TW201908499A - 高溫零件及其製造方法 - Google Patents

高溫零件及其製造方法

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Abstract

本發明係一種高溫零件之製造方法，其包含：成形步驟：其由γ’析出強化型Ni基合金的合金粉末，使用特定之粉末成形法使期望之高溫零件形狀之粉末成形體成形，及晶粒粗大化步驟：其藉由熱處理使上述粉末成形體之結晶粒徑粗大化，上述粉末成形體以質量百分率計，含有0.002%以上且0.07%以下之C、及5.40%以上且8.40%以下之Al+Ti。

Description

高溫零件及其製造方法
本發明係關於一種由γ’(Gamma-Prime)析出強化(precipitation strengthening)型Ni基合金所構成之高溫零件及其製造方法。
先前，例如，燃氣渦輪引擎的渦輪零件等之高溫零件係以在高溫環境發揮特定之機械的特性之超合金材料所構成。作為該種超合金材料已知有γ’析出強化型Ni基合金，該γ’析出強化型Ni基合金係使稱作γ’相之金屬間化合物微細地析出而增加高溫強度者。γ’析出強化型Ni基合金，例如含有作為在母相(γ基材相)固溶而強化之主元素的Cr(鉻)、W(鎢)、Mo(鉬)、Re(錸)、及Co(鈷)中之至少一種，並含有作為與Ni(鎳)結合而形成γ’相(主要為，Ni3(Al,Ti))之主元素的Al(鋁)、Ti(鈦)、Ta(鉭)、Nb(鈮)及V(釩)中之至少一種。於專利文獻1、2揭示了此種之γ’析出強化型鎳基合金及由其所構成之零件。
記載於專利文獻1之γ’析出強化型鎳基合金及由其構成之零件之製造程序，係由以下步驟構成，即熱均壓壓縮成形法(HIP)及/或擠壓固結等固結化合金粉末而得到胚料(billet)之步驟、藉由將胚料以稍低於合金之γ’固溶度線溫度(γ’相的固溶溫度)之溫度進行淨成形(net shape)鍛造而得到成形之中間產物之步驟、及藉由將中間產物以比合金之γ’固溶度線溫度高的溫度進行固溶化熱處理(Super-solvus熱處理)而得到晶粒已均勻粗大化之產物之 步驟。固溶化熱處理係以高於合金之γ’固溶度線溫度且低於初期熔融溫度之溫度使中間產物之晶粒組織進行再結晶，並使γ’析出物溶解(固溶化)於合金後，經由時效硬化處理以使γ’相於基質內部或晶界再析出。
記載於專利文獻2之鎳基合金其Al、Ti、及Nb之含有率之和設為原子百分率10.5%以上且13%以下，以使γ’相之容積比率設為40~50%。由此合金所構成之零件係藉由熱均壓及/或牽引而固化合金粉末，其再藉由等溫鍛造而成形為零件，並對成形之零件實施再結晶熱處理，再藉由冷卻而得。於再結晶熱處理，藉由以高於合金之γ’相固溶度線溫度且低於合金之熔融起始溫度進行處理，而得到超過15μm之粗晶粒微構造之零件。
且說，組合樹脂成形技術及粉末冶金之技法的金屬粉末射出成形(Metal Injection Molding，下稱「MIM」)，作為粉末冶金法之一而為人所知。MIM之製造程序通常由如下步驟構成：藉由均勻混練金屬粉末與黏合劑(塑膠+蠟)而得到複合物之步驟、藉由將複合物射出至模具並脫模來得到中間成形體之步驟、藉由加熱、觸媒、或溶劑等自中間成形體去除(脫脂)黏合劑之步驟、及燒結經脫脂之中間成形體而得到成形體(粉末成形體)之步驟。
[先前技術文獻]
[專利文獻]
專利文獻1：日本特表2016-532777號公報
專利文獻2：日本特開2007-277721號公報
MIM具有以下優點：能成形近淨成形(near net shape)之三維形狀、材料之產率高並可大幅降低材料費及後加工費、及生產之運轉時間相對 較短、生產性高等。因此，若於高溫零件之製造方法應用MIM，具有可廉價提供高溫零件等眾多優勢。
已確認到於作為γ”析出強化型Ni基合金之IN718(IN：Inconel為登錄商標，下同)等之構成中，可藉由MIM製造出具備特定高溫特性之高溫零件。然而，亦知於γ’析出強化型Ni基合金中，藉由MIM製造出之高溫零件，其高溫特性較差。
本案之發明人，採用IN713C之典型組成之合金(下稱「IN713C-MIM」)作為構成藉由MIM製造出之高溫零件之γ’析出強化型Ni基合金的一例，並針對IN713C-MIM之高溫特性進行研究。IN713C係抗潛變性優異之γ’析出強化型Ni基合金之一種。
根據至今有關IN713C-MIM之研究，相較於以鑄造製得之零件，IN713C-MIM之現狀為抗潛變性低、未達到作為渦輪零件等之高溫零件可採用之水準之高溫特性。
本案之發明人認為，IN713C-MIM之高溫特性無法提高之理由在取決於原料之金屬粉末之粒徑的微細晶粒組織，為提高高溫特性而將晶粒粗大化是有效果的。通常，具有耐高溫性能之Ni基合金中，已知藉由晶粒之粗大化而抗潛變性提高，而於記載於專利文獻1之γ’析出強化型Ni基合金中，藉由晶粒之粗大化而使包含抗潛變性之高溫特性提高。
且說，本案之發明人，模仿了記載於專利文獻1之技術進行了IN713C-MIM之熱處理(Super-solvus熱處理)，結果熱處理之前後，並無法確認到使抗潛變性上升之足夠程度之晶粒之粗大化。
又，專利文獻1、2揭示了鍛造合金粉末之燒結體之粉末鍛造法。如專利文獻1、2，已知藉由等溫鍛造或冷鍛給予熱處理前之零件應變之後，藉由熱處理使其再結晶及晶粒成長，而能粗大化晶粒。其理由在於：若因 藉由給予之塑性應變而累積在晶粒內之位移而導致材料之自由能升高，則此自由能作為驅動力而生成之再結晶粒變得微細、及成為晶粒生長之驅動力的晶界能係依晶粒越微細而越高。但MIM及鍛造皆為素形材技術，以MIM成形之粉末成形體通常不會進行鍛造，MIM及鍛造間並不相容。
本發明係鑑於上述情況而成者，其目的在於提供一種技術：使用粉末成形方法，而於從金屬粉末製造由γ’析出強化型Ni基合金所構成之高溫零件時，粗大化高溫零件之組織之晶粒，該粉末成形方法不包括含粉末鍛造等之塑性加工的方法。
IN713C之典型組成含有0.08~0.20質量%之C(碳)，於將此種組成之合金粉末利用MIM成形而得到之粉末成形體其C之含量進而增加。本案之發明人推測，存在於粉末成形體之結晶晶界之碳化物(金屬碳化物)妨礙晶界移動而阻礙晶粒成長，認為IN713C-MIM之晶粒未粗大化的原因之一係IN713C-MIM之粉末成形體之含碳量。
