)生稱作μ相(Laves相)的TCP相。因此，這種合金能夠在高溫下具有穩(wěn)定的基體結(jié)構(gòu)， 并保持滿意的高溫結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。因此，將Co的含量限制在5 30%的范圍內(nèi)?；谙嗤?原因，優(yōu)選的是，其下限和上限應(yīng)該分別為10%和20%。Mo 等于或大于且小于9%Mo不僅作為在基體中主要形成固溶體以強(qiáng)化基體自身的固溶體強(qiáng)化元素是有效 的，而且在Y'相中形成固溶體并置換存在于所述Y ‘相的Al位點(diǎn)處的Al，從而提高所 述Y'相的穩(wěn)定性。因此，Mo在提高高溫強(qiáng)度和提高結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性方面是有效的。當(dāng)Mo 的含量為以上時(shí)，充分獲得了這些效果。當(dāng)其含量小于9%時(shí)，較少容易產(chǎn)生稱作μ相 (Laves相)的TCP相。因此，這種合金能夠在高溫下具有穩(wěn)定的基體結(jié)構(gòu)，并保持滿意的高 溫結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。因此，將Mo的含量限制在等于或大于且小于9%的范圍內(nèi)?；谙嗤?的原因，優(yōu)選的是，其下限和上限應(yīng)該分別為3.0%和7.0%。W:5 21%與Mo類似，W不僅作為在基體中形成固溶體以強(qiáng)化基體自身的固溶體強(qiáng)化元素是 有效的，而且在Y'相中形成固溶體置換存在于所述Y ‘相的Al位點(diǎn)處的Al，從而提高所 述Y'相的穩(wěn)定性。因此，W在提高高溫強(qiáng)度和提高結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性方面是有效的。而且，W 還具有降低熱膨脹系數(shù)的效果。只要W的含量合適，就不會(huì)發(fā)生TCP相的析出，因此不會(huì)損 害結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。然而，其含量太高會(huì)導(dǎo)致α-W的析出，這不僅會(huì)降低結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性，還會(huì)大大 損害熱加工性能。因此，將W的含量限制在5 21%的范圍內(nèi)。基于相同的原因，優(yōu)選的 是，其下限和上限應(yīng)該分別為7.0%和15.0%。Α1:0·1 2.0%Al與Ni結(jié)合以析出、‘相，從而有助于合金的強(qiáng)化。在Al的含量小于0. 的 情況下，不能獲得充分的析出強(qiáng)化。其含量太高使得在晶界處產(chǎn)生粗糙的Y'相聚集體， 這導(dǎo)致濃縮區(qū)域和無(wú)析出區(qū)域，從而導(dǎo)致高溫性能下降并使缺口敏感性劣化。因此，大大降 低了機(jī)械性能。另外，其含量過(guò)高會(huì)導(dǎo)致熱加工性能下降以及可鍛性變差。因此，將Al的 含量限制在0. 1 2.0%的范圍內(nèi)?；谙嗤脑?，優(yōu)選的是，其下限和上限應(yīng)該分別為 0. 5%和 1. 5%。Ti :0· 3 2. 5%Ti不僅主要用來(lái)形成MC碳化物并抑制合金晶粒的增大，而且跟Al類似，與Ni結(jié) 合以析出Y ‘相，從而有助于合金的強(qiáng)化。從充分獲得該功能的觀點(diǎn)來(lái)看，Ti的含量必須 在0.3%以上。然而，其含量太高會(huì)降低Y'相的高溫穩(wěn)定性并產(chǎn)生η相析出，從而導(dǎo)致 強(qiáng)度、延展性、韌性和長(zhǎng)期結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性下降。因此，將Ti的含量限制在0. 