申请/专利权人：大同特殊钢株式会社

申请日：2018-02-24

公开（公告）日：2020-07-28

公开（公告）号：CN108504903B

主分类号：C22C19/05(20060101)

分类号：C22C19/05(20060101)

优先权：["20170224 JP 2017-033971"]

专利状态码：有效-授权

法律状态：2020.07.28#授权;2018.10.09#实质审查的生效;2018.09.07#公开

摘要：本发明涉及一种具有以下组成的Ni基超合金，其包含：以质量％计，C：0.1％至0.3％，Cr：8.0％至12.0％，Mo：1.0％至5.0％，Co：10.0％至20.0％，Ta：0.01％至1.50％，Ti：2.0％至4.2％，Al：5.0％至8.0％，V：0至1.5％，B：0.005％至0.030％，以及Zr：0.05％至0.15％，余量为Ni和不可避免的杂质，并且以原子％计，满足以下关系，Ti+Al为16.0％至20.3％，且TiAl为0.3以下。

主权项：1.一种Ni基超合金，其由以下组分构成：以质量％计，C：0.1％至0.3％，Cr：8.0％至12.0％，Mo：3.1％至5.0％，Co：10.0％至20.0％，Ta：0.01％至1.50％，Ti：2.0％至4.2％，Al：5.0％至8.0％，V：0至1.5％，B：0.005％至0.030％，以及Zr：0.05％至0.15％，余量为Ni和不可避免的杂质，并且以原子％计，满足以下关系，Ti+Al为16.0％至20.3％，且TiAl为0.3以下。