因此，本發明之一態樣之高溫零件之製造方法，其包含：成形步驟：其由γ’析出強化型Ni基合金的合金粉末，使用特定之粉末成形法使期望之高溫零件形狀的粉末成形體成形，及晶粒粗大化步驟：其藉由熱處理使上述粉末成形體之結晶粒徑粗大化，上述粉末成形體以質量百分率計，含有0.002%以上且0.07%以下之C、及5.40%以上且8.40%以下之Al+Ti。
根據上述高溫零件之製造方法，可知藉由將粉末成形體中，存在於粉末成形體之結晶晶界且生成阻礙晶粒生長之碳化物的C含量限制為0.002質量%以上且0.07%以下，而所得之高溫零件之結晶粒徑由合金粉末之粒徑成長。可期待此種藉由結晶之晶粒成長而具有粗大化之結晶結構的高溫零件，具備高抗潛變性。
並且，根據上述高溫零件之製造方法，可製造出以下高溫零件，其由含有以質量百分率計為0.002%以上且0.07%以下之C、及5.40%以上且8.40%以下之Al+Ti之γ’析出強化型Ni基合金所構成，且平均結晶粒徑為150μm以上，該晶粒組織其正交的3方向全部之剖面皆為等軸組織，且為非樹枝狀組織。再者，於本說明書及申請專利範圍，定義各晶粒之長軸與短軸間之尺寸比(長寬比)之平均不到2之金屬組織為「等軸組織」。
上述高溫零件，C之含量，以質量百分率計，可高於0.03%且為0.07%以下。
上述高溫零件中，該γ’析出強化型Ni基合金除了C、Al、及Ti之外，以質量百分率計，可含有4.60%以下之Nb+Ta、5.00%以上且22.80%以下之Cr、19.50%以下之Co、1.80%以上且13.75%以下之Mo+W、0.10%以下之B、1.0%以下之Zr、及2.0%以下之Hf。
又，上述之高溫零件中，該γ’析出強化型Ni基合金可為以質量百分率計，含有0.03%以上且0.07%以下之C、6.00%以上且7.50%以下之Al+Ti、1.50%以上且3.00%以下之Nb+Ta、11.00%以上且15.00%以下之Cr、3.80%以上且5.20%以下之Mo、0.005%以上且0.020%以下之B、及0.05%以上且0.20%以下之Zr，且剩餘部分由Ni及不可避免之雜質所構成者。
上述之高溫零件之製造方法，可進而包含氣孔率降低步驟，該氣孔率降低步驟係於上述成形步驟與上述晶粒粗大化步驟之間進行，或與上述晶粒粗大化步驟同時進行，並藉由利用氣體壓力而施加等向性之壓力於上述粉末成形體來降低氣孔率。
又，上述高溫零件之製造方法中，上述晶粒粗大化步驟，包含將上述粉末成形體，在真空環境下或在非活性氣體環境下，以特定之粗大化處理溫度加熱，上述粗大化處理溫度，係於上述粉末成形體固有之釘扎 (pinning)效果消失之溫度以上且上述粉末成形體之固相線溫度以下之範圍之溫度較佳。其中，上述固相線溫度，可為於根據實驗求得之固相線溫度再加上特定的α℃所得之值。
又，上述高溫零件之製造方法中，C之含量，以質量百分率計，可高於0.03%且為0.07%以下。
又，上述高溫零件之製造方法中，上述粉末成形體，除了C、Al、及Ti之外，以質量百分率計，可含有4.60%以下之Nb+Ta、5.00%以上且22.80%以下之Cr、19.50%以下之Co、1.80%以上且13.75%以下之Mo+W、0.10%以下之B、1.0%以下之Zr、及2.0%以下之Hf。
又，上述高溫零件之製造方法中，上述粉末成形體可為以質量百分率計，可含有0.03%以上且0.07%以下之C、6.00%以上且7.50%以下之Al+Ti、1.50%以上且3.00%以下之Nb+Ta、11.00%以上且15.00%以下之Cr、3.80%以上且5.20%以下之Mo、0.005%以上且0.020%以下之B、及0.05%以上且0.20%以下之Zr，且剩餘部分由Ni及不可避免之雜質所構成者。
又，上述高溫零件之製造方法中，上述特定之粉末成形方法係不包含粉末鍛造法，上述成形步驟可包含將上述合金粉末集中成上述高溫零件形狀並使其燒結。
又，上述高溫零件之製造方法中，上述成形步驟可包含：將混練上述合金粉末與樹脂黏合劑而得之複合物射出至模具而成形中間成形體、將上述中間成形體進行脫脂、及燒結已脫脂之上述中間成形體而得到上述粉末成形體。
如此，利用MIM，而得到成形為高溫零件之形狀之粉末成形體，藉此可得到高形狀精度之高溫零件。進而，藉由利用MIM，可期待較高之材料產率、降低材料費及後加工費，較短之生產運轉時間，生產性之提高。
上述高溫零件之製造方法中，上述合金粉末之平均粒徑較佳為20μm以上且60μm以下。
藉由合金粉末為上述之平均粒徑，而可期待於對中間成形體進行脫脂時，從粉末彼此之間隙的樹脂黏合劑之脫離性提高。
又，上述高溫零件之製造方法中，上述合金粉末較佳為以質量百分率計含有0.002%以上且0.02%以下之C。
根據本發明，於使用MIM等之鍛造以外之成形方法，從金屬粉末，製造由高溫特性優異之γ’析出強化型Ni基合金構成之高溫零件時，可粗大化高溫零件之組織之晶粒。
圖1係高溫零件之製造方法之流程圖。
圖2係成形步驟之處理之流程圖。
圖3係與晶粒粗大化之評價之基準對應之組織照片之表。
圖4係與晶粒粗大化之評價之基準對應之組織照片之表。
圖5係表示粉末成形體之DSC熱力學圖之一例之圖。
圖6係表示高溫零件之潛變實驗結果之圖表。
本發明之高溫零件之製造方法係用作製造例如燃氣渦輪引擎的渦輪零件等之適合使用於嚴苛的高溫環境之高溫零件的方法。此高溫零件係由較不鏽鋼或耐熱鋼之高溫強度(特別是抗潛變性)更佳之γ’析出強化型Ni基合金所構成。
表1表示構成上述高溫零件之γ’析出強化型Ni基合金(以下簡稱「合金」)所含之元素之比率(質量百分率)。此合金以質量百分率計，含有0.002%以上且0.07%以下(較佳為0.006%以上且0.07%以下，進而更佳為高於0.03%且為0.07%以下)之C(碳)。又，上述合金之Al(鋁)之含有率及Ti(鈦)之含有率之和(Al+Ti)，以質量百分率計，為5.40%以上且8.40%以下。上述合金，除了上述之C、Al、及Ti之外，以質量百分率計，可含有5.00%以上且22.80%以下之Cr(鉻)、19.50%以下(包含0%)之Co(鈷)、1.80%以上且13.75%以下之Mo(鉬)+W(鎢)、4.60%以下(包含0%)之Nb(鈮)+Ta(鉭)、0.10%以下(不包含0%)之B(硼)、1.0%以下(不包含0%)之Zr(鋯)、2.0%以下(不包含0%)之Hf(鉿)，且剩餘部分為Ni(鎳)及不可避免之雜質。
