TW201606090A

TW201606090A - ＮｉＩｒ基底之耐熱合金及其製造方法

Info

Publication number: TW201606090A
Application number: TW104108126A
Authority: TW
Inventors: 石田清仁; 大森俊洋; 佐藤裕; 田中邦弘; 中村宗樹; 坂入弘一; 仲沢達也
Original assignee: 田中貴金屬工業股份有限公司
Priority date: 2014-03-28
Filing date: 2015-03-13
Publication date: 2016-02-16
Also published as: TWI557233B; KR20160127114A; KR101832654B1; EP3124630A1; CN106164307B; WO2015146931A1; EP3124630A4; US10094012B2; JP2015189999A; US20170130310A1; EP3124630B1; CN106164307A

Abstract

本發明為一種NiIr基底之耐熱合金，其係由Ir：5.0~50.0質量%、Al：1.0~8.0質量%、W：5.0~20.0質量%、剩餘部分為Ni的Ni-Ir-Al-W系合金所構成，具有Ll2構造的γ'相作為必須的強化相析出、分散於母體中而成的NiIr基底之耐熱合金，並且在X光繞射分析中，2 θ=43°~45°的範圍所觀察到的γ'相的(111)面之波峰強度(X)與2 θ=48°~50°的範圍所觀察到的Ir3W相的(201)面之波峰強度(Y)之比(Y/X)為0.5以下。本發明所關連的合金為能夠安定發揮出良好高溫特性的耐熱性Ni基底之合金。

Description

NiIr基底之耐熱合金及其製造方法

本發明關於一種由Ni-Ir-Al-W系合金所構成之NiIr基底之耐熱合金及其製造方法。詳細而言關於一種即使暴露於嚴苛的使用環境，也具有高強度、耐磨耗性的NiIr基底之耐熱合金、及其製造方法。

飛機引擎、燃氣渦輪機等的高溫構件、或摩擦攪拌銲接(FSW)的攪拌頭(tool)等的構成材料，過去以來，已知有Ni基底的合金、Co基底的合金、Ir基底的合金等各種高溫耐熱合金。有文獻揭示了一種新的耐熱合金來代替Ni基底的合金，例如Ir基底的合金的Ir-Al-W系合金(專利文獻1)。

於是，本發明申請人開發出一種具有新規組成的耐熱合金，是以Ni-Ir-Al-W系合金為基礎的耐熱性合金。此NiIr基底的耐熱合金是在Ni中添加必須添加元素的Ir、Al、及W而成的合金，並且具有由Ir：5.0~50.0質量%、Al：1.0~8.0質量%、W：5.0~20.0質量%、剩餘部分為Ni所構成的組成。

上述新的NiIr基底之耐熱合金，其強化機構是利用具有Ll₂構造的金屬間化合物的γ'相((Ni,Ir)₃(Al,W))的析出強化作用。γ'相的強度會隨著溫度上昇而變高，呈現溫度反相依性，因此可賦予合金優異的高溫強度、高溫蠕變特性。而且，由此γ'相所產生的強化作用的利用，與以往周知的Ni基底之耐熱合金的強化機構相同，而由本發明申請人所提出的NiIr基底之耐熱合金改善了γ'相在高溫下的行為，與Ni基底之耐熱合金相比，高溫安定性較為良好。

附帶一提，一般而言合金的製造過程中，主要具有藉由熔解鑄造法製造出目標組成的合金鑄錠之步驟，並附加適當的加工熱處理步驟，而製造出合金製品。由本發明申請人所提出的NiIr基底之耐熱合金，亦可藉由一般的熔解鑄造法來製造，此外為了使主要強化機構的γ'相的析出，還進行了時效熱處理。此時效熱處理的加熱溫度宜為在700~1300℃的溫度區間加熱0.5分鐘~72小時。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特許第4833227號說明書

本發明申請人確認了藉由將上述NiIr基底之耐熱合金的組成定在適當的範圍，可抑制脆化主要原因的第3相(B2相)的發生，在高溫下發揮出優異的強度、耐磨耗性。但是，在幾種合金試樣所得到的製品觀察到了無法預測的磨耗。NiIr基底的耐熱合金的這種特性不良並不會時常發生，然而必須避免。