全文数据：Ni基超合金技术领域[0001]本发明涉及一种Ni基超合金，其适合用作涡轮机叶轮等高温部件的材料。背景技术[0002]例如，在高温下（例如，在约950°C的高温下）因受发动机废气驱动而旋转的涡轮机叶轮以高速旋转例如，每分钟的转数为几十万），因此，要求其高温强度性能优异。[0003]因此，作为涡轮机叶轮的材料，已经主要使用了高温强度性能优异的Ni基超合金，特别是以InconeI713C和MAR-M246为代表的Ni基铸造合金。[0004]作为Ni基超合金中高温强度的强化机制，已经使用了固溶强化和γ’相（伽玛相）析出强化。由于所析出的γ’相作为金属间化合物的Ni3Al，Ti，Nb的相作为强化相在高温下是稳定的，所以难以通过锻造来制造涡轮机叶轮，因此，通常主要通过使用Ni基铸造合金的铸造来制造涡轮机叶轮，并且在铸造状态下使用该涡轮机叶轮。[0005]顺便提及，在诸如涡轮机叶轮之类的旋转体中，随着部件的重量增加，惯性重量增加，并且例如旋转升高时的响应变慢。因此，要求旋转体的重量轻，即，比重低。[0006]在如上所述的使用固溶强化和γ’相析出强化作为强化机制的Ni基合金中，随着固溶强化元素的添加量的增加，高温强度提高。然而，由于比重增加，因此难以应对降低比重的要求。[0007]也考虑了这样的方案，其中通过降低固溶强化元素的添加量并且增加γ’相的构成元素的添加量，从而在保持高温强度的同时降低比重。然而，存在如下问题:在增加γ’相析出量的情况下，铸造时固化工序期间容易产生铸造裂纹，因此生产率变差。[0008]如上所述，在待用作涡轮机叶轮等高温部件的材料的合金中，除了要求高温强度性能以外，还要求合金的比重低和可铸造性优异。然而，还没有提供任何充分满足这些要求的Ni基合金。[0009]顺便提及，作为关于本发明的现有技术，以下专利文献1描述了关于“镍基合金”的发明，并且公开了一种镍基合金，其具有由以下成分构成的组成（以重量％计）：C〇:14%至19%，0:10%至15%，：:0.05%至0.2%，]\1〇:0至3%，以及11:3.1%至4.5%，余量为附和不可避免的杂质，并且满足TiAl比为0.85以下。然而，在该专利文献1中，没有公开关于提高可铸造性的具体手段，并且各实施例中的成分组成均与本发明不同。[0010]专利文献1:JP-A-2015-101753发明内容[0011]鉴于上述情况而完成了本发明，本发明的目的在于提供比重低且高温强度性能和可铸造性均优异的Ni基超合金。[0012]本发明的第一方面是一种具有以下组成的Ni基超合金，其包含：以质量％计，C:0.1%至0.3%，0:8.0%至12.0%，]«〇:1.0%至5.0%，：〇:10.0%至20.0%，了:0.01%至1.50%，11:2.0%至4.2%，厶1:5.0%至8.0%，¥:0至1.5%，8:0.005%至0.030%，以及2『：0.05%至0.15%，余量为Ni和不可避免的杂质，并且以原子％计，满足以下关系，Ti+Al为16.0%至20.3%，且11^1为0.3以下。[0013]本发明的第二方面是根据本发明的第一方面的Ni基超合金，该Ni基超合金的比重为7.9gcm3以下。[0014]本发明的第三方面是根据本发明的第一或第二方面的Ni基超合金，其中Ta为0.3质量％至0.8质量％。[0015]在具有γ’相作为强化相的Ni基超合金中，已知的是，随着作为γ’相的构成元素的Al和Ti的添加量增加，γ’相的析出量增加，由此伴随着γ’相的析出温度也进一步上升。[0016]本发明人进行了深入的研究，以追求在保持高的Al+Ti的总量的同时降低γ’相的析出温度的可能性。作为结果，本发明人发现，通过降低作为Ti与Al之比的TiAl比，从而可以降低γ’相的析出温度，此外，在将TiAl比控制为0.3以下的情况下，抑制了在铸造期间因延展性不足而产生裂纹的温度区域中的γ’相的析出，从而可以防止铸造裂纹。[0017]基于这样的发现完成了本发明，并且本发明的特征在于，固溶强化元素的添加量减少，以及另一方面，将作为γ’相的构成元素的Ti+Al的总量控制在16.0%以上，并且将TiAl比控制在0.3以下。[0018]在本发明中，通过降低固溶强化元素的添加量来实现合金的比重的降低，另一方面，通过增加作为γ’相的构成元素的Ti和Al的添加量来确保高温强度性能。当增加Ti和Al的添加量时，易于发生铸造裂纹，并且存在引起可铸造性劣化的担忧。然而，在本发明中，通过将TiAl比控制在0.3以下，抑制了γ’相的析出温度的上升，并且防止了固化工序期间铸造裂纹的产生，由此确保了可铸造性。[0019]如上所述，本发明的Ni基超合金的比重低并且高温强度性能和可铸造性均优异，所以能够适合用作涡轮机叶轮等高温部件用材料。具体实施方式[0020]以下将描述本发明中限制Ni基超合金的各成分的原因。[0021]C:0.1%至0.3%[0022]C通过形成碳化物改善晶界强度。为了获得足够的高温强度，C的添加量需要为0.1%以上。然而，过量添加C会形成粗大的共晶碳化物，从而导致韧性和延展性降低。因此，将上限设定为0.3%。[0023]Cr:8.0%至12.0%[0024]Cr在表面上形成由Cr2O3组成的致密氧化膜，从而提高耐氧化性和高温耐腐蚀性。为了呈现这样的性能，Cr含量必须为8.0%以上。[0025]虽然随着Cr含量的增加，耐氧化性和高温耐腐蚀性变得优异，但是其过量添加会降低相稳定性并使延展性和韧性劣化。因此，将上限设定为12.0%。更优选的Cr含量为9.0%至10.0%〇[0026]Μο:1·0%至5.0%[0027]Mo具有在奥氏体相中形成固溶体以通过固溶强化来强化基质的作用。为此，Mo的含量必须为至少1.0%。更优选地，Mo含量为3.1%以上。然而，其过量添加会降低相稳定性并使延展性和韧性劣化。因此，上限为5.0%。[0028]Co:10.0%至20.0%[0029]Co具有通过固溶强化强化奥氏体相以及在γ’相中形成固溶体以强化γ’相的作用。为此，Co含量必须为至少10.0%。更优选地，Co含量为12.0%以上。然而，由于Co是昂贵的材料，所以大量添加Co在成本上是不利的。因此，上限为20.0%。[0030]Ta:0.01%至1.50%[0031]Ta不仅与C结合形成碳化物，而且还具有在γ’相中形成固溶体以强化γ’相的作用。为此，Ta含量必须为至少0.01%。然而，由于大量添加Ta会增加比重，所以将上限设定为1.50%。更优选的含量为0.3%至0.8%。[0032]Ti:2.0%至4.2%[0033]Ti与Ni结合形成有效提高强度的γ’相Ni3Al，Ti金属间化合物），由此通过析出强化来强化合金。为此，Ti含量必须为至少2.0%。然而，大量添加Ti会增加共晶碳化物，从而降低延展性。因此，将上限设定为4.2%。更优选的含量为3.0%以下。[0034]Α1:5·0%至8.0%[0035]Al是形成γ’相Ni3Al金属间化合物）的成分。为了得到足够的高温强度，Al含量必须为5.0%以上。