CN105283574A

CN105283574A - Ni基超耐热合金及其生产方法

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Publication number: CN105283574A
Application number: CN201480030177.4A
Authority: CN
Inventors: 佐藤顺; 小林信一; 上野友典; 大野丈博; 青木宙也; 下平荣史
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2013-03-28
Filing date: 2014-03-25
Publication date: 2016-01-27
Anticipated expiration: 2034-03-25
Also published as: CN105283574B; EP3431625A1; WO2014157144A1; US20160108506A1; JP5652730B1; JPWO2014157144A1; EP2980258B1; EP3431625B1; US9903011B2; EP2980258B8; EP2980258A1; EP2980258A4

Abstract

Ni基超耐热合金的生产方法，其包括：提供待热加工材料的步骤，其中待热加工材料具有包括以下的化学组成：以质量计的0.001至0.05％的C、1.0至4.0％的Al、4.5至7.0％的Ti、12至18％的Cr、14至27％的Co、1.5至4.5％的Mo、0.5至2.5％的W、0.001至0.05％的B、0.001至0.1％的Zr、以及由Ni和不可避免杂质构成的余量；将待热加工材料加热至落在1130至1200℃的范围内的温度至少2小时的步骤；以0.03℃/秒以下的冷却速度将在前述加热步骤中已被加热的待热加工材料冷却至等于或低于进行热加工的温度的步骤；和前述冷却步骤之后进行待热加工材料的热加工的步骤。由该生产方法生产的Ni基超耐热合金具有平均粒径为500nm以上的一次γˊ相。

Description

Ni基超耐热合金及其生产方法

技术领域

本发明涉及Ni基超耐热合金(Ni-basedheat-resistantsuperalloy)及其生产方法。

背景技术

包含大量合金元素如Al和Ti的γ'(伽玛撇)相析出强化型Ni基合金已应用于航空发动机和发电用燃气轮机的耐热构件中。

特别地，涡轮组件中的涡轮盘需要高强度和高依赖性，已应用Ni基锻造合金。术语"锻造合金"用来与术语"铸造合金"相对，"铸造合金"是使用其铸造凝固结构的合金的术语，并且是通过由熔融凝固获得的锭(ingot)的热加工工序以使锭具有期望的组件形状而生产的材料。归因于热加工，将粗大且非均质的铸造凝固结构转化为微细且均质的锻造结构，从而改进机械特性如拉伸强度和疲劳特性。然而，如果太多的其为强化相的γ'相存在于结构中，可能变得难以进行以冲锻(pressforging)为代表的热加工，将引起生产期间的缺陷。为了防止它，锻造合金的组成的如有助于强化的Al和Ti的成分的含量通常有限地大于不进行热加工的铸造合金的含量。可提到Udimet720Li("Udimet"为SpecialMetalsCorporation的注册商标)作为目前具有最高强度的涡轮盘材料，并且该材料中，Al和Ti的量分别为2.5质量％和5.0质量％。

为了改进材料强度，已实施通过使用粉末冶金法生产Ni基合金的工序来代替常规的锭熔融工序。与通过熔融锻造法获得的合金相比，根据该方法，合金组成可包括较大量的上述强化元素。然而，为了防止杂质污染，进行生产工序的高水平管理是不可避免的，因此，生产成本高，结果，该生产方法用于有限的用途。

如上所述，用于涡轮盘的锻造合金具有同时实现高强度和高热加工性的显著问题，因此，已开发可解决该问题的合金组成和生产方法。

例如，WO2006/059805A公开了通过常规的熔融锻造法可生产的高强度合金。该合金的组成包含量比Udimet720Li的组成大的Ti，并另外包含大量的Co，因此提高其结构的稳定性并使其能够被热加工。

已存在通过生产方法改进热加工性的另一尝试。"第11届超合金国际研讨会论文集"(TMS,2008),pp.311-316，公开了与Udimet720Li的锻造构件有关的实验报告，其中当材料从1,110℃的升高温度冷却时随着冷却速度降低更加改进热加工性。

现有技术文献

专利文献

[专利文献1]WO2006/059805A

非专利文献

[非专利文献1]"第11届超合金国际研讨会论文集"(TMS,2008),pp.311-316

发明内容

发明要解决的问题

上述专利文献中公开的合金具有作为锻造合金的非常优异的特性，但是其中可加工的温度范围窄，因此，每次工序中必须以小加工量热加工合金，结果，推测生产工序中必须多次重复加工和再加热。如果改进热加工性，可减少生产所需的时间和能量。另外，可获得具有接近最终产品的形状的合金材料，从而还改进材料的产量。

此外，尽管上述非专利文献中公开的通过改变热处理条件来改进热加工性这样的知识是重要的，但是非专利文献的评价为在经历热加工后结构已均质化的材料的评价。在这些情况下，仍期望在更难以进行加工的初期加工阶段、即在热加工具有非均质的铸造凝固结构的锭的阶段改进热加工性的方法。

本发明的目的为提供具有足够用于航空发动机和发电用燃气轮机的高强度、并具有优良的热加工性的Ni基超耐热合金，和其生产方法。

用于解决问题的方案

本发明的发明人已检查具有各种结构的合金的生产方法，并发现通过选择适当的加热工序并控制其为强化相的γ'相的粒径可显著改进热加工性。

根据本发明的一个方面，提供Ni基超耐热合金的生产方法，该方法包括以下步骤：提供具有由以质量计的0.001至0.05％的C、1.0至4.0％的Al、4.5至7.0％的Ti、12至18％的Cr、14至27％的Co、1.5至4.5％的Mo、0.5至2.5％的W、0.001至0.05％的B、0.001至0.1％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成的待热加工材料；在具有1,130至1,200℃的范围的温度下加热待热加工材料至少2小时；以至多0.03℃/秒的冷却速度将通过加热步骤加热的待热加工材料冷却至热加工温度以下；和冷却步骤后将待热加工材料进行热加工。

该方法可进一步包括在冷却步骤后或冷却步骤期间，在具有950至1,160℃的范围、并比第一加热步骤进行的温度低的温度下加热待热加工材料至少2小时的第二加热步骤。

待热加工材料可具有以下组成：由以质量计的0.005至0.04％的C、1.5至3.0％的Al、5.5至6.7％的Ti、13至16％的Cr、20至27％的Co、2.0至3.5％的Mo、0.7至2.0％的W、0.005至0.04％的B、0.005至0.06％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成。