於是，本發明查明了在由本發明申請人所提出的NiIr基底之耐熱合金所發生的偶發特性不良的主要原因，提供一種確保在高溫下的強度、硬度、及耐磨耗性的合金。而且還明白揭示了能夠安定地製造出該NiIr基底耐熱合金的方法。

本發明人等為了解決上述課題，首先針對本發明人等的NiIr基底之耐熱合金發生如上述般的特性不良的主要原因作檢討。結果發現，將發生高溫消耗的材料與沒有問題的材料作比較，合金的相構成有所不同。若針對這點詳細說明，則NiIr基底的耐熱合金如上述般，γ'相((Ni,Ir)₃(Al,W))為用來確保合金的高溫強度的主要相，然而發現了依照合金的製造條件不同，會有Ir₃W相析出的情形，這種合金的高溫特性不佳。於是，本發明人等考慮Ir₃W相的影響，藉由限制其析出量，可得到具有適合的高溫特性的NiIr基底之耐熱合金，而想出了本發明。

亦即，本發明為一種NiIr基底之耐熱合金，其係由Ir：5.0~50.0質量%、Al：1.0~8.0質量%、W：5.0~20.0質量%、剩餘部分為Ni的Ni-Ir-Al-W系合金所構成，具有Ll₂構造的γ'相作為必須的強化相析出、分散於母體中而成的NiIr基底之耐熱合金，並且在X光繞射分析中之2 θ=43°~45°的範圍所觀察到的γ'相的(111)面之波峰強度(X)與2 θ=48°~50°的範圍所觀察到的Ir₃W相的(201)面之波峰強度(Y)之比(Y/X)為0.5以下。

如上述般，本發明所關連的耐熱合金，是以由Ni-Ir-Al-W系合金所構成的NiIr基底之耐熱合金為前提，並且設定推測是特性降低主要原因的Ir₃W相的量。以下針對本發明詳細說明。

本發明所關連的耐熱合金是以Ni、Ir、Al、W為必須構成元素。添加元素的Al為γ'相的主要構成元素，且為其析出所必要的成分。Al未滿1.0質量%時不會有γ'相析出，或即使析出，也不會成為有助於提升高溫強度的狀態。另一方面，隨著Al濃度的增加，γ'相的比例會增加，然而若過剩添加Al，則B2型的金屬間化合物(NiAl，以下會有稱為B2相的情形)的比例會增加，並且變脆，而降低合金的強度，因此將Al量的上限定為8.0質量%。此外，Al也有助於合金耐氧化性的提升。Al宜定為1.9~6.1質量%。

W是有助於NiIr基底之合金中的γ'相在高溫的安定化的成分，且為其主要構成元素。過去並不知道在 NiIr基底之合金之中，藉由W的添加，γ'相會安定化，而根據本發明人等的研究，藉由添加W，可提高γ'相的固溶溫度，確保高溫的安定性。在添加此W未滿5.0質量%的情況，γ'相的高溫安定性的提升不足。另一方面，過剩添加而超過20.0質量%時，會助長比重大的W為主成分的相的生成，容易發生偏析。此外，W還有使合金母體固溶強化的作用。W宜定為10.0~20.0質量%。

而且，Ir是藉由固溶於母體(γ相)而且部分取代γ'相中的Ni，分別使γ相與γ'相的固相線溫度、固溶溫度上昇，而提升耐熱性的添加元素。Ir在5.0質量%以上會表現出添加效果，然而若過剩添加，則會提高合金的比重，而且合金的固相線溫度會變高，因此將上限定為50.0質量%。Ir宜定為10.0~45.0質量%。

另外，本發明所關連的Ni基底之耐熱合金，為了進一步提升其高溫特性或提升附加的特性，亦可添加額外的添加元素。此額外的添加元素可列舉B、Co、Cr、Ta、Nb、Ti、V、Mo。

B是偏析於結晶粒界，強化粒界的合金成分，有助於提升高溫強度及延性。B在0.001質量%以上時添加效果顯著，然而過剩添加對於加工性而言是不利的，因此將上限定為0.1質量%。合適的B添加量為0.005~0.02質量%。