然而，Al的添加量的过度增加会降低蠕变强度。因此，将上限设定为8.0%。更优选的含量为6.8%至7.5%。[0036]V:〇至1.5%[0037]V在γ’相中形成固溶体以实现固溶强化。然而，其过量添加会降低高温强度。因此，上限为1.5%。在本发明中，存在不包含V的情况。[0038]Β:0.005%至0.030%[0039]由于B强化晶界，因此其添加量为0.005%以上。然而，过量添加B会形成硼化物，从而降低性能。因此，将上限设定为〇.030%。[0040]Zr:0.05%至0.15%[0041]与B类似，由于Zr通过晶界强化提高蠕变强度，因此Zr的添加量为0.05%以上。然而，过量添加Zr会降低延展性。因此，将上限设定为0.15%。[0042]!1+八1:16.0%至20.3%[0043]TiAl:0.3以下[0044]如上所述，Ti+Al的总量是表示γ’相含量的指标，并且为了提高高温强度性能，Ti+Al的含量必须为16%以上（以原子％计）。然而，Ti+Al的过量添加会降低延展性。因此，将上限设定为20.3%。[0045]TiAl比对于γ’相的析出温度是重要的因素，在本发明中，将TiAl比设定为0.3以下。在Ti+Al的总量为16%以上且TiAl比超过0.3的情况下，γ’相的析出温度上升，并且在铸造步骤中的固化工序期间容易发生由于延展性不足而导致的裂纹。[0046]根据如上所述的本发明，可以提供比重低且高温强度性能和可铸造性均优异的Ni基超合金。[0047]实施例[0048]以下将对本发明的实施例进行说明。[0049]首先，将具有表1所示的化学组成的各合金在真空熔化炉中熔化，以铸造50kg的铸块。之后，通过机械加工由该铸块制备样品，通过使用该样品，对比重、0.2%弹限强度、伸长率和蠕变强度进行评价。另外，通过使用具有表1所示的化学组成的各合金，制备了涡轮机叶轮，以评价可铸造性。[[0051][比重测量][0052]按照JISZ88072012进行比重的测量，并根据以下标准进行评价。[0053]A:比重为7.9gcm3以下[0054]B:比重大于7·9gcm3且8·Ogcm3以下[0055]C:比重大于8.Ogcm3[0056][高温拉伸试验][0057]根据JISG05672012制备了平行部分直径为8mm和标距长度为40mm的样品，并在I，050°C的试验温度下进行拉伸试验。在该试验中，测量了I，050°C下的0.2%弹限强度和伸长率。[0058]根据以下标准评价0.2%弹限强度。[0059]△:0.2%弹限强度为20010^以上[0060]B:0.2%弹限强度为150MPa以上且小于200MPa[0061]：:0.2%弹限强度小于15010^[0062]此外，根据以下标准评价伸长率。[0063]A:伸长率为15%以上[0064]B:伸长率为10%以上且小于15%[0065]C:伸长率小于10%[0066][蠕变断裂试验][0067]准备了按照JISZ22712010的样品，在1，000°C的试验温度下向其施加180MPa的载荷应力，以测量直至断裂时的寿命，并根据以下标准进行评价。样品在平行部分的直径为6·4mm〇[0068]A:断裂寿命为25h以上[0069]B:断裂寿命为15h以上且小于25h[0070]C:断裂寿命小于15h[0071][可铸造性评价][0072]通过使用具有表1所示的化学组成的各合金，在相同的条件下、在减压下铸造成具有相同形状和相同尺寸的涡轮机叶轮。对于通过使用具有相同合金组成的合金制备的100片涡轮机叶轮，通过目视来确认边缘处是否产生裂纹，并且根据以下标准进行评价。[0073]A:没有观察到裂纹的产生[0074]B:观察到裂纹的涡轮机叶轮的发生率小于30%[0075]C:观察到裂纹的涡轮机叶轮的发生率为30%以上[0076]这些结果如表2所示。[0077]表2[0079]与本发明的组成相比，比较例1中没有添加作为固溶强化元素的Co和Ta。另外，作为γ’相的构成元素的Ti的量低于本发明的下限，但添加了本发明中未添加的Nb。在比较例1中，没有获得充分的高温强度性能，并且〇.2%弹限强度和蠕变强度被评价为“C”。此外，比重被评价为“B”，这比后面提到的实施例差。[0080]比较例2中，Ti的量和Ti+Al的总量均低于本发明的下限，但添加了本发明中未添加的重质元素W。因此，在比较例2中，0.2%弹限强度和蠕变强度被评价为良好“A”，但是比重被评价为“C”。[0081]比较例3中，Ti的量和Ti+Al的总量均低于本发明的下限，但添加了本发明中未添加的重质元素Hf和W。此外，Ta的量也高于本发明的上限1.5%。因此，在比较例3中，0.2%弹限强度、伸长率和蠕变强度被评价为良好“A”，但是比重被评价为“C”。[0082]比较例4中，Ti+Al的总量落入本发明的限定范围内，但是TiAl比高于本发明的上限0.3。因此，比较例4中γ’相的析出温度比其他实施例高，使得在可铸造性评价中观察到了固化裂纹铸造裂纹的发生并且该评价为“C”。此外，由于γ’相的析出温度高，因此高温下的延展性低，且热伸长率也被评价为“C”。[0083]比较例5中，Al的量和Ti+Al的总量均低于本发明的下限。因此，没有获得充分的高温强度性能，并且0.2%弹限强度和蠕变强度被评价为“C”。此外，比较例5中Ti+Al的总量本身较少，但是与比较例4相同，比较例5中的TiAl比也高于本发明的上限0.3,使得观察到了铸造裂纹的发生，并且该可铸造性被评价为“B”。[0084]与比较例5相比，比较例6和7中的Ti+Al的总量更大，但是该量仍然低于本发明的下限16%。另外，没有添加Ta。因此，蠕变强度被评价为“C”。[0085]比较例8与上述比较例6和7不同，并且添加了Ta，使其落入本发明限定的成分范围内，但是Ti+Al的总量仍低于本发明的下限16%。因此，与比较例6和7相比，蠕变强度提高了，但该蠕变强度被评价为“B”。在比较例8中，除了蠕变强度以外，0.2%弹限强度、伸长率和可铸造性也被评价为“B”。因此，与后述的实施例相比，整体性能差。[0086]另一方面，在各元素满足本发明的成分范围的实施例1至14中，在所有情况下比重被评价为“A”，因此是良好的。此外，0.2%弹限强度、伸长率和蠕变强度均被评价为“A”，或者仅有一个项目被评价为“B”，这也被认为是良好的。而且，在所有实施例中，可铸造性没有问题，其被评价为“A”。因此，实施例的合金的比重低所有合金的比重为7.9gcm3以下），在l，〇〇〇°C附近的高温区域中具有高的高温强度性能，并且还具有可铸造性。特别地，在各元素满足更优选范围的实施例1、2、5、10和14中，所有评价项目均被评价为“A”，并且获得平衡性优异的合金。[0087]虽然已经参考具体实施方案详细描述了本发明，但是对于本领域技术人员显而易见的是，在不脱离本发明的精神和范围的情况下可以进行各种修改或改变。[0088]本申请基于2017年2月24日提交的日本专利申请No.2017-033971，通过引用将其内容并入本文。