待热加工材料可具有由以质量计的0.005至0.02％的C、2.0至2.5％的Al、6.0至6.5％的Ti、13至14％的Cr、24至26％的Co、2.5至3.2％的Mo、1.0至1.5％W、0.005至0.02％的B、0.010至0.04％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成。

根据本发明的另一方面，提供具有由以质量计的0.001至0.05％的C、1.0至4.0％的Al、4.5至7.0％的Ti、12至18％的Cr、14至27％的Co、1.5至4.5％的Mo、0.5至2.5％的W、0.001至0.05％的B、0.001至0.1％Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成，并具有平均粒径为至少500nm的一次γ'相的Ni基超耐热合金。

一次γ'相的平均粒径优选至少1μm。

Ni基超耐热合金可具有由以质量计的0.005至0.04％的C、1.5至3.0％的Al、5.5至6.7％的Ti、13至16％的Cr、20至27％的Co、2.0至3.5％的Mo、0.7至2.0％的W、0.005至0.04％的B、0.005至0.06％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成。

Ni基超耐热合金可具有由以质量计的0.005至0.02％的C、2.0至2.5％的Al、6.0至6.5％的Ti、13至14％的Cr、24至26％的Co、2.5至3.2％的Mo、1.0至1.5％的W、0.005至0.02％的B、0.010至0.04％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成。

根据本发明的另一方面，提供Ni基超耐热合金的生产方法，该方法包括以下步骤：将具有由以质量计的0.001至0.05％的C、1.0至4.0％的Al、4.5至7.0％Ti、12至18％的Cr、14至27％的Co、1.5至4.5％的Mo、0.5至2.5％的W、0.001至0.05％的B、0.001至0.1％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成的锭在具有800至1,125℃的范围的热加工温度下加热并将所得锭以1.1至2.5的热加工比进行第一热加工(firsthotworking)以提供热加工材料；在高于第一热加工时进行的温度、并低于γ'相固溶温度(solvustemperature)的温度范围内将热加工材料再加热以提供再加热材料；以至多0.03℃/秒的冷却速度将再加热材料冷却至具有700至1,125℃的范围的温度；和冷却步骤后进行第二热加工。

锭可具有由以质量计的0.005至0.04％的C、1.5至3.0％的Al、5.5至6.7％的Ti、13至16％的Cr、20至27％的Co、2.0至3.5％的Mo、0.7至2.0％的W、0.005至0.04％的B、0.005至0.06％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成。

锭可具有由以质量计的0.005至0.02％的C、2.0至2.5％的Al、6.0至6.5％的Ti、13至14％的Cr、24至26％的Co、2.5至3.2％的Mo、1.0至1.5％的W、0.005至0.02％的B、0.010至0.04％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成。

再加热步骤的温度可具有1,135℃至1,160℃的范围。

发明的效果

根据本发明，如果使用现有技术难以进行长时间热加工并且热加工需要大量能量的高强度合金的热加工性可通过适当管理其生产时的素材(stock)的温度来改进，从而可提供具有足够用于航空发动机和发电用燃气轮机等的高强度、并具有优良的热加工性的Ni基超耐热合金，和其生产方法。

另外，根据本发明，与常规生产方法相比，可减少加工所需的能量和时间，从而可改进材料的产量。此外，本发明的合金具有比常规使用的合金高的强度，因此，如果本发明的合金用于上述热力发动机(heatengine)，可增加发动机的操作温度，因此，期望本发明的合金有助于增加热力发动机的效率。

此外，热加工的目的在于通过反复加热并加工非均质铸造结构并另外赋予材料形状来获得均质的再结晶结构。然而，具有上述组成的Ni基超耐热合金具有非常高的强度，因此，即使应变(strain)量小在加工期间仍易于发生裂纹(cracks)和瑕疵(laps)，因此，难以赋予再结晶所需的应变量，结果无法连续进行加工。根据本发明，在此类高强度构件中，适当管理素材温度，另外，管理生产期间的变形量，从而可实现优良的热加工性。

附图说明

[图1]图1为示出根据本发明的Ni基超耐热合金的实施例和比较例的金属结构的两张电子显微镜照片。

[图2]图2为示出根据本发明的Ni基超耐热合金的实施例的金属结构的电子显微镜照片。

[图3]图3为示出根据本发明的Ni基超耐热合金的实施例的金属结构的电子显微镜照片。

[图4]图4为示出根据本发明的Ni基超耐热合金的实施例的金属结构的电子显微镜照片。

[图5]图5为示出根据本发明的Ni基超耐热合金的实施例的金属结构的电子显微镜照片。

[图6]图6为示出Ni基超耐热合金的比较例的金属结构的电子显微镜照片。

[图7]图7为示出根据本发明的Ni基超耐热合金的实施例的金属结构的电子显微镜照片。

具体实施方式

以下将描述根据本发明的Ni基超耐热合金及其生产方法的实施方案。

首先，关于Ni基超耐热合金的待热加工材料或锭的组成中的合金元素，将描述合金元素各自的含量范围及其原因。含量范围基于质量％。

C：0.001至0.05％

C具有增加晶界(grainboundary)强度的效果。该效果通过0.001％以上的含量来显示，但是如果C的含量过高，形成粗大的碳化物，从而可劣化强度和热加工性。因此，C的含量的上限为0.05％。C的含量范围优选0.005至0.04％，更优选0.005至0.02％。

Cr：12至18％

Cr为改进耐氧化性和耐腐蚀性的元素。为了获得该效果，其含量为12％以上是必要的。如果Cr的含量过高，形成脆化相(embrittledphase)如σ相，从而可劣化强度和热加工性，因此Cr的含量的上限为18％。Cr的含量范围优选13至16％，更优选13至14％。

Co：14至27％

Co改进结构稳定性，并且如果合金包含大量的强化元素Ti，能够维持合金的热加工性。为了获得该效果，Co的含量为14％以上是必要的。热加工性随着Co含量的增加而改进。然而，如果Co的含量过高，形成有害相(detrimentalphases)如σ相或η相，从而可劣化强度和热加工性，因此Co的含量的上限为27％。从强度和热加工性二者的观点，Co的含量范围优选20至27％，更优选24至26％。

