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Ni基耐热合金

阅读：179发布：2020-05-13

IPRDB可以提供Ni基耐热合金专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种Ni基耐热合金，其包含C≤0.1％、Si≤1％、Mn≤1％、Cr：15％以上且不足28％、Fe≤15％、W：超过5％～20％、Al：超过0.5％～2％、Ti：超过0.5％～2％、Nd：0.001～0.1％、B：0.0005～0.01％，余量由Ni和杂质组成，杂质中的P、S、Sn、Pb、Sb、Zn以及As为：P≤0.03％，S≤0.01％，Sn≤0.020％，Pb≤0.010％，Sb≤0.005％，Zn≤0.005％，As≤0.005％，进而满足[0.015≤Nd+13.4×B≤0.13]、[Sn+Pb≤0.025]以及[Sb+Zn+As≤0.010]这3个式子；所述Ni基耐热合金相比于以往的Ni基耐热合金而言，可实现进一步的高强度化，并且在高温下长期使用后的延展性和韧性得到飞跃性提高，还进一步改善了零延展性温度及热加工性，因此，在发电用锅炉、化学工业用设备等中可优选用作管材、耐热耐压部件的厚板、棒材、锻造品等。该合金中也可含有特定量的Mo、Co、Nb、V、Zr、Hf、Mg、Ca、Y、La、Ce、Ta、Re中的1种以上。，下面是Ni基耐热合金专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种Ni基耐热合金，其特征在于，以质量％计，包含C：0.1％以下、Si：1％以下、Mn：1％以下、Cr：15％以上且不足28％、Fe：15％以下、W：超过5％并在20％以下、Al：超过

0.5％并在2％以下、Ti：超过0.5％并在2％以下、Nd：0.001～0.1％、B：0.0005～0.01％；

余量由Ni及杂质组成，杂质中的P、S、Sn、Pb、Sb、Zn以及As分别为，P：0.03％以下、S：

0.01％以下、Sn：0.020％以下、Pb：0.010％以下、Sb：0.005％以下、Zn：0.005％以下、As：

0.005％以下，进而满足下述(1)～(3)式，

0.015≤Nd+13.4×B≤0.13 (1)Sn+Pb≤0.025 (2)Sb+Zn+As≤0.010 (3)另外，各式中的元素符号表示该元素的以质量％计的含量。

2.根据权利要求1所述的Ni基耐热合金，其特征在于，以质量％计，进一步含有15％以下且满足下述(4)式的Mo以及20％以下的Co中的1种以上，Mo+0.5×W≤18 (4)另外，式中的元素符号表示该元素的以质量％计的含量。

3.根据权利要求1或2所述的Ni基耐热合金，其特征在于，以质量％计，进一步含有属于选自下述<1>～<3>的组中的1个以上组的1种以上元素，<1>Nb：1.0％以下、V：1.5％以下、Zr：0.2％以下以及Hf：1％以下<2>Mg：0.05％以下、Ca：0.05％以下、Y：0.5％以下、La：0.5％以下以及Ce：0.5％以下<3>Ta：8％以下以及Re：8％以下。

说明书全文

Ni基耐热合金

技术领域

[0001] 本发明涉及Ni基耐热合金。具体涉及热加工性和长时间使用后的延展性和韧性优异的高强度的Ni基耐热合金，所述Ni基耐热合金在发电用锅炉、化学工业用设备等中可用作管材、耐热耐压部件的厚板、棒材、锻造品等。

背景技术

[0002] 近年来，世界上正在新建提高了蒸气的温度和压力以提高效率的超超临界压锅炉。具体而言，正计划将迄今为止为600℃前后的蒸气温度提高至650℃以上、进而700℃以上。这基于如下因素：节能和资源的有效利用、以及用于环境保全的CO2气体排出量削减成为能源问题的待解决课题之一，成为重要的产业政策。而且这是由于，在燃烧化石燃料的发电用锅炉、化学工业用的反应炉等的情况下，效率高的超超临界压锅炉、反应炉是有利的。

[0003] 就蒸气的高温高压化而言，将锅炉的过热器管及化学工业用的反应炉管、以及作为耐热耐压部件的厚板及锻造品等在实际运作时的温度提高至700℃以上。因此，对于在这样严酷的环境中长期使用的材料，不仅要求高温强度以及高温耐蚀性良好，而且要求金属织构长期稳定、蠕变断裂延展性和耐蠕变疲劳特性良好。

[0004] 进一步，在长期使用后的补修等维修方面，需要对长期经年变化了的材料进行切断、加工、焊接等作业，最近不仅要求作为新材料的特性，而且强烈要求作为旧材料的健全性。另外，作为实用材料也强烈要求热加工性的改善。

[0005] 对于上述的严酷的要求，奥氏体不锈钢等Fe基合金的蠕变断裂强度不足。因此，活用了γ’相等的析出的Ni基合金的使用便不可避免。

[0006] 因此，专利文献1～8中公开了如下Ni基合金，其含有Mo和/或W而谋求固溶强化，并且通过含有Al及Ti而活用作为金属间化合物的γ’相(具体而言为Ni3(Al、Ti))的析出强化，从而在上述那样的严酷的高温环境下使用。进一步，在专利文献4～6中，由于含有28％以上的Cr，因此具有bcc结构的α-Cr相也大量地析出。