作為具有以表1所示之組成之合金，可列舉由表2所示之γ’析出強化型Ni基合金(合金商標名：IN713C、IN713LC、Mar-M246+Hf、Mar-M247、CM247LC、B1900、B1900+Hf、Rene’80、IN738、IN738LC、IN792、Rene’95、IN939、alloyα(原始合金))之典型之組成(又稱公稱組成)變化為C之比率為0.002質量%以上且0.07質量%以下(較佳為0.006質量%以上且0.07質量%以下，更佳為0.03質量%以上且0.07質量%以下)者。
例如，將表2所示之IN713C、IN713LC、及alloyα之典型之組成作為基礎之γ’析出強化型Ni基合金，以質量百分率計，含有0.002%以上且0.07%以下(較佳為，0.006%以上且0.07%以下，更佳為，高於0.03%且為0.07%以下)之C、6.00%以上且7.50%以下之Al+Ti、1.50%以上且3.00%以下之Nb+Ta、11.00%以上且15.00%以下之Cr、3.80%以上且5.20%以下之Mo、0.005%以上且0.020%以下之B、及0.05%以上且0.20%以下之Zr，且剩餘部分由Ni及不可避免之雜質所構成。
又，例如，將表2所示之alloyα之典型之組成作為基礎之γ’析出強化型Ni基合金，以質量百分率計，含有0.002%以上且0.07%以下(較佳為，0.006%以上且0.07%以下，更佳為，高於0.03%且為0.07%以下)之C、6.00%以上且7.50%以下之Al+Ti、1.80%以上且3.00%以下之Nb+Ta、13.00%以上且15.00%以下之Cr、3.80%以上且5.20%以下之Mo、0.005%以上且0.020%以下之B、及0.05%以上且0.20%以下之Zr，且剩餘部分由Ni及不可避免之雜質所構成。
於此，同時參照圖1並說明高溫零件之製造方法。圖1係表示高溫零件之製造的流程之流程圖。
如圖1所示，高溫零件之製造程序包含步驟：成形步驟(步驟S1)，其由合金粉末來成形為期望之高溫零件形狀之粉末成形體、氣孔率降低 步驟(步驟S2)，其藉由加壓已成形之粉末成形體而降低氣孔率、及晶粒粗大化步驟(步驟S3)，其藉由熱處理來粗大化已降低氣孔率之粉末成形體之結晶粒徑。高溫零件之製造程序可依據合金之種類，進而包含於上述晶粒粗大化步驟(步驟S3)之後，硬化已粗大化粒徑之粉末成形體之硬化步驟(步驟S4)。
[成形步驟]
於成形步驟(步驟S1)使用特定之粉末成形法，由合金粉末成形為粉末成形體。關於粉末成形體，雖考慮到下述之氣孔率降低步驟(步驟S2)或熱處理步驟(步驟S3及步驟S4)會多少造成變形，惟實際上呈現出期望之高溫零件形狀(淨成形(net shape)、近淨成形(near net shape))。
此處採用MIM作為粉末成形法。但粉末成形體之成形法並不限定為MIM，可採用除粉末鍛造法之外之粉末成形法。此種粉末成形法，包含將合金粉末集中成高溫零件形狀並使其燒結。可採用MIM、壓機壓縮成形法、熱均壓壓縮成形法(HIP)、冷均壓壓縮成形法(CIP)、及積層製造法(AM：Additive Manufacturing)中任一種作為此種粉末成形法。於壓機壓縮成形法，藉由以期望之高溫零件形狀之模具來壓縮成形合金粉末而將中間物造形，並燒結中間物而得到粉末成形體。於熱均壓壓縮成形法，藉由將合金粉末充填至高溫零件形狀之罐體(capsule)中，並施以均勻之高壓與高溫而將中間物造形，燒結中間物而得到粉末成形體。於冷均壓壓縮成形法，將合金粉末密封成高溫零件形狀，並對其施加均勻之液壓將中間物造形，燒結中間物而得到粉末成形體。於積層製造法，以雷射或電子束一層層熔融凝固合金粉末，而造形為期望之形狀之粉末成形體。再者，包含鍛造、擠出、壓延、及拉拔等塑性加工之方法不用作粉末成形法。特別是，因給予材料塑性應變而殘留位移般之在材料之再結晶溫度以下之冷塑性加工及等溫塑性加工不使用於粉末成形體之成形。
圖2係成形步驟之處理之流程圖。如圖2所示，於成形步驟(步 驟S1)，首先，均勻混練合金粉末與黏合劑，得到其等之複合物(步驟S11)。複合物係使用製粒機而成形為成形性良好之顆粒狀。黏合劑可為以往通常使用於MIM者，例如包含聚丙烯(PP)、聚乙烯(PE)、聚甲醛(POM)、聚甲基丙烯酸甲酯(PMMA)、棕櫚蠟(CW)、石蠟(PW)、及硬脂酸(St)等中之至少1種。
表3係表示合金粉末所含有之元素之比率(質量百分率)。此合金粉末係以質量百分率計，含有0.002%以上且0.02%以下之C、5.40%以上且8.40%以下之Al+Ti之Ni基合金粉末。此合金粉末除了C、Al、及Ti之外，以質量百分率計，可含有4.60%以下(包含0%)之Nb+Ta、5.00%以上且22.80%以下之Cr、19.50%以下(包含0%)之Co、1.80%以上且13.75%以下之Mo+W、0.10%以下(不包含0%)之B、1.0%以下(不包含0%)之Zr、2.0%以下(包含0%)之Hf，且剩餘部分為Ni及雜質。
合金粉末具有20μm以上且60μm以下、更理想為30μm以上且50μm以下之平均粒徑。此處，平均粒徑係以體積基準之中值粒徑(d50)表示。體積基準之中值粒徑係使用將雷射繞射-散射法作為測定原理之粒度分布測定裝置來測定樣品，而求出粒度分布(累積分布)時之體積基準之相對粒子量成為50%之粒徑來定義。相較以往通常使用於MIM之金屬粉末之平均粒徑(10μm程度)，此平均粒徑較大。
使用射出成形機，將以上述方式得到之複合物射出至模具之期望之高溫零件形狀的模槽(步驟S12)。接著，打開模具，將生坯(中間成形 體)自模具脫模(步驟S13)。生坯係將合金粉末及黏合劑之混練物即複合物射出成形而得者。
接著，自生坯去除黏合劑，即進行脫脂(步驟S14)。作為脫脂之方法，有將生坯浸漬於有機溶劑或水來脫脂之方法、將生坯以100~600℃之脫脂燃燒爐進行加熱而脫脂之方法等。
接著，燒結已脫脂之生坯而得到粉末成形體(步驟S15)。於此步驟，通常是以1200~1300℃、0.5~3小時來加熱已脫脂之生坯。使用之燒結條件以成為使粉末成形體充分緻密化(例如，相對密度95%以上)之溫度及時間之組合的方式並考慮經濟性而決定。亦可與上述之脫脂步驟連續進行此燒結步驟。