Al：1.0至4.0％

Al为形成其为强化相的γ'(Ni₃Al)相的必需元素，并改进高温强度。为了获得该效果，Al的含量为至少1.0％是必须的，但是如果加入过大量的Al，可劣化热加工性，其可引起材料缺陷如加工期间的裂纹。因此，Al的含量限制在1.0至4.0％的范围内。Al的含量范围优选1.5至3.0％，更优选2.0至2.5％。

Ti：4.5至7.0％

类似于Al，Ti为形成γ'相、固溶强化γ'相从而增加高温强度的必需元素。为了获得该效果，Ti的含量为至少4.5％是必须的；然而，如果加入过大量的Ti，则γ'相的温度变高且γ'相可变得不稳定，晶粒(grains)可粗大化，可形成有害相如η(宜塔)相，从而损害热加工性。因此，Ti的含量的上限为7.0％。Ti的含量范围优选5.5至6.7％，并且更优选6.0至6.5％。

Mo：1.5至4.5％

Mo具有有助于基体(matrix)的固溶强化和改进高温强度的效果。为了获得该效果，Mo的含量为1.5％以上是必须的，但是如果Mo的含量过高时，形成金属间化合物相，其可损害高温强度。因此，Mo的含量的上限为4.5％。Mo的含量范围优选2.0至3.5％，更优选2.5至3.2％。

W：0.5至2.5％

类似于Mo，W为有助于基体的固溶强化的元素，并且W的含量为0.5％是必须的。如果W的含量过高，形成有害的金属间化合物相，其可损害高温强度。因此，W的含量的上限为2.5％。W的含量范围优选0.7至2.0％，并且更优选1.0至1.5％。

B：0.001至0.05％

B为改进晶界强度(grainboundarystrength)和改进抗蠕变强度和延性的元素。为了获得该效果，B的含量为至少0.001％是必须的。与之相对，B具有降低熔点的强效果。此外，如果形成任何粗大的炭化物，则抑制加工性。因此，控制B的含量以使不超过0.05％是必须的。B的含量范围优选0.005至0.04，并且更优选0.005至0.02％。

Zr：0.001至0.1％

类似于B，Zr具有改进晶界强度的效果，并且为了获得该效果，Zr的含量为至少0.001％是必须的。与之相对，如果Zr的含量过高，熔点可降低，从而可劣化高温强度并且可抑制热加工性。因此，Zr的含量的上限为0.1％。Zr的含量范围优选0.005至0.06％，更优选0.010至0.04％。

Ni基超耐热合金或待热加工材料或锭的组成中，除了上述元素的部分以外的部分包括Ni和不可避免的杂质。

接下来，关于根据本发明的Ni基超耐热合金的生产方法的实施方案，将描述其各步骤和条件。

1.生产方法的第一实施方案

制备步骤

具有上述组成的待热加工材料可通过其为Ni基超耐热合金的常规生产方法真空熔融来生产。通过该方法，可抑制活性元素如Al和Ti的氧化，从而可减少夹杂物(inclusion)。为了获得较高级别的锭，可进行两次或三次熔融如电渣重熔(electroslagremelting)和真空电弧重熔(vacuumarcremelting)。

熔融之后通过加工如锤锻(hammerforging)、冲锻、压延(rolling)和挤出已预先加工的中间材料可用作待热加工材料。

第一加热步骤

第一加热步骤通过缓解铸造期间可发生的凝固偏析(solidificationsegregation)能够改进热加工性。另外，该第一加热步骤具有通过固溶化析出物如γ'相来软化材料的效果。第一加热步骤还具有如果待热加工材料为中间材料，由预先加工赋予的加工应变通过第一加热步骤消除，从而可容易进行随后的加工这样的效果。

这些效果通过将材料保持在1,130℃以上而变得显著，该温度为原子活跃地扩散在材料中的温度。如果第一加热步骤中的保持温度过高，将有可能发生部分熔融，其可引起随后的热加工期间的裂纹，因此，保持温度的上限为1,200℃。保持温度的下限优选1,135℃，更优选1,150℃。保持温度的上限优选1,190℃，更优选1,180℃。

为了获得上述效果，保持时间为至少2小时是必须的。保持时间的下限为优选4小时，根据待热加工材料的体积更优选10小时，并且更优选20小时。不特别限制保持时间的上限；然而，如果保持时间超过48小时，效果可饱和，并且可生成抑制本发明的特性的因素如结晶粒(γmatrixgrains(γ基体晶粒))的粗大化，为了防止它们，保持时间可为48小时。

冷却步骤

上述第一加热步骤中，γ'相固溶在基体中，并且如果在加热后进行的冷却处理中，冷却速度快，微细的γ'相可析出，从而可显著劣化热加工性。为了防止它，以至多0.03℃/秒的冷却速度将材料冷却至预定的热加工温度以下是必须的。该冷却期间使得γ'相生长，因此，可抑制微细γ'相的析出以获得优良的热加工性。

随着冷却速度降低，γ'相生长越多并且粒径变得越大，因此，冷却速度变得越低，改进热加工性越有利。冷却速度优选至多0.02℃/秒，并且更优选至多0.01℃/秒。不通过下限来特别限制冷却速度；然而，为了防止结晶粒的粗大化，冷却速度的下限可设定为0.001℃/秒。

考虑到生产工序的效率，期望在至多0.03℃/秒的冷却速度冷却材料直至达到预定的热加工温度，并在该状态下进行热加工；然而，本发明不限于此。具体地，可通过将材料冷却至室温然后将材料温度再次升高至预定的热加工温度来进行热加工。该步骤中，从预定的热加工温度至室温的冷却速度可为如上所述的至多0.03℃/秒的冷却速度，或者可选地，可高于限定的冷却速度。

热加工步骤

经历过上述步骤之后，Ni基超耐热合金具有粗大析出的γ'相，因此改进材料本身的热加工性。因此，不管加工方法仍可获得优良的热加工性。热加工方法的实例包括锻造如锤锻、冲锻、压延和挤出。作为获得用于航空发动机和燃气涡轮盘的材料的加工方法，可采用热模锻造(hot-dieforging)和超塑性锻造(superplasticforging)。热加工步骤期间的温度范围优选1,000至1,100℃。