[0007] 现有技术文献

[0008] 专利文献

[0009] 专利文献1：日本特开昭51-84726号公报

[0010] 专利文献2：日本特开昭51-84727号公报

[0011] 专利文献3：日本特开平7-150277号公报

[0012] 专利文献4：日本特开平7-216511号公报

[0013] 专利文献5：日本特开平8-127848号公报

[0014] 专利文献6：日本特开平8-218140号公报

[0015] 专利文献7：日本特开平9-157779号公报

[0016] 专利文献8：日本特表2002-518599号公报

发明内容

[0017] 发明要解决的课题

[0018] 就前述的专利文献1～8公开的Ni基合金而言，由于γ’相、α-Cr相析出，因此延展性比以往的奥氏体钢等低，特别是，在长期使用的情况下，产生经年变化，因而延展性和韧性相比于新材料而言便大大地降低。

[0019] 另外，在因长期使用后的定期检查、使用中的事故以及不良现象而进行的维修作业方面，必须切出具有不良现象的一部分材料而更换为新材料，在此情况下，必须与继续使用的旧材料焊接。另外，根据状况，也需要部分性地进行弯曲加工等。

[0020] 此时，延展性和韧性已经降低的经年使用材料产生焊接裂纹、加工裂纹，不但产生施工上的不良现象，而且如果重新继续使用，那么在设备的运转中可能发生破裂等重大的事故。

[0021] 然而，专利文献1～8中，对于抑制上述的长期经年使用所伴随的材料的劣化没有公开任何的对策。即，专利文献1～8中，针对处于过去的设备中遇不到的高温·高压的环境下的近来的大型设备，关于如何抑制长期经年劣化、保证安全且具有可靠性的材料，完全没有研究。

[0022] 而且，近年来，为了通过提高加热温度而使得变形阻力高的Ni基合金容易热加工，即便提高得很少；进而，为了抑制由于利用热挤出法进行制管时的加工放热导致材料的内部温度高于加热温度而引起的分层裂纹、斑痕缺陷这样的缺陷的产生，要求进一步改善Ni基的耐热合金的零延展性温度及热加工性。然而，专利文献1～8中公开的技术，对于这样的要求也无法充分应对。

[0023] 本发明是鉴于上述现状而进行的，目的在于提供一种Ni基耐热合金，其为通过固溶强化以及γ’相的析出强化而提高蠕变断裂强度的合金，就所述合金而言，谋求进一步的高强度化和在高温下长期使用后的延展性和韧性的飞跃性提高，并且亦改善了热加工性。

[0024] 用于解决问题的方案

[0025] 本发明人等为了解决前述的课题，首先，使用以各种量含有Al及Ti而能活用γ’相的析出强化的各种Ni基合金，对蠕变断裂强度和断裂延展性、热加工性等进行了调查。其结果，获得了下述(a)～(d)的认识。

[0026] (a)以往，如专利文献1、专利文献7中公开的那样，在Ni基合金中，含有Mo和/或W作为固溶强化元素，根据两者的原子量，认为以质量％计以[Mo＝0.5×W]的比例关系可获得大致同等的效果，以[Mo+0.5×W]式所示的所谓“Mo当量”进行成分调整。然而，即使是相同Mo当量，对于1150℃左右以上的所谓“高温侧”的热加工性和零延展性温度而言，含有W也可获得良好的特性。因此，从高温侧的热加工性的观点考虑，含有W是有利的。

[0027] (b)Mo及W也固溶于通过含有Al及Ti而析出的γ’相中，但是即使是相同Mo当量，W也较多地固溶于γ’相中，从而抑制长时间使用中的γ’相的粗大化。因此，从在高温长时间侧稳定地确保高的蠕变断裂强度这样的观点考虑，含有W也是有利的。

[0028] (c)虽然是在专利文献1、专利文献7中被认为[Mo＝0.5×W]时可获得大致同等的效果的两元素，但是从上述(a)、(b)的观点考虑，通过含有以质量％计超过5％的量的W作为必需元素，可同时提高高温侧的热加工性和蠕变断裂强度。

[0029] (d)如果将具有氧化皮膜的密接性提高效果以及热加工性的改善效果的Nd与具有晶界强化作用的B进行复合而含有，并将[Nd+13.4×B]式所示的值控制在特定的范围，则可飞跃性地提高蠕变断裂强度和断裂延展性、以及在1000℃左右以下的所谓“低温侧”的热加工性。

[0030] 因此接着，本发明人等使用温度为700℃以上且1万小时以上的长时间蠕变断裂试验材料以及进行了同样的长时间时效试验的各种材料，对Ni基耐热合金的长期经年使用所伴随的劣化进行了详细研究。其结果，获得了下述(e)和(f)的重要的认识。