本案之發明人，認為阻礙粉末成形體之晶粒成長的因素之一為存在於結晶晶界之碳化物。因此，粉末成形體之含碳量，以質量百分率計，以成為0.002%以上且0.07%以下(較佳為0.006%以上且0.07%以下，更佳為高於0.03%且為0.07%以下)之方式控制粉末成形體之成形步驟之程序。具體而言，限制合金粉末的碳含量為0.002%以上且0.02%以下。又，亦考慮到因MIM中殘留於粉末表面之黏合劑所造成之碳汙染，故採用相比以往較大之粒徑之合金粉末，藉此於脫脂處理中黏合劑從粉末成形體之粉末彼此之間隙更容易脫離。
[氣孔率降低步驟]
於氣孔率降低步驟(步驟S2)，以將成形步驟(步驟S1)得到之粉末成形體之氣孔率降低之方式，而對粉末成形體施加氣體壓力。因粉末成形體中之氣孔亦可成為阻礙晶粒之成長的釘扎因素，故氣孔率降低步驟(步驟S2)後之粉末成形體之孔隙率越低越佳。
於氣孔率降低步驟(步驟S2)，可使用例如HIP(熱均壓壓縮成形法)。具體而言，利用氣體壓力，同時施加900~1300℃之高溫及數10~ 200MPa之等向性壓力於被處理體之粉末成形體。HIP使用之氣體種類係非活性氣體(例如，Ar)，HIP之參數，雖可依據合金組成及處理之目標循環時間來變更，但溫度、壓力、及時間較佳為設定成可實質去除粉末成形體之孔隙率的充分程度。
[晶粒粗大化步驟]
於晶粒粗大化步驟(步驟S3)，進行用以粗大化粉末成形體之晶粒之粗大化熱處理。粗大化熱處理係在真空或非活性氣體環境下，對粉末成形體以特定之粗大化處理溫度，僅以特定之粗大化處理時間進行加熱。認為於此熱處理，粉末成形體並不具有再結晶所需之足夠的自由能，因此幾乎不生成再結晶。再者，上述所謂之「真空環境」係指壓力未達1000Pa之空間狀態。又，上述所謂之「非活性氣體環境」係指利用1000Pa以上之以Ar等之非活性氣體進行取代之空間狀態。
於粉末成形體之晶界，存在由合金含有之以Ti、Nb、Ta、Hf、Mo、Cr、Ni等金屬原子及碳原子所構成之化合物(下稱「碳化物」)。已知有Ti、Nb、Ta、Hf與C以約1：1之比率結合之MC碳化物、或Mo、Ni、Cr等與C以約6：1之比率結合之M6C碳化物，Cr、Mo等與C以約23：6之比率結合之M23C6碳化物(「M」表示金屬元素)。其中，MC碳化物於高溫最為安定，本案之發明人認為存在於粉末成形體之晶界的碳化物，主要為MC碳化物展現試圖妨礙晶界之移動之釘扎力。並且，由實驗得知此釘扎效果以某個溫度為界急遽降低。以下稱此釘扎效果急遽降低之溫度為「釘扎效果消失之溫度」。關於釘扎效果消失之溫度，可認為係藉由存在於晶界而使釘扎效果展表之碳化物進行分解，或晶界移動之能量勝過釘扎力而碳化物被移動之晶界吞沒，而釘扎效果急遽降低。依據此想法，藉由以釘扎效果消失之溫度以上之粗大化處理溫度進行熱處理，阻礙粉末成形結晶之成長的要素會自晶界消失，可期待結晶粒之粗大 化之促進。
上述之釘扎效果消失之溫度係依據合金之組成而相異，又，認為即使為類似之組成亦會因碳之含量而相異。因此，預先實驗性求得釘扎效果消失之溫度，再將粗大化處理溫度設為釘扎效果消失之溫度以上且粉末成形體之固相線溫度以下。粉末成形體之固相線溫度係自粉末成形體最初生成液相之溫度，取決於粉末成形體之組成及其碳含量。若粗大化處理溫度超過固相線溫度，構成粉末成形體之元素中之一部份之熔點較低之液相生成，而於晶界生成局部熔融層，故理論上之粗大化處理溫度為固相線溫度以下。但實際上，可將粗大化處理溫度之上限值設為自固相線溫度加上α℃而得之值。α規定為：液相線溫度及固相線溫度之差之20%(α=(液相線溫度-固相線溫度)/5)。
圖5係表示以示差掃描熱析儀(DSC)測定粉末成形體而得之DSC熱力學圖之一例。示差掃描熱析儀係給予樣品一定之熱，同時測定基準物質與樣品之溫度，獲取以溫度差作為樣品之熱物理性質，測定因樣品之狀態變化導致之吸熱反應或放熱反應之裝置。圖5所示之DSC熱力學圖，縱軸以熱流(Heat Flow)〔mJ/s〕、縱軸以溫度〔℃〕表示。
於圖5之DSC熱力學圖，可於固溶線溫度觀察到放熱峰，於固相線溫度及液相線溫度之間觀察到吸熱峰。該吸熱峰之開始向下之溫度規定為固相線溫度，該吸熱峰向上至頂之溫度規定為液相線溫度。
粗大化處理時間，不僅受粉末成形體之形狀或碳量，亦受粗大化處理溫度之影響。雖然粗大化處理時間越長晶粒之粗大化之程度變得越大，但若粗大化處理時間變長則不經濟。因此，粗大化處理時間可基於實驗得到之結果，並根據用以使高溫零件具備期望之抗潛變性的晶粒尺寸與經濟性之平衡來決定。
再者，可知若於真空環境下進行粗大化熱處理，則合金所含之 Cr蒸發，或因於蒸發過程中Cr進行晶界擴散，而Cr於晶界較濃。因此，為避免合金中之Cr蒸發的情況，在非活性氣體環境下進行粗大化熱處理。
再者，於上述中，氣孔率降低步驟(步驟S2)是在成形步驟(步驟S1)及晶粒粗大化步驟(步驟S3)之間進行，但氣孔率降低步驟(步驟S2)及晶粒粗大化步驟(步驟S3)亦可同時進行。又，如下述般，於省略氣孔率降低步驟(步驟S2)之情況，亦可成形步驟(步驟S1)之燒結處理接續進行晶粒粗大化步驟(步驟S3)。
[硬化步驟]
於硬化步驟(步驟S4)，對各合金施以特定之固溶處理及時效處理，於母相中分散析出適當之γ’相。其等條件係考量必要之機械特性而決定。再者，根據合金，藉由於晶粒粗大化步驟(步驟S3)後進行緩冷，而有不施行硬化處理(步驟S4)而發揮出強度者。又，亦可藉由於晶粒粗大化步驟(步驟S3)後實施急冷而省略固溶處理。藉由以上步驟(S1~S4或S1~S3)而可製造高溫零件。
以上說明之高溫零件之製造方法包含以下步驟：成形步驟(步驟S1)，其由γ’析出強化型Ni基合金之合金粉末，使用特定之粉末成形方法(但不包括粉末鍛造法)，成形為期望之高溫零件形狀之粉末成形體、氣孔率降低步驟(步驟S2)，其藉由對已成形之粉末成形體利用氣體壓力施加等向性之壓力以降低氣孔率、及晶粒粗大化步驟(步驟S3)，其藉由熱處理使粉末成形體之結晶粗大化。氣孔率降低步驟(步驟S2)及晶粒粗大化步驟(步驟S3)亦可同時進行。又，於晶粒粗大化步驟(步驟S3)之後，亦可進行從結晶粒徑經粗大化之粉末成形體析出γ’相之熱處理。
上述中，成形步驟包含將合金粉末集中成高溫零件形狀並使其燒結。作為此種粉末成形法，可採用金屬粉末射出成形法、壓機壓縮成形法、 熱均壓壓縮成形法、冷均壓壓縮成形法、及積層製造法之中任一種。