3 2. 5%的范圍 內(nèi)?；谙嗤脑颍瑑?yōu)選的是，其下限和上限應(yīng)該分別為0. 5%和2. 0%。Nb+l/2Ta ^ 1. 5%Nb和Ta為與Al和Ti類似的析出強(qiáng)化元素，并且析出、“相，從而有助于合金強(qiáng) 化。因此，根據(jù)需要來(lái)引入Nb和Ta。然而，大量引入Nb和Ta易于導(dǎo)致金屬間化合物的析出如Laves相和ο相，這會(huì)大大損害結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。因此，根據(jù)需要引入的Nb和Ta的含量 按照Nb+l/2Ta的值換算為1. 5%以下?；谌缟鲜鱿嗤脑?，優(yōu)選的是，其含量的上限按照Nb+l/2Ta的值換算為 1. 0%以下。從充分獲得所述功能的觀點(diǎn)來(lái)看，所述Nb+l/2Ta的值優(yōu)選為0. 1 %以上，更優(yōu) 選0. 2%以上。B :0· 015% 以下B在晶界處偏析，從而有助于高溫性能。因此，根據(jù)需要來(lái)引入B。然而，其引入的 量太大易于導(dǎo)致硼化物的形成，這導(dǎo)致晶界脆化，而不是強(qiáng)化。因此，根據(jù)需要引入的B的 含量為0. 015%以下。從充分獲得所述功能的觀點(diǎn)來(lái)看，優(yōu)選的是，所述合金中B的含量應(yīng) 該為0. 0005%以上?；谌缟鲜鱿嗤脑颍浜康纳舷迌?yōu)選為0. 01%。Zr:0.2% 以下與B類似，&在晶界處偏析，從而有助于高溫性能。因此，根據(jù)需要來(lái)引入&。然 而，其引入的量太大會(huì)降低合金的熱加工性能。因此，根據(jù)需要引入的&的含量為0.2%以 下。從充分獲得所述功能的觀點(diǎn)來(lái)看，優(yōu)選的是，合金中ττ的含量應(yīng)該為0. 001%以上，更 優(yōu)選0. 02 %以上?；谌缟鲜鱿嗤脑?，其含量的上限優(yōu)選為0. 08 %。Hf:0.8% 以下與B和&類似，Hf在晶界處偏析，從而有助于高溫性能。因此，根據(jù)需要來(lái)引入 Hf。然而，其引入的量太大會(huì)降低合金的熱加工性能。因此，根據(jù)需要引入的Hf的含量為 0. 8%以下。從充分獲得所述功能的觀點(diǎn)來(lái)看，優(yōu)選的是，合金中Hf的含量應(yīng)該為0. 05%以 上，更優(yōu)選0. 以上的量?；谌缟鲜鱿嗤脑颍浜康纳舷迌?yōu)選為0.5%。Mg :0. 01% 以下Mg具有主要與S結(jié)合以形成硫化物并提高熱加工性能的效果。因此，根據(jù)需要來(lái) 引入Mg。然而，其引入的量太大會(huì)導(dǎo)致晶界脆化，而不是強(qiáng)化，并且大大降低熱加工性能。 因此，將Mg的含量限制在最高0. 01 %的范圍內(nèi)。從充分獲得所述功能的觀點(diǎn)來(lái)看，優(yōu)選的 是，Mg的含量應(yīng)該為0. 0005%以上。其余Ni和不可避免的雜質(zhì)本發(fā)明Ni基合金的其余包含Ni和不可避免的雜質(zhì)。所述不可避免的雜質(zhì)的實(shí)例 包括Si、Mn、P、S、0和N。所述各種不可避免的雜質(zhì)的允許含量?jī)?yōu)選為如下Si 最高0.3%; Mn:最高 0.2% ；P 最高 0.01% ；S 最高 0. 005% ；0 最高 30ppm 以及 N 最高 60ppm。Si的含量太高會(huì)降低合金的延展性并損害不易產(chǎn)生偏析的性能。因此，優(yōu)選將Si 的含量限制為0. 3%以下。其含量更優(yōu)選小于0. 1%，還更優(yōu)選小于0. 05%。制造方法通過(guò)普通方法能夠制造錠形式的本發(fā)明的Ni基合金，并且制造方法不受特殊限 制。然而，優(yōu)選的是，本發(fā)明的合金應(yīng)該含有盡可能少的雜質(zhì)如Si、Mn、P、S、0和N。因此， 優(yōu)選使用合適的熔化方法，如使用VIM和ESR方法的所謂的雙重熔化法或使用VIM、ESR和 VAR方法的所謂的三重熔化法。通常，對(duì)制造的Ni基合金錠進(jìn)行熱鍛，從而破壞鑄造結(jié)構(gòu)，通過(guò)壓力結(jié)合來(lái)消除 內(nèi)部空隙并擴(kuò)散偏析的成分。在本發(fā)明中，用于熱鍛的條件不受特殊限制，例如能夠以普通 方法進(jìn)行所述熱鍛。