[0031] (e)在熔化工序中混入的杂质(具体而言是Sn、Pb、Sb、Zn以及As)对高温长时间加热后的延展性和韧性、即长期旧材料的加工性造成重要的影响。因此，为了抑制长期经年劣化，将上述各元素的含量限制在特定的范围是有效的。

[0032] (f)为了飞跃性地提高高温长时间加热后的延展性和韧性，必要条件是：将上述(e)的各元素含量限制在特定的范围，并且将Sn和Pb的含量之和设为0.025％以下，而且将Sb、Zn以及As的含量之和设为0.010％以下。

[0033] 本发明是基于完全没有在专利文献1～8中示出的上述的新认识而完成的，其要旨在于下述(1)～(3)所示的Ni基耐热合金。

[0034] (1)一种Ni基耐热合金，其特征在于，以质量％计，包含C：0.1％以下、Si：1％以下、Mn：1％以下、Cr：15％以上且不足28％、Fe：15％以下、W：超过5％并在20％以下、Al：超过0.5％并在2％以下、Ti：超过0.5％并在2％以下、Nd：0.001～0.1％、B：0.0005～
0.01％；余量由Ni及杂质组成，杂质中的P、S、Sn、Pb、Sb、Zn以及As分别为，P：0.03％以下、S：0.01％以下、Sn：0.020％以下、Pb：0.010％以下、Sb：0.005％以下、Zn：0.005％以下、As：0.005％以下；进而满足下述(1)～(3)式。

[0035] 0.015≤Nd+13.4×B≤0.13 (1)

[0036] Sn+Pb≤0.025 (2)

[0037] Sb+Zn+As≤0.010 (3)

[0038] 另外，各式中的元素符号表示该元素的以质量％计的含量。

[0039] (2)根据上述(1)所述的Ni基耐热合金，其特征在于，以质量％计，进一步含有15％以下且满足下述(4)式的Mo以及20％以下的Co中的1种以上。

[0040] Mo+0.5×W≤18 (4)

[0041] 另外，式中的元素符号表示该元素的以质量％计的含量。

[0042] (3)根据上述(1)或(2)所述的Ni基耐热合金，其特征在于，以质量％计，进一步含有属于选自下述<1>～<3>的组中的1个以上组的1种以上元素。

[0043] <1>Nb：1.0％以下、V：1.5％以下、Zr：0.2％以下以及Hf：1％以下

[0044] <2>Mg：0.05％以下、Ca：0.05％以下、Y：0.5％以下、La：0.5％以下以及Ce：0.5％以下

[0045] <3>Ta：8％以下以及Re：8％以下

[0046] 另外，作为余量的“Ni及杂质”中的“杂质”是指，在工业上制造Ni基耐热合金时，从作为原料的矿石、废料或者环境等混入的物质。

[0047] 发明效果

[0048] 本发明的Ni基耐热合金为如下合金：可实现比以往的Ni基耐热合金进一步的高强度化，并且在高温下长期使用后的延展性和韧性得到飞跃性提高，进而，进一步改善了零延展性温度及热加工性。因此，在发电用锅炉、化学工业用设备等中可优选用作管材、耐热耐压部件的厚板、棒材、锻造品等。

具体实施方式

[0049] 以下，对本发明的各技术特征进行详细说明。另外，以下的说明中的各元素的含量的“％”是指“质量％”。

[0050] C：0.1％以下

[0051] C是对于形成碳化物而确保在高温环境下使用时所必需的拉伸强度以及蠕变强度有效的元素，在本发明中适宜含有。然而，如果C的含量超过0.1％，那么熔体化状态下的未固溶碳化物量增加，从而不仅无助于高温强度的提高，而且使韧性等机械性质及焊接性劣化。因此，C的含量设为0.1％以下。优选为0.08％以下。

[0052] 另外，为了确实地获得C的高温强度提高效果，优选C含量的下限设为0.005％，更优选设为超过0.015％。更进一步优选设为超过0.025％。

[0053] Si：1％以下

[0054] Si作为脱氧元素而添加，但是如果其含量多、特别是超过1％，那么焊接性和热加工性降低。进一步，由于促进σ相等金属间化合物相的生成，因而高温下的织构的稳定性劣化并且导致韧性和延展性的降低。因此，Si的含量为1％以下。优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。在通过其它的元素而充分确保着脱氧作用的情况下，不需要特别地对Si的含量设定下限。

[0055] Mn：1％以下

[0056] 就Mn而言，与Si同样地具有脱氧作用，并且具有将合金中不可避免地含有的S固定为硫化物而改善热加工性的作用。然而，如果Mn的含量多，那么促进尖晶石型氧化皮膜的形成，使高温下的耐氧化性劣化。因此，Mn的含量设为1％以下。优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。