上述中，粉末成形體以質量百分率計，含有0.002%以上且0.07%以下之C，及5.40%以上且8.40%以下之Al+Ti。此粉末成形體，除了C、Al、及Ti之外，以質量百分率計，可含有4.60%以下(包含0%)之Nb+Ta、5.00%以上且22.80%以下之Cr、19.50%以下(包含0%)之Co、1.80%以上且13.75%以下之Mo+W、0.10%以下(不包含0%)之B、1.0%以下(不包含0%)之Zr、及2.0%以下(包含0%)之Hf。
或者，粉末成形體，對應表2之IN713LC及alloyα，而以質量百分率計，可含有高於0.03%且為0.07%以下之C、6.00%以上且7.50%以下之Al+Ti、1.50%以上且3.00%以下之Nb+Ta、11.00%以上且15.00%以下之Cr、3.80%以上且5.20%以下之Mo、0.005%以上且0.020%以下之B、及0.05%以上且0.20%以下之Zr，且剩餘部分由Ni及不可避免之雜質所構成。此種組成之高溫零件成為抗潛變性優異之γ’析出強化型Ni基合金。
可知於藉由上述製造方法得到之高溫零件，限制了C之含量，該C之含量生成存在於粉末成形體之結晶晶界而被認為阻礙結晶之成長的碳化物；並藉由經過晶粒粗大化步驟而結晶粒徑自合金粉末之粒徑成長。經由此種結晶粒徑之成長，可期待高溫零件之抗潛變性的提高。即，根據上述之高溫零件之製造方法，可使用MIM等之鍛造以外之成形方法，自金屬粉末製造由高溫特性優異之γ’析出強化型Ni基合金所構成之高溫零件。
並且，藉由上述之高溫零件之製造方法，可得到以下高溫零件，該高溫零件由含有以質量百分率計為0.002%以上且0.07%以下之C、及5.40%以上且8.40%以下之Al+Ti之γ’析出強化型Ni基合金所構成，平均結晶粒徑為150μm以上，該晶粒組織其正交的3方向全部之剖面皆係等軸組織，且為非樹枝狀組織。
又，於上述之高溫零件之製造方法，晶粒粗大化步驟中，在真空環境下或非活性氣體環境下，以特定之粗大化處理溫度加熱粉末成形體。此處之「粗大化處理溫度」係在粉末成形體固有之釘扎效果消失之溫度以上且粉末成形體之固相線溫度以下之範圍之溫度。
如此，以存在於粉末成形體之晶界之碳化物的釘扎效果急遽降低之釘扎效果消失之溫度以上且粉末成形體之固相線溫度以下之範圍之溫度來進行以晶粒粗大化為目的之熱處理，藉此使阻礙粉末成形體之晶界之移動者消失，因此可期待晶粒之成長之促進。
又，於上述高溫零件之製造方法，成形步驟包含：將合金粉末與樹脂黏合劑混練之複合物射出至模具而成形為中間成形體(生坯)、將中間成形體脫脂、及燒結已脫脂之中間成形體而得到粉末成形體。
以此方式利用MIM，得到成形為高溫零件之形狀之粉末成形體，藉此能夠得到高形狀精度之高溫零件。進而，藉由利用MIM，可期待：較高之材料產率、降低材料費及後加工費、較短之生產運轉時間、生產性提高。
接著，於利用MIM而得到成形為高溫零件之形狀之粉末成形體時，合金粉末之體積基準之平均粒徑(d50)設為20μm以上且60μm以下。如此藉由合金粉末為上述之平均粒徑，可期待在脫脂中間成形體時，從粉末彼此之間隙的樹脂黏合劑之脫離性之提高。
又，於MIM使用之合金粉末，以質量百分率計，含有0.002%以上且0.02%以下之C。如此，藉由抑制合金粉末之C之含量為0.002%以上且0.02%以下，而能抑制粉末成形體之C之含量為0.07%以下。
[實施例]
接著，說明本發明之高溫零件之製造方法的實施例。
[樣品製作順序]
以下說明之各樣品共通之樣品製作順序係如下所述。
(步驟S1)
將合金粉末與黏合劑均勻混練之化合物，射出至模具，而得到厚約1~3mm之板狀之生坯。再者，黏合劑係依據樣品而分別使用以PP、POM、及PW混合者；及以PP、PMMA、及PW混合者。各樣品之合金粉末所含有之元素比率(質量百分率)示於表4。再者，樣品a1-6、b1-7、c1-5、d1-12、e1-6、f1、g1、及h1之合金粉末，係由表2之「alloyα」之組成改變C之比率者。
又，合金粉末之平均粒徑(d50)，係除下述之樣品之a1~4、f2、g2以外，皆為48.0μm。
將所得到之生坯，自室溫緩慢地升溫至500℃，同時加熱脫脂，進而，以能促進充分緻密化之適當燒結條件(爐內溫度及時間)進行加熱，而得到粉末成形體。
(步驟S2)
對上述步驟S1所得之粉末成形體，以1204℃、102~104MPa之Ar環境下、4小時之條件進行HIP。再者，根據樣品，亦有意圖省略該HIP者。
(步驟S3)
對藉由上述步驟S2而孔隙已降低之粉末成形體，在真空或Ar環境下，以粗大化處理溫度，僅以特定之粗大化處理時間進行加熱。粗大化處理溫度及粗大化處理時間，係根據樣品而相異。
(步驟S4)
對結束上述步驟S3之粗大化處理之粉末成形體，以1204℃施行2小時之固溶處理後，以840℃、4小時及760℃、12小時進行2階段之時效處理，而得到樣品。於任一處理中，皆是以冷氣風扇實施冷卻。再者，步驟S4僅對進行強度試驗之樣品施行，進行結構觀察之樣品則省略。
[樣品觀察及評價順序]
將板狀之樣品以厚度方向包含於視野中之方式切斷後嵌入樹脂，研磨其切面，並以馬伯試劑進行蝕刻，利用光學顯微鏡拍攝切面。接著，使用拍攝得到之組織照片(圖像)，依以下(1)~(3)之順序求出結晶之平均粒徑。再者，於1張之組織照片中，關於厚度方向之全域的圖像之鮮明度不足以評價結晶粒徑的情況時，使用以數張之組織照片合成者作為組織照片。又，將組織照片之拍攝範圍以厚度方向及其正交方向之長寬比成為約1：1之方式來選取。
(1)對於組織照片之拍攝範圍全域，縱橫各以等間隔畫出20條線，數出對於各線與晶界之相交的數。
(2)對於組織照片中之金屬組織上(即非樹脂上)畫出之各線之長度依據照片中之比例尺變換為實際尺寸之值，將其除以(1)中求得之數字的值設為於各線中之粒徑。
(3)除通過樹脂部分之線之外，對於各線求得之粒徑之平均值之設為平均結晶粒徑。
若平均粒徑為150μm以上則評價為結晶粒徑已粗大化；若平均 粒徑未滿150μm則評價為結晶粒徑之粗大化不充分。又，從組織照片亦針對非粗大化晶粒有無偏存、或晶界有無局部熔融、或Cr有無蒸發進行評價。下述表5表示晶粒粗大化之評價之基準，於圖3及圖4表示與晶粒粗大化之評價之基準對應之組織照片。