在熱鍛之后，將所述合金加熱至重結(jié)晶溫度以上以進(jìn)行溶液處理。這種溶液處理 能夠在例如1000 1250°C下進(jìn)行。關(guān)于溶液處理的時(shí)間周期，可根據(jù)材料的尺寸和形狀等 來(lái)設(shè)定合適的周期。在本發(fā)明中，能夠使用已知的加熱爐來(lái)進(jìn)行所述溶液處理，并且加熱方 法和加熱裝置不受特殊限制。在溶液處理之后，通過(guò)例如空氣冷卻來(lái)冷卻所述合金。在溶液處理之后，使用已知的加熱爐等進(jìn)行第一老化處理。在700°C 1000°C的 溫度下進(jìn)行這種老化處理。在本發(fā)明中，關(guān)于加熱至老化處理的溫度，加熱速率不受特殊限 制。在所述第一老化處理之后，進(jìn)行第二老化處理?？蛇B續(xù)實(shí)施所述第一和第二老化處理。 或者，可在使所述合金暫時(shí)達(dá)到室溫之后實(shí)施所述第二老化處理。關(guān)于在使合金達(dá)到室溫 之后要實(shí)施的第二老化處理，可以使用相同的加熱爐等，或能夠使用另一個(gè)加熱爐等。優(yōu)選地，在從所述第一老化處理至第二老化處理期間，應(yīng)該通過(guò)隨爐冷卻、風(fēng)扇冷 卻等來(lái)冷卻所述合金，并接著進(jìn)行所述第二老化處理。冷卻速率優(yōu)選為20°C /小時(shí)以上。第二老化處理之后的冷卻速率不受特殊限制，并且可以在空氣中使合金冷卻或者 能夠通過(guò)強(qiáng)制冷卻等來(lái)冷卻所述合金。盡管可以以上述方式來(lái)進(jìn)行本發(fā)明方法中的第一和 第二老化處理，但是這并不旨在排除任意后續(xù)老化處理。能夠根據(jù)需要來(lái)進(jìn)行第三和后續(xù) 老化處理。實(shí)施例接下來(lái)說(shuō)明本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方案。對(duì)分別具有表1中所示的化學(xué)組成的約IOOg的各種試驗(yàn)材料進(jìn)行相同的單向凝 固試驗(yàn)，以從底部單向凝固所述材料，所述單向凝固試驗(yàn)為如同文獻(xiàn)(日本製鋼所技報(bào)，第 54期(1998年8月)，“Ni基超合金^偏析出現(xiàn)機(jī)構(gòu)(Ni基高溫合金中的偏析機(jī)理)“， 第106頁(yè))中所述的試驗(yàn)。即，使用立式電阻爐進(jìn)行該試驗(yàn)。這種試驗(yàn)爐包括裝備有加熱 元件的爐體，并且所述爐體具有升降機(jī)，從而能夠在試驗(yàn)期間改變所述爐體的垂直位置。在 所述試驗(yàn)中，將約IOOg的各種試驗(yàn)材料放入塔曼(Tammarm)管中，并對(duì)該管進(jìn)行設(shè)置使得 處于熔融狀態(tài)中的試驗(yàn)材料的表面位于均熱區(qū)的最低區(qū)域。即，對(duì)所述試驗(yàn)材料進(jìn)行布置， 使得在垂直方向上具有溫度梯度。對(duì)溫度進(jìn)行設(shè)置，從而使得即使在其中試驗(yàn)材料具有最 低溫度的坩堝最底部，也能充分熔化所述試驗(yàn)材料。在氬氣氣氛(流速為500cc/分鐘) 中，在爐體內(nèi)加熱所述試驗(yàn)材料。在確定全部試驗(yàn)材料都已經(jīng)熔化之后，將受控溫度降低約 500C，并在約Imm/分鐘的速率下將爐體升高20 30mm。這種操作使得所述試驗(yàn)材料的底 部離開均熱區(qū)，從而從底側(cè)向上單向凝固所述試驗(yàn)材料。在完成上升之后，立即在相同速率 下將爐體降低5mm，從而在凝固前沿獲得平滑的界面。