Co對於增加γ'相的比例而使強度上昇是有效的。Co可取代γ'相中部分的Ni，而成為其構成元素。這樣的效果在添加5.0質量%以上的Co時可觀察到，然而過剩添加會降低γ'相的固溶溫度，而損及高溫特性。因此將20.0質量%定為Co含量的上限。此外，Co還有提升耐磨耗性的作用。

Cr對於粒界強化也是有效的。另外，在合金中添加了C的情況下，Cr會藉由形成碳化物並在粒界附近析出而強化粒界。Cr的添加量在1.0質量%以上時可觀察到添加效果。但是，若添加過剩，則合金的熔點及γ'相的固溶溫度降低，損及高溫特性。因此，Cr的添加量宜定為25.0質量%以下。此外，Cr還有在合金表面產生緻密的氧化被膜而提升耐氧化性的作用。

Ta為可使γ'相安定化，而且藉由固溶強化有效提升y相的高溫強度的元素。另外，在合金中添加了C的情況，可形成碳化物而析出，因此為對於粒界強化有效的添加元素。藉由添加1.0質量%以上的Ta，可發揮出前述作用。另外，過剩添加會造成有害相的生成或熔點下降，因此上限宜定為10.0質量%。

另外，Nb、Ti、V、Mo也是使γ'相安定化及使母體固溶強化，有效提升高溫強度的添加元素。Nb、Ti、V、Mo宜添加1.0~5.0質量%。

如以上所述般，藉由B、Co、Cr、Ta、Nb、Ti、V、Mo這些添加元素會偏析於粒界附近，可提升粒界強度，同時能夠使γ'相安定化，而提升強度。如上述般，Co、Cr、Ta、Nb、Ti、V、Mo也具有γ'相構成元素的作用。此時γ'相的結晶構造，與沒有添加元素的Ni-Ir-Al-W四元系合金的γ'相具有同樣的Ll₂構造，而由(Ni,X)₃(Al,W,Z)所表示。此處，X為Ir、Co，Z為Ta、Cr、Nb、Ti、V、Mo。

此外，更有效的添加元素可列舉C。C可與合金中的金屬元素一起形成碳化物而析出，可提升高溫強度與延性。這樣的效果在添加0.001質量%以上的C時可觀察到，然而過剩添加對於加工性或韌性而言是不利的，因此將0.5質量%定為C含量的上限。合適的C添加量為0.01~0.2質量%。此外如上述般，C對於形成碳化物有很大的意義，而且會與B同樣地偏析，對於粒界強化也是有效的元素。

此外，除了上述各種添加元素之外，以其他貴金屬元素取代合金中的Ir，也可得到同樣的特性。具體而言，將合金中所含有5.0~50.0質量%的Ir部分取代為30質量%以下的Rh或Pt，也能夠發揮出γ'相所產生的強化機構。

本發明是將各合金元素濃度定在上述所說明的範圍內，並在高溫下使具有強化相機能的γ'相析出。此處，若針對本發明所關連的合金的相構成作說明，則主要強化相的γ'相為(Ni,Ir)₃(Al,W)。此γ'相所產生的析出強化作用，與以往Ni基底的合金或Ir基底的合金同樣，γ'相的強度和溫度具有反相依性，因此高溫安定性亦良好。而且，在本發明中進一步提升了γ'相的高溫安定性。再加上合金本身(γ相)高溫強度很高，因此相對於以往Ni基底之耐熱合金，即使暴露於更高溫的氣體環境，也能夠維持優異的高溫特性。此外，本發明所關連的Ni基底之耐熱合金中，γ'相的粒徑宜為10nm~1μm。析出強化作用可在析出物為10nm以上時得到，然而在超過1μm的粗大析出物的情況，作用反而會降低。