如表5及圖3表示，評價為「已粗大化(A)」者係平均結晶粒徑為150μm以上，且該晶粒組織其正交的3方向全部之剖面皆係等軸組織，且為非樹枝狀組織。又，評價為「已粗大化/非粗大化晶粒之偏存(A*1)」者係通過上述(A)之評價基準，但組織照片中可確認到平均結晶粒徑100μm以下之晶粒之10個以上的群聚。又，評價為「已粗大化/有局部熔融(A*2)」者係通過上述(A)之評價基準，但組織照片內觀察到在晶界有局部熔融。又，評價為「已粗大化/有Cr蒸發(A*3)」者係通過上述(A)之評價基準，但組織照片內觀察到晶界有Cr蒸發。如表5及圖4表示，評價為「一部份看起來已粗大化(B)」者係平均結晶粒徑未滿150μm，但樣品之剖面內部亦觀察到已粗大化之晶粒。又，評價為「未粗大化(C)」者未滿足上述(A)(B)之評價基準。
[粉末成形體之碳量測定順序]
粉末成形體之碳量係以鑽孔器等將板狀之樣品削出刻面(facet)狀，並使 用非分散型紅外分析儀來測定。但，藉由MIM製出之粉末成形體，因黏合劑之脫離性不同，而有樣品最表面之碳量測定出來較低之情況，故留意自樣品內部採取刻面。
[因合金粉末尺寸而碳量降低效果之驗證]
施行用以驗證於成形步驟(步驟S1)中，依據合金粉末尺寸而粉末成形體之含碳量可降低之實驗。
合金粉末之平均粒徑(d50)設為10.9μm、粗大化處理溫度設為1280℃、粗大化處理時間設為12小時、粗大化處理環境設為10kPa之Ar環境，並依上述樣品製作順序而得到樣品a1。樣品a1之粉末成形體之碳量為0.074質量%。
合金粉末之平均粒徑(d50)設為23.6μm、粗大化處理溫度設為1280℃、粗大化處理時間設為12小時、粗大化處理環境為10kPa之Ar環境，並依上述樣品製作順序得到樣品a2。樣品a2之粉末成形體之碳量為0.050質量%。
合金粉末之平均粒徑(d50)設為30.7μm、粗大化處理溫度設為1280℃、粗大化處理時間設為12小時、粗大化處理環境設為10kPa之Ar環境，並依上述樣品製作順序得到樣品a3~4。樣品a3之粉末成形體之碳量為0.061質量%；樣品a4之粉末成形體之碳量為0.046質量%。
合金粉末之平均粒徑(d50)設為48.0μm、粗大化處理溫度設為1280℃、粗大化處理時間12小時、粗大化處理環境為10kPa之Ar環境，並依上述樣品製作順序得到樣品a5~6。樣品a5之粉末成形體之碳量為0.058質量%；樣品a6之粉末成形體之碳量為0.034質量%。
表6表示樣品a1~6之合金粉末之特性，及該樣品之觀察與評價結果。如表6明確所示，於樣品a1，樣品之剖面內部中亦觀察到已粗大化之晶粒，但平均結晶粒徑未滿足特定之基準(150μm以上)。於樣品a2~6可見結晶粒徑之粗大化。雖樣品a2~6之合金粉末之碳量相同，合金粉末之平均粒徑相異，故粉末成形體之碳量相異。因此，於樣品a2~6，可於結晶粒徑之粗大化之程度、或粗大化之不充分之晶粒的分布觀察到差異。於樣品a2，存在有集中於樣品之厚度方向中央部分之粗大化不充分的晶粒，另一方面，平均粒徑相較於樣品a2大之樣品a3~6中，未確認到粗大化之不充分的晶粒。由上可知合金粉末之平均粒徑越大，結晶粒徑之粗大化越良好。
又，從表6可確認到粉末成形體之碳量於0.034質量%以上且0.061質量%以下(大致高於0.03質量%且為0.07質量%以下)之範圍中，結晶粒徑之充分粗大化。又，粉末成形體之碳量於0.074質量%時，確認到未滿足基準之結晶粒徑之粗大化。進而推測，對於結晶粒徑之粗大化之釘扎效果由碳化物負責，故即使於碳量小於0.034質量%之情況，亦容易進行結晶粒徑之粗大化。由此，粉末成形體之碳量於0.07%以下之範圍，可謂結晶粒徑充分地粗大化。
[因合金粉末所含之碳化物形成元素之差異導致之晶粒成長之差異的驗證]
施行用以驗證於成形步驟(步驟S1)中，因合金粉末所含之碳化物形成元素之差異導致之結晶之粒成長的實驗。
合金粉末之平均粒徑(d50)設為48.0μm、粗大化處理溫度設為1280℃、粗大化處理時間設為12小時、粗大化處理環境設為10kPa之Ar環境，並依上述樣品製作順序得到樣品h1。於樣品h1之合金粉末中，與C結合形成MC碳化物之元素為Ti及Nb。
於樣品h1使用之合金粉末以1.65質量%之比例追加平均粒徑為25μm之粉末Ta，藉由與樣品h1相同之樣品製作順序得到h2。於樣品h2之合金粉末中，與C結合形成MC碳化物之元素為Ti、Nb、及Ta。
於樣品h1使用之合金粉末以1.50質量%之比例追加平均粒徑為25μm之粉末Hf，藉由與樣品h1相同之樣品製作順序得到h3。於樣品h3之合金粉末中，與C結合形成MC碳化物之元素為Ti、Nb、及Hf。
表7表示樣品h1、h2、h3之合金粉末之特性、及該等樣品之觀察與評價結果。如表7明確所示，樣品h1、h2、及h3任一者均可見結晶粒徑之粗大化。由上可知，於含有Ti、Nb、Ta、及Hf之中至少1種元素之合金，藉由限制粉末成形體之碳量而展現出結晶粒徑之粗大化。不僅於alloyα所含之Ti、Nb所形成之MC碳化物，含有Ta、Hf所形成之MC碳化物亦展現出結晶粒徑之粗大化，因此針對表2所示之類似之合金，可容易推測出藉由限制粉末成形體之碳量而展現出結晶粒徑之粗大化。
[粗大化處理時間之驗證]
於晶粒粗大化步驟(步驟S3)中，施行用以驗證適當之粗大化處理時間之實驗。
粗大化處理設為溫度1280℃，粗大化處理時間設為1、2、4、12小時而相異，粗大化處理環境設為10kPa之Ar環境，依據上述樣品製作順序得到粗大化處理時間不同之4種樣品b1~4。於各樣品中，粉末成形體之碳含量為0.034~0.058質量%。
又，粗大化處理溫度設為1280℃，粗大化處理時間設為4、12、36小時而相異，粗大化處理環境設為較10-2Pa更高真空之環境，依據上述樣品製作順序得到粗大化處理時間不同之3種樣品b5~7。於各樣品中，粉末成形體之碳含量為0.034~0.058質量%。
表8表示粗大化處理時間不同之樣品b1~7之觀察與評價結果。如表8明確所示，於非活性氣體環境下，粗大化處理時間在2小時以上可確認到結晶粒徑之粗大化，4小時以上可見非粗大化晶粒無偏存之良好的結晶粒徑之粗大化。另一方面，於真空環境下，雖粗大化處理時間在4小時以上可確認到結晶粒徑之粗大化，但觀察到Cr之蒸發。又，於樣品b7，亦一併觀察到局部熔融。由上可知，粗大化處理時間為2小時以上則結晶粒徑粗大化，但粗大化處理時間理想為4小時以上。