权利要求：1.一种Ni基超合金，其由以下组分构成：以质量％计，C:0.1%至0.3%，Cr:8.0%至12.0%，Μο:1·0%至5.0%，Co:10.0%至20.0%，Ta:0.01%至1.50%，Ti:2.0%至4.2%，Α1:5·0%至8.0%，V:0至1.5%，Β:0·005%至0.030%，以及Zr:0.05%至0.15%，余量为Ni和不可避免的杂质，并且以原子％计，满足以下关系，11+厶1为16.0%至20.3%，且TiAl为0.3以下。2.根据权利要求1所述的Ni基超合金，其比重为7.9gcm3以下。3.—种Ni基超合金，其由以下组分构成：以质量％计，C:0.1%至0.3%，Cr:8.0%至12.0%，Μο:1·0%至5.0%，Co:10.0%至20.0%，Ta:0.3%至0.8%，Ti:2.0%至4.2%，Α1:5·0%至8.0%，V:0至1.5%，Β:0·005%至0.030%，以及Zr:0.05%至0.15%，余量为Ni和不可避免的杂质，并且以原子％计，满足以下关系，11+厶1为16.0%至20.3%，且TiAl为0.3以下。4.根据权利要求3所述的Ni基超合金，其比重为7.9gcm3以下。

百度查询： 大同特殊钢株式会社 Ni基超合金

免责声明
1、本报告根据公开、合法渠道获得相关数据和信息，力求客观、公正，但并不保证数据的最终完整性和准确性。
2、报告中的分析和结论仅反映本公司于发布本报告当日的职业理解，仅供参考使用，不能作为本公司承担任何法律责任的依据或者凭证。

阅读全文 双屏查看 官方信息 专利公告 收藏专利 下载PDF 下载WORD