而且在本發明中，限制了被認為會對合金的高溫特性造成影響的Ir₃W相的析出量。具體而言，將γ'相的(111)面之波峰強度(X)與Ir₃W相的(201)面之波峰強度(Y)之比(Y/X)定在0.5以下。本發明是以X光繞射分析的結果為基礎，是因為此分析法較為簡便，而且在規定相構成時，會呈現較適當的結果。在本發明所關連的NiIr基底之合金之中，γ'相的(111)面的波峰最強，可2 θ=43°~45°的範圍觀察到。另外，Ir₃W相的(201)面的波峰最強，可2 θ=48°~50°的範圍觀察到。本發明人等確認了在這些相的波峰強度比(Y/X)超過0.5時，會成為強度低的合金。此峰強度比(Y/X)係以0.1以下為佳，0為最佳。

本發明所關連的NiIr基底之合金是藉由γ'相的適當分散來改善高溫強度，然而並不排除生成Ir₃W相之外的其他相。亦即，在添加上述範圍的Al、W、Ir的情況下，隨著組成的不同，不僅是γ'相，也會有B2相析出的情形。另外，在此Ni-Al-W-Ir四元系合金中，D019構造的ε'相也會有析出的可能性。本發明所關連的NiIr基底之合金中，即使這些γ'相以外的析出物存在，也能夠確保高溫強度。尤其本發明所關連的NiIr基底之合金，B2相的析出較受到抑制。而且，本發明所關連的NiIr基底之合金能夠安定地表現出550~700Hv(常溫)的高硬度。

接下來針對本發明所關連的NiIr基底之合金之製造方法作說明。本發明所關連的NiIr基底之合金之製造方法，基礎上是根據一般的合金製造方法，主要步驟為藉由熔解鑄造法製造出上述組成的合金鑄錠之步驟、及對合金實施時效熱處理之步驟。

但是，如目前為止所敘述般，本發明所關連的NiIr基底之合金，其材料組織之中Ir₃W相的析出量必須在一定量以下，因此需考慮這點來設定製造條件。此處，本發明人等推測Ir₃W相的發生原因，認為是因為在合金的製造過程，尤其熔解鑄造步驟中，與冷卻速度有關的鑄造組織(枝晶組織)的發達機構所造成。枝晶組織在一般的熔解鑄造步驟中時常觀察到的組織，也被稱為樹枝狀晶，由主軸的主幹部分(1次晶臂)與由該處生成的枝幹部分(2次晶臂、3次晶臂)所構成。由某個形態形成枝晶組織的過程中，會產生1次晶臂，成長至某程度之後，生成2次晶臂並且成長，接下來依序產生3次晶臂。而且，枝晶組織的微觀形態會隨著冷卻速度而有所不同。亦即，若冷卻速度快，則1次晶臂急速生成並且成長，因此與1次晶臂大致同時產生2次、3次晶臂。其結果，組織呈現出微細的1次晶臂與密集的2次、3次晶臂。另一方面，在冷卻速度慢的情況下，1次晶臂的生成和成長需花費時間，在2次晶臂的生成不足的狀態下，鑄造(凝固)結束，產生粗大的1次晶臂與未發達的2次晶臂。此時，在枝晶組織間的區域，是因為熔融液凝固時有時間差而形成，組成的不均衡容易發生。

本發明人等考慮到在鑄造後的合金之中，即使對於如上述般的組成變異的區域進行後續的γ'相析出的時效熱處理，也無法適當地使γ'相充分析出，還會產生Ir₃W相這種不利的析出相。這種枝晶組織間的區域中的組成變異，即使在其他合金系也無法否定其發生的可能性，然而本發明之NiIr基底之耐熱合金是含有多種合金元素的四元系以上的合金，而且由於含有Ir這樣的超高熔點金屬甚至於Al這樣的低熔點金屬，因此無法完全控制凝固時的行為，推測枝晶一次晶臂的粗細所產生的影響較大。

於是，為了製造出本發明所關連的Ir₃W相少的NiIr基底的合金，在鑄造階段，必須得到具有微細的1次晶臂與密集的2次、3次晶臂的組織。亦即，在鑄造步驟中冷卻條件的適當化特別重要。具體而言，將鑄造步驟中的冷卻速度定在200℃/min以上。在冷卻速度未滿200℃/min的情況，冷卻太慢，主幹粗大的1次晶臂的成長成為主體，無法促進2次、3次晶臂的生成，組成變異造成的Ir₃W相析出量會增加。此外，關於冷卻速度的上限，從抑制Ir₃W相析出的觀點來考量，則並未設定。但是，過高的冷卻速度會造成不適當的凝固形變，成為龜裂發生的原因，因此宜定為500℃/min以下。此外，較合適的冷卻速度為300℃/min以上。