[粗大化處理環境之驗證]
於晶粒粗大化步驟(步驟S3)中，施行用以驗證適當之粗大化處理環境之實驗。
粗大化處理溫度設為1280℃，粗大化處理時間設為4小時，粗大化處理環境設為較10-2Pa更高真空之環境、100Pa之Ar環境、1300Pa之Ar環境、10kPa之Ar環境、104MPa之Ar環境而相異，依據上述樣品製作順序得到粗大化處理環境不同之5種樣品c1~5。於各樣品中，粉末成形體之碳含量為0.034~0.058質量%。
表9表示粗大化處理環境不同之樣品c1~5之觀察與評價結果。如表9明確所示，於樣品c1~5任一者均確認到結晶粒徑之粗大化，但於樣品c1、c2觀察到Cr之蒸發，於樣品c5觀察到局部熔融。於樣品c3、4可見良好的結晶粒徑之粗大化。因此可知藉由粗大化處理環境設為大於100Pa之非活性氣體環境，而可抑制Cr蒸發。
[粗大化處理溫度之驗證]
於晶粒粗大化步驟(步驟S3)中，施行用以驗證適當之粗大化處理溫度之實驗。
於粗大化處理條件中，製作粗大化處理溫度及粗大化處理環境不同之樣品，分別觀察及評價。
粗大化處理溫度如表10設為1300、1280、1260、1250、1240、1220℃而相異，粗大化處理時間設為12小時，粗大化處理環境設為10kPa之Ar環境，依據上述樣品製作順序得到樣品d1~6。於各樣品中，粉末成形體之碳含量為0.034~0.058質量%。
粗大化處理溫度如表10設為1300、1280、1260、1250、1240、 1220℃而相異，粗大化處理時間設為12小時，粗大化處理環境設為較10-2Pa更高真空之環境，依據上述樣品製作順序得到樣品d7~12。於樣品d7~12，粉末成形體之碳含量為0.034~0.058質量%。
表10表示樣品d1~12之觀察與評價結果。從表10可確認到樣品d1~6在Ar之環境下，粗大化處理溫度為1250℃之樣品d4粗大化，而未確認到粗大化處理溫度為1240℃之樣品d5粗大化。由此推測，於樣品d1~6之合金，在Ar環境下之釘扎效果消失之溫度為1241℃以上且1250℃以下。
又，從表10可確認到樣品d7~12在真空環境下，粗大化處理溫度為1240℃之樣品d11粗大化，而未確認到粗大化處理溫度為1220℃之樣品d12粗大化。由此推測，樣品d7~d12之合金在真空環境下之釘扎效果消失之溫度為1221℃以上且1240℃以下。
[氣孔率降低步驟之給予粗大化處理溫度之影響之驗證]
進行用以驗證高溫零件之製造方法所含之氣孔率降低步驟(步驟S2)給予晶粒粗大化步驟(步驟S3)之粗大化處理溫度之影響的實驗。
粗大化處理溫度如表11設為1300、1280℃而相異，粗大化處理 時間設為12小時，粗大化處理環境設為10kPa之Ar環境，依據省略了作為氣孔率降低處理之HIP(順序(iii))的上述樣品製作順序，而得到樣品e1、2。於各樣品中，粉末成形體之碳含量為0.034~0.058質量%。
粗大化處理溫度如表11設為1300、1280、1260℃而相異，粗大化處理時間設為12小時，粗大化處理環境設為較10-2Pa更高真空之環境，依據省略了作為氣孔率降低處理之HIP(程序(iii))的上述樣品製作順序，而得到樣品e3~5。於樣品e3~5中，粉末成形體之碳含量為0.034~0.058質量%。
表11表示樣品e1~5之觀察與評價結果。從表11可明白，省略了氣孔率降低步驟(步驟S2)之上述高溫零件之製造方法，即，包含以下步驟之高溫零件之製造方法：成形步驟(步驟S1)，其成形由Ni基合金粉末成形期望之高溫零件形狀之粉末成形體、晶粒粗大化步驟(步驟S3)，其藉由熱處理使上述粉末成形體之結晶粒徑粗大化，藉此亦能得到由已粗大化結晶粒徑之γ’析出強化型Ni基合金構成之高溫零件。
又，省略氣孔率降低步驟(步驟S2)並於Ar環境下進行晶粒粗大化步驟(步驟S3)之情況，粗大化處理溫度為1300℃則結晶粒粗大化，但因粗大化處理溫度為1280℃結晶粒並未粗大化，故可推測於省略氣孔率降低步驟之情況之釘扎效果消失之溫度為1281℃以上且1300℃以下。再者，省略氣孔率降低步驟(步驟S2)並於高真空環境下進行晶粒粗大化步驟(步驟S3)之情況，粗大化處理溫度為1280℃則結晶粒粗大化，但因粗大化處理溫度為1260℃ 而結晶粒未粗大化，故可推測於省略氣孔率降低步驟之情況之釘扎效果消失之溫度為1261℃以上且1280℃以下。
由以上之針對粗大化處理溫度之驗證實驗結果推測之釘扎效果消失之溫度示於表12。又，表13表示碳含量為0.034~0.058質量%及0.10質量%之粉末成形體之固相線溫度及液相線溫度之測定結果。
固相線溫度及液相線溫度之測定係製作碳含量為0.034~0.058質量%及0.10質量%而相異之粉末成形體之樣品f1、f2，並以示差掃描熱析儀(DSC)測定各樣品，從其結果求出各樣品之固相線溫度及液相線溫度。再者，樣品f1之粉末成形體係如上述之樣品製作順序之步驟S1所示，藉由MIM而成形者，但樣品f2之粉末成形體係藉由熱均壓壓縮成形法(HIP)而成形者。更詳細而言，樣品f2之粉末成形體為表4所示之特定組成，且將平均粒徑(d50)為26.9μm之合金粉末，封入軟鋼製之罐，以1204℃、104MPa之Ar環境下進行4小時之熱均壓壓縮，最後去除軟鋼而得者。
又，從表12可知，不論有無氣孔率降低步驟，相較Ar環境，真空環境下之釘扎效果消失之溫度變低。
又，從表12及表13可知，於省略氣孔率降低步驟之情況，於Ar環境下之粗大化熱處理，若不將粗大化處理溫度上升至固相線溫度附近則粉末 成形體之結晶粒徑不會粗大化。
進而，從表12可知，省略氣孔率降低步驟之情況相較於進行氣孔率降低步驟之情況，於Ar環境及真空環境任一者，粉末成形體之結晶粒徑之粗大化處理溫度均較高。由此，推測粉末成形體之氣孔成為妨礙結晶粒徑之粗大化之釘扎因素，而於省略氣孔率降低步驟之情況，相較於進行氣孔率降低步驟之情況，釘扎效果消失之溫度變高。由此可謂，為了於晶粒粗大化步驟(步驟S3)中以相對低溫之粗大化處理溫度來粗大化粉末成形體之結晶粒徑，較佳為不省略氣孔率降低步驟(步驟S2)而進行。
又，由參照了表13之表10、11可知，若粗大化處理溫度超過固相線溫度則產生結晶結構之局部熔融。
又，從表13可知，於粉末成形體之碳量較多之情況，固相線溫度會變低。由於晶粒粗大化熱處理溫度在釘扎效果消失之溫度以上且固相線溫度以下，故可謂為將此機制擴大，粉末成形體之碳量較佳為較少。