第二加热步骤

根据本发明的生产方法中，在上述冷却处理后或冷却处理途中，可任选地进行其中将待热加工材料保持在低于第一加热步骤的保持温度的温度范围内、并且在950至1,160℃的范围内至少2小时的第二加热步骤。

第二加热步骤意欲使得冷却处理期间生长的γ'相进一步生长。通过在热加工之前进行第二加热步骤可获得优异的热加工性。为了获得该效果，优选的是将材料保持在上述温度下至少4小时。如果第二加热步骤的保持温度低于950℃，归因于扩散速度慢、γ'相可能不充分生长，因此，无法期望热加工性进一步改进。与之相对，如果保持温度超过1,160℃，则冷却处理中粗大析出的γ'相再次固溶(solutionized)。因此，无法期望热加工性进一步改进。保持温度的下限优选980℃，更优选1,100℃。保持温度的上限优选1,155℃，更优选1,150℃。另外，如果保持时间小于2小时，γ'相的进一步生长变得不充分。因为第二加热步骤意欲实现γ'相的进一步生长，所以不特别限定保持时间的上限。然而，考虑到第二加热步骤中生长的γ'相的大小和生产性，保持时间实际上可为约5至60小时。

在比第一加热步骤中应用的温度低的温度下进行第二加热步骤。例如，第二加热步骤的温度比第一加热步骤的温度低10℃以上，更优选低30℃以上。如果第二加热步骤的保持温度高于预定的热加工温度，则以至多0.03℃/秒的冷却速度将材料冷却至预定的热加工温度。另外，不仅可在已冷却至冷却处理中预定的热加工温度的待热加工材料上，而且可在已冷却至热加工温度以下或已冷却至室温的待热加工材料上进行第二加热步骤。此外，还可在已冷却至高于冷却处理中预定的热加工温度的温度的待热加工材料上进行第二加热步骤。在这种情况下，以至多0.03℃/秒的冷却速度将经历第二加热步骤的待热加工材料冷却至预定的热加工温度，并且连续进行冷却处理。

在通过进行上述制备步骤、第一加热步骤和冷却处理获得的Ni基超耐热合金中，使得冷却期间析出的γ'相(一次γ'相)生长，因而获得优良的热加工性。具有优良的热加工性的Ni基超耐热合金获得了经历冷却处理后获得的特征金属结构。具体地，具有优良的热加工性的Ni基超耐热合金获得其中可析出500nm以上的一次γ'相的结构。更优选地，Ni基超耐热合金获得其中可析出1μm以上的一次γ'相的结构。参考下述实施例将更详细地描述该特征金属结构。

2.生产方法的第二实施方案

制备步骤

具有用于本实施方案的上述组成的锭可类似于其它Ni基超耐热合金通过真空熔融来获得。因此，可抑制活性元素如Al和Ti的氧化并且可减少夹杂物。为了获得较高级别的锭，可进行两次或三次熔融如电渣重熔和真空电弧重熔。

通过熔融获得的锭可经历均质化热处理(homogenizationheattreatment)以减少抑制热加工性的凝固偏析。对于均质化热处理，锭可保持在从1,130至1,200℃的温度范围内2小时以上然后缓慢冷却以形成粗大的γ'相。

如果在上述均质化热处理后的缓慢冷却期间γ'相未充分生长，为了进一步粗大化γ'相并改进热加工性，锭在从950至1,160℃的温度范围内经历均质化热处理2小时以上，被加热的锭可以以至多0.03℃/秒的冷却速度进行第二加热步骤。

第一热加工步骤

进行第一热加工步骤，其中将上述锭热加工以获得热加工材料。该步骤中热加工的温度在800至1,125℃的范围内。将温度控制在800至1,125℃的范围内以使其为强化相的γ'相在母相中部分固溶，从而减少材料的耐变形性。如果温度低于800℃，材料的耐变形性高，因此，无法获得充分高的热加工性。与之相对，如果温度高于1,125℃，可能发生部分熔融。该步骤中热加工的温度的下限优选900℃，更优选950℃。该步骤中热加工的温度的上限优选1,110℃，更优选1,100℃。

常规的Ni基超耐热合金如Waspaloy(注册商标)和718合金的锭中，例如，归因于热加工步骤的加工期间或在加工后进行的加工温度范围下的保持期间的再结晶化而消除应变，因而可连续进行加工，但是在具有如本实施方案所示的组成的锭中，几乎不发生在上述热加工的温度范围内的再结晶，因而无法期望加工性恢复(restored)。因此，为了引起后续的再加热步骤中的再结晶，在该步骤中在1.1至2.5的范围的热加工比下使锭变形。术语"热加工比"指通过将与在热加工如锻造进行之前材料延伸的方向垂直的方向的材料的断面积除以与完成热加工后材料延伸的方向垂直的方向的材料的断面积而确定的比。

如果热加工比小于1.1，接下来的再加热步骤中材料不充分再结晶，因而不改进加工性。如果热加工比大于2.5，将可能发生裂纹(cracking)。热加工比的下限优选1.2，并且更优选1.3。热加工比的上限优选2.2，并且更优选2.0。对于该步骤中的热加工，可采用热加工方法如锤锻、冲锻、压延和挤出。

再加热步骤

将在第一热加工步骤中已被赋予加工应变的热加工材料再加热至在高于第一热加工步骤的温度并低于γ'相固溶温度的范围内的温度以获得再加热材料。在该再加热步骤中，发生重结晶，消除应变，并且结构从粗大的铸造结构改变为微细的热加工结构，从而改进热加工性。再加热步骤的温度范围高于热加工步骤的温度，这是因为如果采用第一热加工的温度范围，可不发生充分的再结晶，因此可无法改进加工性，如上所述。再加热步骤的温度范围低于γ'相固溶温度，这是因为如果再加热步骤的温度超过γ'相固溶温度，尽管发生再结晶但结晶粒(grainsofγmatrix)可***大，因而无法获得改进加工性的充分效果。另外，如果再加热步骤的温度超过γ'相固溶温度，对于实现最终产品的微细结构是不利的。考虑到具有上述组成的合金的γ'相固溶温度约为1,160℃，该步骤中再加热的温度范围优选1,135至1,160℃。将热加工材料保持在再加热温度下的时间可为至少约10分钟，借此可示出改进热加工性的效果。随着保持时间变得越长，越推进再结晶并且越改进加工性；然而，保持时间的上限优选24小时以防止结晶粒的粗大化。