鑄造步驟中冷卻速度的控制，除了藉由將鑄型的構成材料設定為熱傳導率高的材料(銅、銀、鋁等)之外，還可藉由將鑄型適當地冷卻等的措施。本發明所關連的NiIr基底之合金，鑄造性良好，凝固時的破裂不易發生，因此亦可在鑄造步驟的階段，在與製造的目標產品的最終形狀相近的狀態下，製造出合金鑄錠(近終形化)。所以，藉由鑄型的構成材料的選定與鑄型形狀和尺寸的最適化，能夠有效率地製造出合金製品。

另外，本發明所關連的NiIr基底之合金之製造方法中，是將熔解鑄造步驟之後的時效熱處理步驟定為必須步驟。這是因為藉由時效熱處理，使合金的強化因子的γ'相析出的緣故。此時效熱處理是在700~1300℃的溫度區間加熱。溫度區間宜定為750~1200℃。另外，此時的加熱時間宜定為30分鐘~72小時。此外，此熱處理亦可進行多次，例如在1100℃下加熱4小時，進一步在900℃下加熱24小時。

此處，在時效熱處理步驟之中，為了使微細的γ'相析出，而且為了防止材料破裂，宜將加熱保持後的冷卻溫度控制在上述溫度。若此冷卻速度太快，則粗大的γ'相析出，會有對合金的高溫強度造成影響的可能性。另外，γ'相會有熱衝撃造成龜裂發生的顧慮，因此過快的冷卻速度可能會造成合金破裂。該時效熱處理後的冷卻速度宜定為5~80℃/sec。

藉由上述時效熱處理，可製造出γ'相分散在γ相中的NiIr基底之合金。此外，在熔解鑄造步驟至時效熱處理步驟之間，亦可適當地進行鍛造等的加工處理、熱處理。尤其在時效熱處理之前，亦可進行用來達成均質化的熱處理。此均質化熱處理，是將利用各種方法所製造出的合金在1100~1800℃的溫度區間加熱。宜在1200~1600℃的範圍加熱。此時的加熱時間宜定為30分鐘~72小時。

另外，在時效熱處理後，依照製品形狀，可適當地進行壓延、切削等的加工處理。如上述般，本發明所關連的NiIr基底之合金，可藉由近終形的方法來鑄造，因此在鑄造步驟、時效熱處理步驟後，以輕微的加工可製成最終形狀。

本發明所關連的NiIr基底之合金可安定地發揮出高溫強度、耐磨耗性等原本所具有的特性。此NiIr基底之合金，可藉由適當設定熔解鑄造步驟中的冷卻速度而製造，進一步藉由一併進行時效熱處理後的冷卻速度調整，可製造出具有較適合的高溫特性的合金。

圖1係利用實施例1、比較例1所關連的合金所製造出的FSW攪拌頭進行銲接測試後，攪拌頭尺寸的測定結果。

圖2表示在銲接測試中，磨耗量對銲接距離的變化圖。

圖3表示實施例1、比較例1的合金在熔解鑄造後材料組織的照片。

圖4表示在時效熱處理後實施例1、比較例1的材料組織的照片。

圖5係實施例1、比較例1的各合金的X光繞射分析結果。

以下對於本發明適合的實施例作說明。

第1實施形態：在本實施形態中，製造出37.77質量%Ni-25.0質量%Ir-4.38質量%Al-14.32質量%W-7.65質量%Co-4.67質量%Ta-6.1質量%Cr-0.1質量%C-0.01質量%B的合金，以作為NiIr基底之耐熱合金，將其加工成FSW的攪拌頭，並進行銲接測試，評估合金的耐磨耗性。