[高溫零件之高溫特性之驗證]
為評價高溫零件之高溫潛變性，以下述所示方法來製作試片及比較試片，以ASTM E139為基準進行潛變破壞實驗。
粗大化處理溫度設為1280℃、粗大化處理時間設為12小時，粗大化處理環境設為10kPa之Ar環境，並依據上述樣品製作順序得到樣品g1。由此樣品g1，製作出標距12mm、寬3.2mm、厚1.5~2mm之大小之試片g1’。再者，試片g1’之試片形狀，脫離ASTM E139之規格。對此試片g1’，以927℃/227MPa、980℃/90MPa變化實驗條件，進行潛變破壞實驗。
又，使用為以質量百分率計，如表4所顯示之特定之組成，且平均粒徑(d50)為26.9μm之合金粉末，於上述之樣品製作順序中省略粗大化處理(步驟S3)，並除了於硬化處理(步驟S4)實施1176℃、2小時之固溶處理 後進行925℃、16小時之時效處理外，其餘以相同順序得到比較樣品g2。比較樣品g2之粉末成形體之C含量為0.12質量%。由此比較樣品g2，製作出標距16~20mm、Φ4mm之大小之比較試片g2’。對此試片g2’，以927℃/227MPa、980℃/90MPa、760℃/690MPa、816℃/172MPa、927℃/90MPa、927℃/50MPa變化實驗條件，進行潛變破壞實驗。
以拉-米氏參數換算上述潛變破壞實驗之結果而作圖之結果示於圖6。再者，為進行比較，亦於圖6載明記載在『SUPERALLOYS II』Chester T.Sims,Norman S.Stoloff,William C.Hagel(1987年)之In713C鑄造品之文獻值。
如圖6明確所示，樣品g1之曲線與In713C鑄造品之曲線之偏差，相較於比較樣品g2之曲線與In713C鑄造品之曲線之偏差而言更小。由此實驗結果可知，相較結晶粒徑未粗大化之比較樣品g2，藉由晶粒粗大化處理而結晶粒徑粗大化之樣品g1具備優異之高溫潛變強度(抗潛變性)，及其高溫潛變強度上升至與鑄造品接近之程度。

Claims (14)

  1. 一種高溫零件之製造方法，其包含：成形步驟：其由γ’析出強化型Ni基合金的合金粉末，使用特定之粉末成形法使期望之高溫零件形狀的粉末成形體成形，及晶粒粗大化步驟：其藉由熱處理使上述粉末成形體之結晶粒徑粗大化；上述粉末成形體以質量百分率計，含有0.002%以上且0.07%以下之C、及5.40%以上且8.40%以下之Al+Ti。
  2. 如請求項1所述之高溫零件之製造方法，其進而包含氣孔率降低步驟，該氣孔率降低步驟係於上述成形步驟與上述晶粒粗大化步驟之間進行，或與上述晶粒粗大化步驟同時進行，並藉由利用氣體壓力施加等向性之壓力於上述粉末成形體來降低氣孔率。
  3. 如請求項1或2所述之高溫零件之製造方法，其中，上述晶粒粗大化步驟包含將上述粉末成形體在真空環境下或在非活性氣體環境下，以特定之粗大化處理溫度加熱，上述粗大化處理溫度係上述粉末成形體之固有之釘扎效果消失之溫度以上且上述粉末成形體之固相線溫度以下之範圍之溫度。
  4. 如請求項1至3項中任一項所述之高溫零件之製造方法，其中，上述粉末成形體之C之含量，以質量百分率計，高於0.03%且為0.07%以下。
  5. 如請求項1至4項中任一項所述之高溫零件之製造方法，其中，上述粉末成形體除了C、Al、及Ti之外，以質量百分率計，含有4.60%以下之Nb+Ta、5.00%以上且22.80%以下之Cr、19.50%以下之Co、1.80%以上且13.75%以下之Mo+W、0.10%以下之B、1.0%以下之Zr、及2.0%以下之Hf。
  6. 如請求項1至3項中任一項所述之高溫零件之製造方法，其中， 上述粉末成形體，以質量百分率計，含有高於0.03%且為0.07%以下之C、6.00%以上且7.50%以下之Al+Ti、1.50%以上且3.00%以下之Nb+Ta、11.00%以上且15.00%以下之Cr、3.80%以上且5.20%以下之Mo、0.005%以上且0.020%以下之B、及0.05%以上且0.20%以下之Zr，且剩餘部分由Ni及不可避免之雜質所構成。
  7. 如請求項1至6項中任一項所述之高溫零件之製造方法，其中，上述特定之粉末成形方法不包含粉末鍛造法，上述成形步驟包含將上述合金粉末集中成上述高溫零件形狀並使其燒結。
  8. 如請求項1至7項中任一項所述之高溫零件之製造方法，其中，上述成形步驟包含：將混練上述合金粉末與樹脂黏合劑而得之複合物射出至模具而成形中間成形體、將上述中間成形體進行脫脂、及燒結已脫脂之上述中間成形體而得到上述粉末成形體。
  9. 如請求項8所述之高溫零件之製造方法，其中，上述合金粉末之平均粒徑係20μm以上且60μm以下。
  10. 如請求項8或9所述之高溫零件之製造方法，其中，上述合金粉末，以質量百分率計，含有0.002%以上且0.02%以下之C。
  11. 一種高溫零件，其由含有以質量百分率計為0.002%以上且0.07%以下之C、及5.40%以上且8.40%以下之Al+Ti之γ’析出強化型Ni基合金所構成，平均結晶粒徑為150μm以上，該晶粒組織其正交的3方向全部之剖面皆為等軸組織，且為非樹枝狀組織。
  12. 如請求項11所述之高溫零件，其中，以質量百分率計，C之含量高於0.03%且為0.07%以下。
  13. 如請求項11所述之高溫零件，其中，上述γ’析出強化型Ni基合金，除了C、Al、及Ti之外，以質量百分率計，含有4.60%以下之Nb+Ta、5.00%以上且22.80%以下之Cr、19.50%以下之Co、1.80%以上且13.75%以下之Mo+W、0.10%以下之B、1.0%以下之Zr、及2.0%以下之Hf。
  14. 如請求項11所述之高溫零件，其中，上述γ’析出強化型Ni基合金，以質量百分率計，含有高於0.03%且為0.07%以下之C、6.00%以上且7.50%以下之Al+Ti、1.50%以上且3.00%以下之Nb+Ta、11.00%以上且15.00%以下之Cr、3.80%以上且5.20%以下之Mo、0.005%以上且0.020%以下之B、及0.05%以上且0.20%以下之Zr，且剩餘部分由Ni及不可避免之雜質所構成。
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