冷却步骤

将在再加热步骤中获得的再加热材料冷却至接下来的第二热加工步骤的温度。该步骤中，如果在冷却期间形成任何微细的γ'析出物，热加工性可显著劣化。为了防止它，冷却速度为至多0.03℃/秒。因此，在冷却期间γ'相生长，从而可抑制微细的析出物，并且借此可获得优良的热加工性。随着冷却速度变得越慢，γ'相生长越多且粒径生长越大，并且在改进热加工性上变得越有利。冷却速度优选至多0.02℃/秒并且更优选至多0.01℃/秒。不通过下限来特别限制冷却速度；然而，为了防止结晶粒大小的粗大化，冷却速度的下限可为0.001℃/秒。

考虑到生产过程的效率，期望的是以至多0.03℃/秒的冷却速度冷却材料直至达到第二热加工步骤的预定的热加工温度并在该状态下进行热加工；然而，本发明不限于此。具体地，可通过将材料冷却至室温然后将材料温度再次升高至预定的热加工温度来进行第二热加工。在这种情况下，在第二热加工步骤中，从预定的热加工温度至室温的冷却速度可为如上所述的至多0.03℃/秒的冷却速度，或者可选地，可高于所示的冷却速度。

第二热加工步骤

已经历上述步骤的Ni基超耐热合金的结构已变化为热加工结构，其中与锭的铸造结构相比、分散更粗大的γ'相，因此改进热加工性。因此，通过使用各种加工方法如冲锻、锤锻、压延和挤出可使材料变形得比第一热加工步骤中的变形多。第二热加工步骤的加工温度可在700至1,125℃的范围内。由于改进的热加工性，第二热加工步骤的加工可在比第一热加工步骤的温度低的温度下进行。第二热加工步骤的加工温度的上限与第一热加工步骤的相同。这是因为归因于加工而发生的变形量变得越大，归因于加工发热而发生的温度的上升变得越大，因此，可残存部分熔融的威胁。热模锻造或超塑性锻造可用作获得航空发动机和燃气轮机的盘材料的加工方法。

实施例

(实施例1)

通过真空熔融制备具有如表1所示的化学组成的Ni基超耐热合金的、具有10kg重量的锭，其称作“待热加工材料A”。Ni基超耐热合金的锭的尺寸约为80mm×90mm×150mmL。

从上述Ni基超耐热合金的锭取样试验片，并在如表2所示的加热步骤和冷却步骤的8种组合中处理，然后进行高温拉伸试验。用于试验的试验片具有8mm直径和24mmL长度的平行部并具有20mmL标距长度(gaugelength)。

[表1]

(质量％)

	C	Al	Ti	Cr	Co	Mo	W	B	Zr
										待热加工材料A	0.0155	2.50	4.88	13.48	14.93	2.99	1.24	0.030	0.034

*余量为Ni和不可避免的杂质。

[表2]

由高温拉伸试验中的断裂时面积减少率(reductionofareainrupture)评价热加工性。结果如表2所示。试验温度设定为1,000℃(其中加工相对困难)，而根据本发明的合金的热加工温度在约1,000至1,100℃的范围内，并且应变速率为1.0/秒。在这些条件下，当断裂时面积减少率的值超过60％，可判断热加工性优良。

如表2所示，作为本发明的实施例的试验No.1和2，其仅在第一加热步骤中被加热，具有大于60％的断裂时面积减少率，这是因为冷却速度充分低。试验No.3至5，其在冷却步骤中冷却至800℃然后进行第二加热步骤，具有优良的热加工性。特别地，试验No.2和5之间的比较示出通过进行第二加热步骤大幅度改进断裂时面积减少率，因此进行第二加热步骤是有效的。

试验No.11和12为在冷却速度高的情况下的比较例，并各自示出极小的断裂时面积减少率，因此判断热加工性困难。另外，试验No.13为在第一加热步骤的温度低于根据本发明的温度范围的情况下的比较例。试验No.13示出比试验No.11和12的那些高的断裂时面积减少率，这是因为冷却速度慢，但是热加工性不充分。推定由于加热温度低因此凝固偏析未充分减少。

即使考虑到材料的金属结构，实施例的热加工性仍明显不同于比较例的那些。图1(A)和1(B)为示出试验No.2和12在进行高温拉伸试验之前的金属结构的扫描电子显微镜照片。作为本发明的实施例的试验No.2由于冷却速度低而具有其中在冷却期间形成一次γ'相并生长的结构。在此类结构中，存在少量的微细的析出物，其抑制换位(transposition)的移动，因此热加工性是优良的。与之相对，在作为比较例的试验No.12的结构中，微细的一次γ'相均一地分散并析出。此类结构对增加合金的强度是有利的，但是对于热加工不是优选的。

对图1所示的结构照片进行图像分析以确定一次γ'相的平均粒径。结果，试验No.2中平均粒径为740nm，但是试验No.12中平均粒径为110nm。在特定视野内的γ'相的平均粒径通过下述关系表达式(1)计算：

π(d/2)²＝S/n(1)

π：圆周率

d：平均粒径

S：γ'相的总面积

N：γ'相的个数

全部试验No.1至5中，一次γ'相以大于500nm平均粒径析出，并且获得大于60％的断裂时面积减少率，从而显示出优良的热加工性。

(实施例2)

作为模拟热加工的中间材料的待热加工材料，通过类似于实施例1的真空熔融生产具有10kg重量的Ni基超耐热合金的锭，然后通过热冲锻制备待热加工材料B和C(其压下约20％)。化学组成如表3所示(注意余量包括Ni和杂质)。将这些素材进行冲锻，并且在这种状态下，取样试验片之后进行类似于表2中的试验No.5和12的加热步骤，通过在与实施例1相同的条件下在1,000℃下进行高温拉伸试验来评价热加工性。结果如表4所示。

[表3]

(质量％)