NiIr基底之耐熱合金的製造，是在熔解鑄造步驟之中，在惰性氣體氣體環境下，藉由電弧熔解而熔製出合金的熔湯，澆鑄於鑄型，並在大氣中使其冷卻、凝固。在本實施形態中準備了兩個鑄型：具有最終製品的FSW攪拌頭的形狀尺寸的空間的銅製鑄型，以及脫蠟法所使用的陶瓷製鑄型。鑄型的尺寸為相同。關於這些鑄型的冷卻速度，銅鑄型為450℃/min，陶瓷鑄型為20℃/min。

藉由熔解鑄造步驟所製造出的合金鑄錠是在1300℃的條件下進行均質化熱處理4小時，加熱既定時間，然後冷卻。此時的冷卻為空氣冷卻，冷卻速度為30℃/sec。時效熱處理是在溫度800℃、保持時間24小時的條件下進行，加熱既定時間，然後徐緩冷卻。冷卻後，藉由切削加工製成凸形的FSW攪拌頭(尺寸：針長1.7mm、軸肩直徑 15mm)。

利用所製作出的FSW攪拌頭進行的銲接測定，是準備加工成既定形狀的一對被銲接構件(SUS304)，將兩者對齊，並且以FSW攪拌頭抵住，然後使攪拌頭旋轉，將被銲接部摩擦加熱而使其接合。此時的銲接條件如以下所述。

．攪拌頭***角度：3°

．***深度：1.80mm/sec

．攪拌頭旋轉速度：150rpm或200rpm

．銲接速度：1.00mm/sec

．保護氣體：氬

．每1焊道的銲接距離：250mm

磨耗評估是回收銲接1焊道之後的攪拌頭，測定其剖面尺寸，並測定磨耗最嚴重之處的磨耗量(磨耗體積)。

將此測定結果的例子表示於圖1，比較例1的攪拌頭在銲接後，在軸肩部觀察到嚴重磨耗。相對於此，實施例1的攪拌頭雖然與比較例1同樣在軸肩部觀察到一些磨耗，然而其磨耗量可說是壓倒性地少。圖2表示磨耗量對銲接距離的變化。在比較例1中，隨著銲接距離增加，磨耗量顯著增加。相對於此，在實施例1中，銲接距離增加造成的影響很小，在銲接距離為1800mm(第4焊道)時，磨耗量為比較例的5分之1左右。

此處針對實施例1、比較例1的不同點進行檢討。圖3表示實施例1、比較例1的熔解鑄造後之材料組織。由此圖可知，實施例1的合金鑄錠呈現枝晶的1次晶臂及2次晶臂微細而密集的組織。相對於此，比較例1的情況，觀察到主幹粗大的1次晶臂，然而2次晶臂成長不足，在枝晶間觀察到其他凝固相。另外，圖4為時效熱處理後的實施例1、比較例1的材料組織，兩材料皆觀察到γ'相的析出，在比較例觀察到析出不良之處。

然後，圖5為實施例1、比較例1的各合金的X光繞射分析結果。此X光繞射分析是在45kV、40mA、Cu-K α射線的分析條件下進行。由此圖可知，比較例1的合金觀察到2 θ=48°~50°之間有較強的波峰，這被認為是Ir₃W相的(201)面峰。若計算出在2 θ=43°~45°的範圍所觀察到γ'相的(111)面的波峰強度(X)相對於此峰強度(Y)之比(Y/X)，則為1.4。相對於此，在實施例1的合金的情況，Ir₃W相的(201)面峰極弱，難以與雜訊區別。因此認為實施例1的波峰強度比(Y/X)為0.1以下。像這樣，實施例1與比較例的相構成大幅不同，比較例1在高溫下的耐磨耗性較低。

第2實施形態：此處，改變鑄型的材料，並且改變冷卻速度，製造出與第1實施形態相同組成的NiIr基底之耐熱合金，並比較其相構成及金屬組織。在本實施形態中，鑄型採用碳鑄型、鐵製鑄型(比較例2、比較例3)。這些鑄型的形狀和尺寸相同。另外還使用了與第1實施形態尺寸相異的銅製鑄型(實施例2、比較例4)。

在本實施形態中，合金的製造步驟設定為與第1實施形態同樣的條件，只有鑄型種類會造成冷卻速度不同。製造出合金之後，進行X光繞射分析，計算出峰強度比，然後在1000℃進行壓縮強度測試。另外，將所計算出之波峰強度比(Y/X)、1000℃的壓縮強度測試的結果揭示於表1。此外，對於第1實施形態的實施例1、比較例1也進行1000℃的壓縮強度測試，將這些結果一併揭示於表1中。