[0057] Cr：15％以上且不足28％

[0058] Cr是在耐氧化性、耐水蒸汽氧化性、耐高温腐蚀性等耐蚀性改善方面发挥优异的作用的重要元素。然而，如果其含量不足15％，那么无法获得这些所希望的效果。另一方面，在本发明中，虽然通过含有Al及Ti而活用着金属间化合物即γ’相的析出强化，但是Cr的含量为28％以上时，如专利文献4～6中那样，α-Cr相析出，有可能会因过剩的析出物而导致长时间使用后的延展性、韧性的降低，进而热加工性也劣化。因此，Cr的含量设为15％以上且不足28％。另外，Cr含量的优选的下限为18％。另外，Cr含量优选为27％以下，进一步优选设为26％以下。

[0059] Fe：15％以下

[0060] Fe由于具有改善Ni基合金的热加工性的作用，因此在本发明中适宜含有。然而，如果Fe的含量超过15％，那么耐氧化性、织构稳定性劣化。因此，Fe的含量设为15％以下。重视耐氧化性的情况下的Fe的含量优选设为10％以下。

[0061] W：超过5％且20％以下

[0062] W是赋予本发明以特征的重要元素之一。即，W为固溶于基体且作为固溶强化元素而有助于提高蠕变断裂强度的元素。W固溶于γ’相中，抑制高温长时间蠕变中的γ’相的生长、粗大化，从而也具有体现稳定的长时间蠕变断裂强度的作用。进一步，就W而言，即使是相同Mo当量，相比于Mo而言，也具有如下特征：

[0063] [1]零延展性温度高，特别是可确保1150℃左右以上的所谓“高温侧”的良好的热加工性。

[0064] [2]较多地固溶于γ’相中，能够抑制长时间使用中的γ’相的粗大化，确保高温长时间侧的稳定的高的蠕变断裂强度。

[0065] 为了获得上述的各效果，需要含有超过5％的量的W。然而，如果W的含量多、特别是超过20％，那么织构稳定性和热加工性劣化。因此，W的含量设为超过5％并在20％以下。

[0066] 为了确实地获得上述的W的效果，优选含有超过6％的量的W。另外，W含量的上限优选设为15％，更优选设为12％。

[0067] 另外，在谋求进一步的固溶强化的情况下，或在重视1000℃左右以下的所谓“低温侧”的织构稳定性的情况下，也可在上述范围的W的基础上，一边确认与热加工性的平衡一边结合考虑后述的量的Mo而含有W。

[0068] 在也含有Mo的情况下，就W的含量而言，在限制为上述的“超过5％并在20％以下”的范围的基础上，需要满足Mo含量与W的含量的一半之和、亦即[Mo+0.5×W]式所示的值为18％以下。

[0069] Al：超过0.5％并在2％以下

[0070] Al在Ni基合金中，作为金属间化合物即γ’相而析出，具体而言作为Ni3Al而析出，是显著提高蠕变断裂强度的重要元素。为了获得此效果，需要含有超过0.5％的量的Al。然而，如果Al的含量超过2％那么热加工性降低，热锻造、热制管等加工变难。因此，Al的含量设为超过0.5％并在2％以下。

[0071] 另外，Al含量的下限优选设为0.8％，更优选设为0.9％。另外，Al含量的上限优选设为1.8％，更优选设为1.7％。

[0072] Ti：超过0.5％并在2％以下

[0073] Ti在Ni基合金中，与Al一同形成作为金属间化合物的γ’相，具体而言形成Ni3(Al、Ti)，是显著提高蠕变断裂强度的重要的元素。为了获得此效果，需要含有超过0.5％的量的Ti。然而，如果Ti的含量多而超过2％，那么热加工性降低，热锻造、热制管等加工变难。因此，Ti的含量设为超过0.5％并在2％以下。

[0074] 另外，Ti含量的下限优选设为0.8％，更优选设为1.1％。另外，Ti含量的上限优选设为1.8％，如果设为1.7％那么更优选。

[0075] Nd：0.001～0.1％

[0076] Nd是与后述的B一同赋予本发明以特征的重要元素。即，Nd是具有氧化皮膜的密接性提高效果以及热加工性的改善效果的元素，如果在与B复合含有的基础上，满足后述的(1)式，则具有飞跃性地提高本发明的Ni基耐热合金的蠕变断裂强度和断裂延展性以及在1000℃左右以下的所谓“低温侧”的热加工性的效果。为了发挥上述的效果，需要0.001％以上的Nd含量。另一方面，如果Nd的含量变为过剩、特别是超过0.1％，那么反而热加工性劣化。因此，Nd的含量设为0.001～0.1％。

[0077] 另外，Nd含量的下限优选设为0.003％，更优选设为0.005％。另外，Nd含量的上限优选设为0.08％，更优选设为0.06％。

[0078] B：0.0005～0.01％

[0079] B是与前面所述的Nd一同赋予本发明以特征的重要元素。即，B是具有晶界强化作用的元素，如果在与Nd复合含有的基础上，满足后述的(1)式，则具有飞跃性地提高本发明的Ni基耐热合金的蠕变断裂强度和断裂延展性以及在1000℃左右以下的所谓“低温侧”的热加工性的效果。为了发挥上述的效果，需要0.0005％以上的B含量。另一方面，如果B的含量变为过剩、特别是超过0.01％，那么焊接性劣化，而且热加工性也反而劣化。因此，B的含量设为0.0005～0.01％。