在完成下降之后，打開爐蓋，并將所述 試驗(yàn)材料與坩堝一起取出，并立即引入水中以進(jìn)行急冷凝固。垂直切割得到的試驗(yàn)材料，并腐蝕切割表面以確定界面。之后，對(duì)該試驗(yàn)材料進(jìn)行 EPMA線分析，以確定固相部分和液相部分的濃度，并計(jì)算平衡分配系數(shù)值。從得到的平衡分 配系數(shù)值來(lái)計(jì)算熔融金屬基體的密度和熔融金屬濃縮部分的密度，并確定熔融金屬基體與 熔融金屬濃縮部分之間的密度差△ P。熔融金屬基體與熔融金屬濃縮部分之間的密度差 Δ P顯示了合金偏析的趨勢(shì)。Δ ρ值越小，則合金偏析越少。將因此確定的Δ ρ值與被 當(dāng)作是1的比較材料13號(hào)的值進(jìn)行比較。將這種比較評(píng)價(jià)的結(jié)果示于圖1中。從圖1中可明顯發(fā)現(xiàn)以下情況。在比較材料(13號(hào) 16號(hào))中，熔融金屬基體與 熔融金屬濃縮部分之間的密度差隨著W量的增大而增大。然而，在本發(fā)明材料(1號(hào) 12
8號(hào))中，Δ ρ的值隨著Co量的增大而降低，與W的含量無(wú)關(guān)。另一方面，通過(guò)向無(wú)W的比較 材料(13號(hào))中添加Co而得到的比較材料(17號(hào) 20號(hào))幾乎具有相同的Δ ρ值。艮口， 很明顯，通過(guò)向含W的Ni基高溫合金中添加Co，能夠降低Δ ρ值并能夠使得合金不易發(fā)生 偏析。
權(quán)利要求
一種具有優(yōu)良的不易產(chǎn)生偏析的性能的Ni基高溫合金，其包含0.005～0.15質(zhì)量％的C，8～22質(zhì)量％的Cr，5～30質(zhì)量％的Co，等于或大于1質(zhì)量％且小于9質(zhì)量％的Mo，5～21質(zhì)量％的W，0.1～2.0質(zhì)量％的Al，0.3～2.5質(zhì)量％的Ti，最高0.015質(zhì)量％的B，和最高0.01質(zhì)量％的Mg，其余包含Ni和不可避免的雜質(zhì)。
2.如權(quán)利要求1所述的具有優(yōu)良的不易產(chǎn)生偏析的性能的M基高溫合金，還包含最高 0. 2質(zhì)量％的rLx和最高0. 8質(zhì)量％的Hf中的一種或兩種。
3.如權(quán)利要求1或2所述的具有優(yōu)良的不易產(chǎn)生偏析的性能的M基高溫合金，還包含 Nb和Ta中的一種或兩種，所述Nb和Ta的總量使得Nb+l/2Ta ^ 1. 5質(zhì)量％。
4.如權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的具有優(yōu)良的不易產(chǎn)生偏析的性能的M基高溫合 金，其中所述M基高溫合金用作用于發(fā)電機(jī)構(gòu)件的鍛鋼或發(fā)電機(jī)構(gòu)件的鑄鋼的材料。
全文摘要
本發(fā)明的目的是在制造包含Ni基高溫合金的材料時(shí)，減少條紋型偏析的發(fā)生。本發(fā)明涉及一種具有優(yōu)良的不易產(chǎn)生偏析的性能的Ni基高溫合金，其特征在于，包含0.005～0.15質(zhì)量％的C、8～22質(zhì)量％的Cr、5～30質(zhì)量％的Co、等于或大于1質(zhì)量％且小于9質(zhì)量％的Mo、5～21質(zhì)量％的W、0.1～2.0質(zhì)量％的Al、0.3～2.5質(zhì)量％的Ti、最高0.015質(zhì)量％的B和最高0.01質(zhì)量％的Mg，其余包含Ni和不可避免的雜質(zhì)。
文檔編號(hào)C22C19/05GK101946015SQ20098010514
公開日2011年1月12日 申請(qǐng)日期2009年2月13日 優(yōu)先權(quán)日2008年2月13日
發(fā)明者中野隆, 前田榮二, 大崎智, 山本隆一, 梶川耕司, 角屋好邦, 高橋達(dá)也 申請(qǐng)人:株式會(huì)社日本制鋼所;三菱重工業(yè)株式會(huì)社