冷卻速度低的比較例2~4會出現Ir₃W相的波峰，雖然有些強弱上的差異，峰強度比都超過了0.5。而且這些合金在1000℃的壓縮強度不佳。如實施例1、2的結果所示般，可確認提高鑄造時的冷卻速度是必要的。此外，如比較例4的結果所示般，即使在使用銅鑄型的情況，雖然量很少，也是會有Ir₃W相析出的情形，因此除了鑄型材料的選定之外，利用適當的熱容量計算等來設定冷卻速度也是必要的。

[產業上的可利用性]

本發明為可安定地發揮出高溫強度、耐氧化性、耐磨耗性的NiIr基底之合金。本發明適合於燃氣渦輪機、飛機用引擎、化學工廠、渦輪增壓器轉子等的汽車用引擎、高溫爐等的構件。另外，耐熱合金的用途，可列舉近年來在摩擦攪拌銲接(FSW)的攪拌頭方面的利用。摩擦攪拌銲接是將攪拌頭按壓在被銲接材間，使攪拌頭高速旋轉，同時使其往銲接方向移動的銲接方法。此銲接方法是藉由攪拌頭與被銲接材的摩擦熱與固相攪拌來銲接，攪拌頭會變得相當高溫。以往的NiIr基底之合金，可適用於鋁等的較低熔點金屬的銲接，然而對於鐵鋼材料、鈦合金、鎳基底的合金、鋯基底的合金等的高熔點材料而言，從高溫強度的觀點看來，無法使用。本發明所關連的NiIr基底之合金改善了高溫強度，因此適合使用作為用來銲接上述高熔點材料的摩擦攪拌銲接用攪拌頭的構成材料。

Claims

一種NiIr基底之耐熱合金，其係由Ir：5.0~50.0質量%、Al：1.0~8.0質量%、W：5.0~20.0質量%、剩餘部分為Ni的Ni-Ir-Al-W系合金所構成，具有Ll₂構造的γ'相作為必須的強化相析出、分散於母體中而成的NiIr基底之耐熱合金，並且在X光繞射分析中之2 θ=48°~50°的範圍所觀察到的Ir₃W相的(201)面之波峰強度(Y)與2 θ=43°~45°的範圍所觀察到的γ'相的(111)面之波峰強度(X)之比(Y/X)為0.5以下。
如請求項1之NiIr基底之耐熱合金，其係含有選自下述群組I之中1種或2種以上的添加元素，群組I：B：0.001~0.1質量%、Co：5.0~20.0質量%、Cr：1.0~25.0質量%、Ta：1.0~10.0質量%、Nb：1.0~5.0質量%、Ti：1.0~5.0質量%、V：1.0~5.0質量%、Mo：1.0~5.0質量%。
如請求項1或2之NiIr基底之耐熱合金，其係進一步含有0.001~0.5質量%的C，並且碳化物析出、分散。
如請求項1或2之NiIr基底之耐熱合金，其係將合金中的Ir取代為30質量%以下的Rh或Pt而成。
如請求項3之NiIr基底之耐熱合金，其係將合金中的Ir取代為30質量%以下的Rh或Pt而成。
一種NiIr基底之耐熱合金之製造方法，其係包括：藉由熔解鑄造法製造具有如請求項1~4中任一項之組成的合金鑄錠之熔解鑄造步驟，以及在700~1300℃的溫度區間進行時效熱處理之步驟之NiIr基底之耐熱合金之製造方法，並且將熔解鑄造步驟中的冷卻速度定為200℃/min以上。
如請求項6之NiIr基底之耐熱合金之製造方法，其中時效熱處理步驟係在700~1300℃的溫度區間將合金加熱後，以5~80℃/sec的冷卻速度進行冷卻。
如請求項6或7之NiIr基底之耐熱合金之製造方法，其中在時效熱處理前，在1100~1800℃的溫度區間將NiIr基底之合金進行均質化熱處理。