[0080] 另外，B含量的下限优选设为0.001％，更优选设为0.002％。另外，B含量的上限优选设为0.008％，更优选设为0.006％。

[0081] [Nd+13.4×B]式所示的值：0.015～0.13

[0082] 就本发明的Ni基耐热合金而言，Nd以及B的含量需要分别处于上述的范围，并且满足下式。

[0083] 0.015≤Nd+13.4×B≤0.13 (1)

[0084] 这是因为，即使Nd及B的含量处于已经叙述的范围，但如果[Nd+13.4×B]式所示的值低于0.015，那么也无法确保飞跃性地提高本发明的Ni基耐热合金的蠕变断裂强度和断裂延展性以及在1000℃左右以下的所谓“低温侧”的热加工性的效果。另一方面是由于，[Nd+13.4×B]式所示的值如果超过0.13，那么“低温侧”、“高温侧”的热加工性皆反而劣化，有时焊接性也劣化。

[0085] 另外，[Nd+13.4×B]式所示的值的下限优选设为0.020，更优选设为0.025。另外，上述式所示的值的上限优选设为0.11，更优选设为0.10。

[0086] 本发明的Ni基耐热合金之一，是具有除上述元素之外余量由Ni和杂质构成的化学组成的Ni基耐热合金。另外，必须如下述那样限制杂质中的P、S、Sn、Pb、Sb、Zn以及As的含量。

[0087] 以下，首先，对P及S进行说明。

[0088] P：0.03％以下

[0089] P作为杂质而不可避免地混入于合金中，显著降低焊接性和热加工性。特别地，如果P的含量超过0.03％，那么焊接性和热加工性的降低变显著。因此，P的含量设为0.03％以下。另外，优选极力降低P的含量，优选为0.02％以下，进一步优选为0.015％以下。

[0090] S：0.01％以下

[0091] S与P同样地作为杂质而不可避免地混入于合金中，显著降低焊接性和热加工性。特别是，如果S的含量超过0.01％，那么焊接性和热加工性的降低变显著。因此，S的含量设为0.01％以下。

[0092] 另外，重视热加工性的情况下，S含量优选设为0.005％以下，进一步优选设为0.003％以下。

[0093] 接着，对Sn、Pb、Sb、Zn以及As进行说明。

[0094] Sn：0.020％以下

[0095] Pb：0.010％以下

[0096] Sb：0.005％以下

[0097] Zn：0.005％以下

[0098] As：0.005％以下

[0099] 就Sn、Pb、Sb、Zn以及As而言，均是在熔化工序中混入的杂质元素，引起高温长时间加热(温度为700℃以上且1万小时以上)后的延展性和韧性的显著降低。因此，为了确保长期旧材料的弯曲加工、焊接性等良好的加工性，首先，需要将这些元素的含量分别限制为，Sn：0.020％以下、Pb：0.010％以下、Sb：0.005％以下、Zn：0.005％以下以及As：0.005％以下。

[0100] [Sn+Pb]式所示的值：0.025以下

[0101] [Sb+Zn+As]式所示的值：0.010以下

[0102] 就本发明的Ni基耐热合金而言，Sn、Pb、Sb、Zn以及As的含量需要分别处于上述的范围，并且满足如下2个式子。

[0103] Sn+Pb≤0.025 (2)

[0104] Sb+Zn+As≤0.010 (3)

[0105] 这是因为，即使Sn及Pb的含量处于已经叙述的范围，但如果[Sn+Pb]式所示的值超过0.025，那么无法抑制高温长时间加热后的延展性和韧性的显著降低。同样地，这是因为如果[Sb+Zn+As]式所示的值超过0.010，那么无法抑制高温长时间加热后的延展性和韧性的显著降低。

[0106] 另外，上述的两个式子所示的值都是越小越优选。

[0107] 以下，对本发明的Ni基耐热合金的余量的Ni进行说明。

[0108] Ni是使奥氏体织构稳定的元素，在本发明的Ni基耐热合金中，也是确保耐蚀性的重要元素。另外，在本发明中，关于Ni的含量，不需特别规定，设为余量之中除了杂质含量以外的量。然而，优选余量中的Ni的含量超过50％，更优选超过60％。

[0109] 本发明的Ni基耐热合金之另一，是除了上述元素以外进一步含有选自Mo、Co、Nb、V、Zr、Hf、Mg、Ca、Y、La、Ce、Ta及Re中的1种以上元素的Ni基耐热合金。

[0110] 以下，对这些任意元素的作用效果和含量的限定理由进行说明。

[0111] Mo及Co

[0112] Mo及Co中的任一个均具有固溶强化作用。因此，在想确保更大的固溶强化效果的情况下，可积极地添加，并以以下的范围来含有。

[0113] Mo：15％以下

[0114] Mo具有固溶强化作用。Mo也具有提高在1000℃左右以下的所谓“低温侧”的织构稳定性的作用。因此，在谋求进一步的固溶强化的情况下，或在重视“低温侧”的织构稳定性的情况下，也可含有Mo。然而，如果Mo的含量变多而超过15％，那么热加工性显著降低。因此，添加的情况下的Mo的含量设为15％以下。另外，添加的情况下的Mo的含量优选设为
12％以下，更优选设为11％以下。