	C	Al	Ti	Cr	Co	Mo	W	B	Zr
										待热加工材料B	0.0123	2.40	6.01	14.30	21.56	2.73	1.10	0.014	0.050
待热加工材料C	0.0150	2.38	6.10	13.36	25.20	2.81	1.17	0.014	0.030

*余量为Ni和不可避免的杂质。

[表4]

如表4所示，对于试验No.21和22，两个试验的断裂时面积减少率的值高，推断热加工性优良。在比较例的试验No.31中，其不进行任何加工过程而进行，获得不足60％的断裂时面积减少率，并且观察到归因于由于预先加工的应变积累而劣化热加工性。通过采用本发明的生产方法，大幅度改进热加工性。

在作为比较例的试验No.32和33中，在预先加工中积累的应变应当消除，这是因为第一加热步骤的温度为充分高的1,150℃，但是无法获得充分的热加工性，这是因为随后的冷却速度高而使微细的γ'相析出。

(实施例3)

为了通过使用大型Ni基超耐热合金锭来确认本发明的效果，通过使用其为工业熔融法的真空电弧重熔法制备具有如表5所示的化学组成的Ni基超耐热合金锭，并制备待热加工材料D。该大型Ni基超耐热合金锭具有尺寸约为440mm(直径)×1,000mmL的圆柱形状，并且重量约为1吨。

将待热加工材料D的Ni基超耐热合金锭进行如表6所示的三种加热步骤，然后进行高温拉伸试验。

[表5]

(质量％)

	C	Al	Ti	Cr	Co	Mo	W	B	Zr
										待热加工材料D	0.014	2.31	6.33	13.48	24.04	2.91	1.18	0.02	0.04

*余量为Ni和不可避免的杂质。

[表6]

本发明的合金的热加工温度的适当范围为1,000至1,100℃，因此，在1,050℃的典型温度和0.1/秒应变速率的条件下，通过由拉伸试验的断裂时面积减少率来评价热加工性。结果如表6所示。如表6所示，试验No.41中，在1,180℃的温度下进行热处理30小时作为第一加热步骤，然后以0.03℃/秒的冷却速度进行冷却处理，由于1,050℃的试验温度下的断裂时面积减少率，示出相对优良的热延性。因此，观察到对于通过真空电弧重熔生产的大型Ni锭通过控制冷却速度低获得优良的结果。

试验No.42中，进行类似于试验No.41的那些的加热步聚和冷却步骤后，在1,150℃的温度下进行热处理20小时作为第二加热步骤，然后以0.03℃/秒的冷却速度进行冷却，并且由于断裂时面积减少率，示出优良的热加工性，其比试验No.41的热加工性好。试验No.43中，进行类似于试验No.41的那些的加热步聚和冷却步骤后，在1,150℃的温度下进行热处理60小时作为第二加热步骤，然后以0.03℃/秒的冷却速度进行冷却，获得大于95％的断裂时面积减少率，结果，示出高度优异的热加工性。

如试验No.42和43的结果所示，通过添加第二加热步骤进一步改进热加工性。这是因为第二加热步骤选择等于或低于γ'相固溶温度并且原子扩散(distribution)活泼的温度，并且通过在选择的温度下长时间进行热处理，由加热步骤后的冷却处理获得的粗大的γ'相可使得生长为更大的γ'相。

图2和图3为由扫描电子显微镜捕获的反射电子图像，其示出试验No.41和42在高温拉伸试验前的金属结构。观察到在试验No.41中，获得500nm以上的粗大的γ'相，然而在试验No.42中，γ'相生长为1μm以上的进一步大的一次γ'相。

(实施例4)

为了进一步确认本发明的效果，将具有如表5所示的实施例3的化学组成的大型Ni基超耐热合金锭进行类似于如表6所示的试验No.43的那些的加热步骤和冷却步骤，然后由工业热加工法使用加压机通过热锻来成形。

圆柱状锭的大小约为440mm(直径)×1,000mmL，类似于实施例3，并且重量约为1吨。本发明的合金的γ'相固溶温度约为1,160℃。

图4示出已经历第一加热步骤、第二加热步骤和冷却步骤的材料的金属结构的光学显微镜照片。与实施例3中获得的那些相同的效果(即，使得在第一加热步骤后进行的以0.03℃/秒的冷却速度缓慢冷却期间使γ'相生长为粗大相(coarsephase)、和在第二加热步骤中通过在低于固溶温度的1,150℃温度下加热使γ'相进一步粗大化的效果)，可通过大型锭中γ'相的大小还为1μm以上的事实来确认。

将待热加工材料的锭加热至1,100℃(即，热加工温度)，并以1.33的热加工比进行顶锻(upsetforging)。结果，在已经历顶锻的待热加工材料中，在表面和内部未发生裂纹，并且示出获得优良的热加工性。

(实施例5)

通过真空熔融制备具有如表7所示的化学组成的、具有10kg重量的Ni基超耐热合金锭。Ni基超耐热合金锭的尺寸约为80mm×90mm×150mmL。将该锭在1,200℃下进行热处理20小时作为均质化热处理。从该锭取样具有8.0(直径)×24mm的尺寸的平行部的试验片，将试验片加工并进行如表8所示的第一热加工步骤、再加热步骤、冷却步骤和第二热加工步骤。

第一热加工步骤中，使试验片以0.1/秒的应变速率进行相当于1.1的热加工比的拉伸变形。再加热步骤中，将试验片从1,100℃加热至1,150℃或1,135℃，并保持20分钟。保持后，以0.03℃/秒的冷却速度将试验片通过冷却步骤冷却至1,100℃，并进行第二热加工步骤。第二热加工步骤中，作为高温拉伸试验，在1,100℃和0.1/秒的应变速率下进行拉伸变形直至材料断裂。作为热加工性的指标，测量高温拉伸试验后的断裂时面积减少率。结果如表8所示。

作为比较例，在类似于实施例的那些的条件下使试验片进行各步骤，除了再加热步骤的温度为1,100℃并且不进行冷却处理以外，进行高温拉伸试验。结果还如表8所示。

[表7]

(质量％)

锭No.	C	Al	Ti	Cr	Co	Mo	W	B	Zr
										A	0.015	2.29	6.01	13.16	23.83	2.76	1.13	0.01	0.03