[0115] 另一方面，为了确实地获得前述的Mo的效果，Mo含量的下限优选设为3％，更优选设为5％。

[0116] [Mo+0.5×W]式所示的值：18以下

[0117] 添加、含有Mo的情况下，就本发明的Ni基耐热合金而言，Mo的含量需要处于上述的范围，并且满足下式。

[0118] Mo+0.5×W≤18 (4)

[0119] 这是因为，即使W及Mo的含量处于已经叙述的范围，但如果[Mo+0.5×W]式所示的值超过18，那么热加工性也显著降低。

[0120] 另外，[Mo+0.5×W]式所示的值的上限优选设为15，更优选设为13。另外，W的含量为接近5％的值的情况下，上述式所示的值的下限为接近2.5的值。

[0121] Co：20％以下

[0122] Co由于具有固溶强化作用，具有固溶于基体而提高蠕变断裂强度的作用，因而为了获得这样的效果而可含有Co。然而，如果Co的含量多而超过20％，那么热加工性降低。因此，添加的情况下的Co的含量设为20％以下。另外，Co的含量优选为15％以下，更加优选为13％以下。

[0123] 另一方面，为了确实地获得前述的Co的效果，优选含有超过5％的量的Co，更优选含有7％以上的Co。

[0124] 另外，就上述的Mo及Co而言，可仅含有其中的任1种，或以2种的复合而含有。优选这些元素的总计含量为27％以下。

[0125] <1>Nb：1.0％以下、V：1.5％以下、Zr：0.2％以下以及Hf：1％以下

[0126] 作为<1>组的元素的Nb、V、Zr以及Hf均具有提高蠕变断裂强度的作用。因此，在想获得更大的蠕变断裂强度的情况下，可积极地添加，并以以下的范围来含有。

[0127] Nb：1.0％以下

[0128] Nb具有与Al及Ti一同形成γ’相而提高蠕变断裂强度的作用。因此，可为了获得此效果而含有Nb。然而，如果Nb的含量超过1.0％，那么热加工性和韧性降低。因此，添加的情况下的Nb的含量设为1.0％以下。另外，Nb的含量优选为0.9％以下。

[0129] 另一方面，为了确实地获得前述的Nb的效果，Nb含量的下限优选设为0.05％，更优选设为0.1％。

[0130] V：1.5％以下

[0131] V具有形成碳氮化物而提高蠕变断裂强度的作用。因此，为了获得此效果，也可含有V。然而，如果V的含量超过1.5％，那么起因于高温腐蚀的产生和脆化相的析出，导致延展性和韧性劣化。因此，添加的情况下的V的含量设为1.5％以下。另外，优选V的含量为1％以下。

[0132] 另一方面，为了确实地获得前述的V的效果，V的含量优选设为0.02％以上，更优选设为0.04％以上。

[0133] Zr：0.2％以下

[0134] Zr为晶界强化元素，具有提高蠕变断裂强度的作用。Zr也具有提高蠕变断裂延展性的作用。因此，为了获得这样的效果，也可含有Zr。然而，如果Zr的含量超过0.2％，那么热加工性降低。因此，添加的情况下的Zr的含量设为0.2％以下。另外，Zr的含量优选设为0.1％以下，更优选设为0.05％以下。

[0135] 另一方面，为了确实地获得前述的Zr的效果，Zr的含量优选设为0.005％以上，更优选设为0.01％以上。

[0136] Hf：1％以下

[0137] Hf由于主要具有通过有助于晶界强化而提高蠕变断裂强度的作用，因而可为了获得此效果而含有Hf。然而，如果Hf的含量超过1％，那么损害加工性和焊接性。因此，添加的情况下的Hf的含量设为1％以下。另外，Hf含量的上限优选设为0.8％，更优选设为0.5％。

[0138] 另一方面，为了确实地获得前述的Hf的效果，Hf的含量优选设为0.005％以上，更优选设为0.01％以上。

[0139] 另外，上述的Nb、V、Zr以及Hf，可仅含有其中的任一种，或以2种以上的复合而含有。这些元素的总计含量优选为2.8％以下。

[0140] <2>Mg：0.05％以下、Ca：0.05％以下、Y：0.5％以下、La：0.5％以下以及Ce：0.5％以下

[0141] 作为<2>组的元素的Mg、Ca、Y、La以及Ce均具有将S固定为硫化物而提高热加工性的作用。因此，在想获得更良好的热加工性的情况下，可积极地添加，并以以下的范围来含有。

[0142] Mg：0.05％以下

[0143] Mg由于具有将有损热加工性的S固定为硫化物而改善热加工性的作用，因而可为了获得此效果而含有Mg。然而，如果Mg的含量超过0.05％，那么清净性降低，反而损害热加工性和延展性。因此，添加的情况下的Mg的含量设为0.05％以下。另外，Mg含量的上限优选设为0.02％，更优选设为0.01％。

[0144] 另一方面，为了确实地获得前述的Mg的效果，Mg含量的下限优选设为0.0005％，更优选设为0.001％。

[0145] Ca：0.05％以下

[0146] Ca由于具有将有损热加工性的S固定为硫化物而改善热加工性的作用，因而可为了获得此效果而含有Ca。然而，如果Ca的含量超过0.05％，那么清净性降低，反而损害热加工性和延展性。因此，添加的情况下的Ca的含量设为0.05％以下。另外，Ca含量的上限优选设为0.02％，进一步优选设为0.01％。

[0147] 另一方面，为了确实地获得前述的Ca的效果，Ca含量优选设为0.0005％以上，更优选设为0.001％以上。

[0148] Y：0.5％以下

[0149] Y具有将S固定为硫化物而改善热加工性的作用。另外，Y具有改善合金表面的Cr2O3保护皮膜的密接性、特别是改善反复氧化时的耐氧化性的作用，进一步也具有通过有助于晶界强化而提高蠕变断裂强度以及蠕变断裂延展性的作用。因此，可为了获得这样的效果而含有Y。然而，如果Y的含量超过0.5％，那么氧化物等夹杂物变多并损害加工性和焊接性。因此，添加的情况下的Y的含量设为0.5％以下。另外，Y含量的上限优选设为0.3％，更优选设为0.15％。

[0150] 另一方面，为了确实地获得前述的Y的效果，其含量的下限优选设为0.0005％。Y含量的更优选的下限为0.001％，进一步优选的下限为0.002％。

[0151] La：0.5％以下

[0152] La具有将S固定为硫化物而改善热加工性的作用。另外，La具有改善合金表面的Cr2O3保护皮膜的密接性、特别是改善反复氧化时的耐氧化性的作用，进一步具有通过有助于晶界强化而提高蠕变断裂强度以及蠕变断裂延展性的作用。因此，可为了获得这样的效果而含有La。然而，如果La的含量超过0.5％，那么氧化物等夹杂物变多并损害加工性和焊接性。因此，添加的情况下的La的含量设为0.5％以下。另外，La含量的上限优选设为0.3％，进一步优选设为0.15％。

[0153] 另一方面，为了确实地获得前述的La的效果，其含量的下限优选设为0.0005％。La含量的更优选的下限为0.001％，进一步优选的下限为0.002％。

[0154] Ce：0.5％以下

[0155] Ce亦具有将S固定为硫化物而改善热加工性的作用。另外，Ce具有改善合金表面的Cr2O3保护皮膜的密接性、特别是改善反复氧化时的耐氧化性的作用，进一步也具有通过有助于晶界强化而提高蠕变断裂强度以及蠕变断裂延展性的作用。因此，可为了获得这样的效果而含有Ce。然而，如果Ce的含量超过0.5％，那么氧化物等夹杂物变多并损害加工性和焊接性。因此，添加的情况下的Ce的含量设为0.5％以下。另外，Ce含量的上限优选设为0.3％，更优选设为0.15％。

[0156] 另一方面，为了确实地获得前述的Ce的效果，其含量的下限优选设为0.0005％。Ce含量的更优选的下限为0.001％，进一步优选的下限为0.002％。

[0157] 另外，上述的Mg、Ca、Y、La以及Ce，可仅含有其中的任一种，或以2种以上的复合而含有。优选这些元素的总计含量为0.94％以下。

[0158] 作为<3>组的元素的Ta及Re均作为固溶强化元素，具有提高蠕变断裂强度的作用。因此，在想获得更加高的蠕变断裂强度的情况下，可积极地添加，并以以下的范围来含有。

[0159] Ta：8％以下

[0160] Ta具有形成碳氮化物并且作为固溶强化元素而提高蠕变断裂强度的作用。因此，可为了获得此效果而含有Ta。然而，如果Ta的含量超过8％，那么损害加工性和机械性质。因此，添加的情况下的Ta的含量设为8％以下。另外，Ta含量的上限优选设为7％，更优选设为6％。

[0161] 另一方面，为了确实地获得Ta的前述的效果，Ta含量的下限优选设为0.01％。Ta含量的更优选的下限设为0.1％，进一步优选的下限设为0.5％。

[0162] Re：8％以下

[0163] Re具有作为固溶强化元素而提高蠕变断裂强度的作用。因此，可为了获得此效果而含有Re。然而，如果Re的含量超过8％，那么损害加工性和机械性质。因此，添加的情况下的Re的含量设为8％以下。另外，Re含量的上限优选设为7％，进一步优选设为6％。