*余量为Ni和不可避免的杂质。

[表8]

以供参考，在1,100℃温度和0.1/秒的应变速率的条件下将从锭No.A取样并加工的试验片进行高温拉伸试验，而不进行上述任何步骤。结果，断裂时面积减少率约为30％。与之相对，观察到如表2所示，作为实施例的试验No.51和52通过进行预定的步骤而各自具有改进的断裂时面积减少率。试验No.51中，其中再加热温度高于试验No.52中的那些，获得的热加工性的改进效果更大。与之相对，在比较例的试验No.53中，再加热步骤的温度为1,100℃，即与第一热加工步骤的加工温度相同，并且断裂时面积减少率基本上与不进行任何上述步骤的情况相同。这表明在1,100℃的合金温度下几乎不发生再结晶，并且如果在热加工温度下进行加热，热加工性几乎不恢复。实施例中，通过一次将材料再加热至高于热加工温度的温度来使再结晶进行，并且认为因此改进热加工性。

(实施例6)

类似于实施例5通过真空熔融制备具有如表9所示的化学组成的、各自具有10kg重量的Ni基超耐热合金锭。将锭No.B和C在1,200℃下进行热处理20小时作为均质化热处理，然后在1,100℃下通过冲锻进行热锻。

[表9]

(质量％)

锭No.	C	Al	Ti	Cr	Co	Mo	W	B	Zr
										B	0.015	2.4	6.1	13.4	25.2	2.8	1.2	0.014	0.04
C	0.012	2.4	6.0	14.3	21.6	2.7	1.1	0.014	0.10

*余量为Ni和不可避免的杂质。

对Ni基超耐热合金锭No.B，在1,100℃下进行等同于1.2的热加工比的压下(reduction)作为第一热加工步骤，然后在1,150℃下进行再加热4小时作为再加热步骤，并以0.03℃/秒的冷却速度进行冷却作为冷却步骤，并在1,100℃下在材料上再次进行冲锻作为第二热加工步骤。因此，将材料热锻而无任何大的裂纹或瑕疵生成，并且可进行相当于2.5的热加工比的材料压下。因此，实施例中，能够增加第二热加工步骤的热加工比至比第一热加工步骤的热加工比大两倍以上。

对于Ni基超耐热合金锭C，作为比较例，不施加再加热步骤并在1,100℃下继续冲锻。结果，当进行等同于1.3的热加工比的压下时在材料上发生裂纹，并在此停止热锻。

图5为示出在锭No.B上进行再加热步骤后的阶段的金属结构的电子显微镜照片。如图5所示，观察到在经历再加热步骤后形成微细的锻造结构。图6为示出在锭No.C上进行冲锻后的显微结构(microstructure)的电子显微镜照片。观察到如图6所示，即使在由锻造赋予应变后再结晶仍不充分，因此残存铸造结构。

常规的热加工步骤中，在发生再结晶的温度下进行加工，可获得如图5所示的微细的锻造结构并可获得优良的热加工性，而在具有上述组成的Ni基超耐热合金中，在热加工的温度范围内几乎不发生再结晶，因此，难以连续进行如上所述在一定温度下的热加工。通过该试验观察到通过将材料暂时地再加热至高于热加工的温度范围的温度范围内并借此改造(reforming)金属结构可显著改进热加工性。

(实施例7)

为了确认本发明的效果，对于大型Ni基超耐热合金锭，制备具有如表10所述的化学组成的、具有约440mm(直径)×1,000mmL的尺寸和约1吨的重量的Ni基超耐热合金锭。通过热压(hotpressing)使该锭进行热锻。锭No.D的γ'相固溶温度约为1,160℃。

[表10]

(质量％)

锭No.	C	Al	Ti	Cr	Co	Mo	W	B	Zr
										D	0.014	2.31	6.33	13.48	24.04	2.91	1.18	0.02	0.04

*余量为Ni和不可避免的杂质。

在1,180℃的保持温度下加热该锭达30小时的保持时间作为在进行第一热加工步骤之前的制备步骤的均质化热处理，然后，在第一加热步骤中以0.03℃/秒的冷却速度将锭冷却至室温，接下来，在1,150℃的保持温度下加热锭达60小时的保持时间，然后在第二加热步骤以0.03℃/秒的冷却速度将锭冷却至室温以获得待热加工材料。由下述方法通过使用压制机(press)使该待热加工材料进行自由热锻(freehotforging)。

首先，将待热加工材料暂时加热至第一热加工温度1,100℃后在1.33的热加工比下使待热加工材料进行顶锻，将材料加热至高达1,150℃，然后进行将材料保持5小时的再加热步骤以促进再结晶。随后，以0.03℃/秒的冷却速度将再加热的待热加工材料冷却至1,100℃，然后进行延伸锻造操作(extendedforgingoperation)借此使直径恢复至等同于440mm的直径。

将按上述方式处理的待热加工材料加热至高达1,150℃并再次保持5小时以促进再结晶，以0.03℃/秒的冷却速度冷却至1,100℃，然后在1.33的热加工比下第二次进行顶锻。随后，按与第一顶锻之后进行的方式相同的方式，将材料加热至高达1,150℃并再次保持5小时，以0.03℃/秒的冷却速度冷却至1,100℃，然后进行使直径恢复至等同于440mm直径的第二延伸锻造操作。

将按上述方式处理的待热加工材料加热至高达1,150℃并再次保持5小时，以0.03℃/秒的冷却速度冷却至1,100℃，然后此时进行延伸锻造操作直至最终尺寸变为约290mm(直径)×1,600mmL以获得热加工材料。上述锻造步骤中，加热材料至高达1,150℃的总次数为4。

通过进行在锻造步骤期间在1,150℃下进行的加热步骤，促进金属结构的再结晶，结果，维持优良的热加工性，并且即使在加工更为困难的初期加工阶段，即在进行具有不均质的铸造凝固结构的锭的热加工的阶段，可继续热加工而基本上没有表面裂纹并且没有内部裂纹。

热锻能够在具有如此大量的γ'相的Ni基超耐热合金上进行，而不引起诸如瑕疵和裂纹等问题，这是因为通过本发明的热锻法可赋予优良的热加工性。

关于热锻材料，在位于从直径D的表面起1/4深度位置的部分的金属结构的光学显微镜照片如图7所示。如图7所示，观察到γ'相1各自具有约2μm的粒度，并且由γ'相1固定(pinned)的微细的结晶粒各自具有约15至25μm的晶粒大小。因此，可看到即使通过进行成形大型坯锭(billet)的操作，仍可获得具有微细且均质的结晶粒的优良的金属结构。

关于用于航空发动机和发电用燃气轮机的材料，由于使用暴露至高温高电压下的材料的构件是非常重要的，所以需要材料具有较高强度，因此，具有大量的γ'相的析出物的Ni基超耐热合金用于材料。具有大量的γ'相的析出物的Ni基超耐热合金的热加工性通常极低，因此难以以低成本稳定地供给此类Ni基超耐热合金。然而，已表明此类Ni基超耐热合金可以低成本稳定地供给，这是因为通过采用本发明，在具有大量的γ'相的析出物的高强度Ni基超耐热合金中可获得优良的热加工性。

如上所述，通过采用本发明，可观察到热加工性的显著改进，因此，增加每次操作的热加工量，结果，期望的是可显著改进操作效率。由于本发明的该效果，可减少加工所需的能量和操作时间，且另外，加工可在较少的操作时间内完成，结果，可期望的是能够抑制归因于待热加工材料表面的氧化而引起的产率的劣化。

产业上的可利用性

本发明的Ni基超耐热合金的生产方法可应用于生产航空发动机和发电用燃气轮机的锻造部件，特别是生产用于涡轮盘的高强度合金，并且能够生产具有高强度和优良的热加工性的Ni基超耐热合金。

附图标记说明

1：γ'相

Claims

1.一种Ni基超耐热合金的生产方法，所述方法包括以下步骤：

提供具有由以质量计的0.001至0.05％的C、1.0至4.0％的Al、4.5至7.0％的Ti、12至18％的Cr、14至27％的Co、1.5至4.5％的Mo、0.5至2.5％的W、0.001至0.05％的B、0.001至0.1％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成的待热加工材料；

在具有1,130至1,200℃的范围的温度下加热所述待热加工材料至少2小时；

以0.03℃/秒以下的冷却速度将由加热步骤加热的所述待热加工材料冷却至热加工温度以下；和

冷却步骤后将所述待热加工材料进行热加工。

2.根据权利要求1所述的Ni基超耐热合金的生产方法，其进一步包括在所述冷却步骤后或所述冷却步骤期间在具有950至1,160℃的范围、并比第一加热步骤进行的温度低的温度下加热所述待热加工材料至少2小时的第二加热步骤。

3.根据权利要求1所述的Ni基超耐热合金的生产方法，其中所述待热加工材料具有由以质量计的0.005至0.04％的C、1.5至3.0％的Al、5.5至6.7％的Ti、13至16％的Cr、20至27％的Co、2.0至3.5％的Mo、0.7至2.0％的W、0.005至0.04％的B、0.005至0.06％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成。

4.根据权利要求1所述的Ni基超耐热合金的生产方法，其中所述待热加工材料具有由以质量计的0.005至0.02％的C、2.0至2.5％的Al、6.0至6.5％的Ti、13至14％的Cr、24至26％的Co、2.5至3.2％的Mo、1.0至1.5％的W、0.005至0.02％的B、0.010至0.04％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成。

5.一种Ni基超耐热合金，其具有由以质量计的0.001至0.05％的C、1.0至4.0％的Al、4.5至7.0％的Ti、12至18％的Cr、14至27％的Co、1.5至4.5％的Mo、0.5至2.5％的W、0.001至0.05％的B、0.001至0.1％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成，并且具有平均粒径为500nm以上的一次γ'相。

6.根据权利要求5所述的Ni基超耐热合金，其中所述一次γ'相的平均粒径为至少1μm。

7.根据权利要求5所述的Ni基超耐热合金，其中所述组成由以质量计的0.005至0.04％的C、1.5至3.0％的Al、5.5至6.7％的Ti、13至16％的Cr、20至27％的Co、2.0至3.5％的Mo、0.7至2.0％的W、0.005至0.04％的B、0.005至0.06％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成。

8.根据权利要求5所述的Ni基超耐热合金，其中所述组成由以质量计的0.005至0.02％的C、2.0至2.5％的Al、6.0至6.5％的Ti、13至14％的Cr、24至26％的Co、2.5至3.2％的Mo、1.0至1.5％的W、0.005至0.02％的B、0.010至0.04％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成。

9.一种Ni基超耐热合金的生产方法，所述方法包括以下步骤：

在具有800至1,125℃的范围的热加工温度下加热具有由以质量计的0.001至0.05％的C、1.0至4.0％的Al、4.5至7.0％的Ti、12至18％的Cr、14至27％的Co、1.5至4.5％的Mo、0.5至2.5％的W、0.001至0.05％的B、0.001至0.1％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成的锭并将所得锭以1.1至2.5的热加工比进行第一热加工以提供热加工材料；

在高于第一热加工进行的温度、并低于γ'相固溶温度的温度范围内再加热所述热加工材料以提供再加热材料；

以0.03℃/秒以下的冷却速度将所述再加热材料冷却至具有700至1,125℃的范围的温度；和

冷却步骤后进行第二热加工。

10.根据权利要求9所述的Ni基超耐热合金的生产方法，其中所述锭具有由以质量计的0.005至0.04％的C、1.5至3.0％的Al、5.5至6.7％的Ti、13至16％的Cr、20至27％的Co、2.0至3.5％的Mo、0.7至2.0％的W、0.005至0.04％的B、0.005至0.06％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成。

11.根据权利要求9所述的Ni基超耐热合金的生产方法，其中所述锭具有由以质量计的0.005至0.02％的C、2.0至2.5％的Al、6.0至6.5％的Ti、13至14％的Cr、24至26％的Co、2.5至3.2％的Mo、1.0至1.5％的W、0.005至0.02％的B、0.010至0.04％的Zr、以及余量的Ni和不可避免杂质构成的组成。

12.根据权利要求9所述的Ni基超耐热合金的生产方法，其中再加热步骤的温度具有1,135℃至1,160℃的范围。