[0164] 另一方面，为了确实地获得Re的前述的效果，Re含量的下限优选设为0.01％。Re含量的更优选的下限为0.1％，进一步优选的下限为0.5％。

[0165] 另外，上述的Ta及Re，可仅含有其中的任1种，或以2种的复合而含有。这些元素的总计含量优选为14％以下。

[0166] 就本发明的Ni基耐热合金而言，对熔化中使用的原料实施缜密详细的分析，特别是选择了如下原料之后，使用电炉、AOD炉、VOD炉等进行熔炼，可以制造本发明的Ni基耐热合金；就所述原料而言，杂质中的Sn、Pb、Sb、Zn以及As的含量分别为前述的Sn：0.020％以下、Pb：0.010％以下、Sb：0.005％以下、Zn：0.005％以下以及As：0.005％以下；且满足前述的(2)式及(3)式。

[0167] 以下，通过实施例来更具体说明本发明，但是本发明不受限于这些实施例。

[0168] 实施例

[0169] 使用高频真空熔化炉来熔炼具有表1及表2所示的化学组成的奥氏体系的合金1～15以及A～N，获得了30kg的铸锭。

[0170] 表1及表2中的合金1～15为化学组成处于本发明所规定的范围内的合金。另一方面，合金A～N为化学组成偏离了本发明所规定的条件的比较例的合金。另外，合金F和合金G都是：Nd及B的各自含量处于本发明所规定的范围内但是[Nd+13.4×B]的值不满足前述(1)式的合金。另外，合金M为Sn以及Pb的各自含量处于本发明所规定的范围内但[Sn+Pb]的值不满足前述(2)式的合金。合金N为Sb、Zn以及As的各自含量处于本发明所规定的范围内但[Sb+Zn+As]的值不满足前述(3)式的合金。

[0171] 表1

[0172] 表1

[0173]

[0174] 表2

[0175] 表2(续表1)

[0176]

[0177] 在将如此操作而获得的铸锭加热至1160℃之后，按照加工温度为1000℃的方式进行热锻造，从而制成厚度15mm的板材。另外，热锻造结束后，进行空气冷却。

[0178] 从通过上述的热锻造而获得的厚度15mm的各板材的厚度方向中心部，平行于长度方向地，通过机械加工而制作直径为10mm且长度为130mm的圆棒拉伸试验片，基于高速高温拉伸试验对高温延展性、即热加工性进行了评价。

[0179] 具体而言，将上述的圆棒拉伸试验片加热至1180℃而保持3分钟，以10/秒的应变速度进行高速拉伸试验，从试验后的断裂面求出断面收缩率，并对1180℃下的热加工性进行了评价。

[0180] 另外，将上述的圆棒拉伸试验片加热至1180℃而保持3分钟，其后，以100℃/分钟冷却至950℃之后，以10/秒的应变速度进行高速拉伸试验，也从试验后的断裂面求出断面收缩率而评价了950℃下的热加工性。

[0181] 进一步，使用通过上述的热锻造而获得的厚度15mm的板材，在1100℃下实施了软化热处理，然后冷轧至10mm，进一步，在1180℃下保持30分钟后进行水冷却。

[0182] 使用上述的在1180℃下保持30分钟后水冷却了的厚度10mm的各板材的一部分，从厚度方向中心部，平行于长度方向地，通过机械加工而制作直径为6mm且标距为40mm的圆棒拉伸试验片以及JIS Z 2242(2005)中记载的宽度为5mm、高度为10mm且长度为55mm的V-notch试验片，通过实施在室温下的拉伸试验以及0℃下的夏比冲击试验而测定伸长率以及冲击值，对延展性和韧性进行了评价。

[0183] 另外，从同一板材的厚度方向中心部，平行于长度方向地，通过机械加工而制作直径为6mm且标距为30mm的圆棒拉伸试验片，供于蠕变断裂试验。

[0184] 蠕变断裂试验在750℃以及800℃的大气中实施，所获得的断裂强度通过Larson-Miller参数法来回归，从而求出了750℃、10000小时条件下的断裂强度。

[0185] 进一步，使用前述在1180℃下保持30分钟后水冷却了的厚度10mm的各板材的残余部分，实施在750℃下保持10000小时的时效处理，然后水冷却。

[0186] 从上述的时效处理后水冷却了的厚度10mm的各板材的厚度方向中心部，平行于长度方向地，制作直径为6mm且标距为40mm的圆棒拉伸试验片并进行室温下的拉伸试验，测定伸长率而对延展性进行了评价。

[0187] 另外，从同一时效后的板材的厚度方向中心部，平行于长度方向地，制作前述JIS Z 2242(2005)中记载的宽度为5mm、高度为10mm且长度为55mm的V-notch试验片，在0℃下进行夏比冲击试验，测定冲击值而对韧性进行了评价。

[0188] 在表3中整理并示出上述的试验结果。

[0189] 表3

[0190]

[0191] 从表3明显可知，使用了本发明例的合金1～15的试验编号1～15的情况下，蠕变断裂强度、750℃下10000小时的时效前后的延展性和韧性、以及1180℃及950℃的热加工性全部为良好。

[0192] 与此相对，使用了偏离了本发明所规定的条件的比较例的合金A～N的试验编号16～29的情况下，相比于上述的试验编号1～15的本发明例的情况而言，虽然时效前的延展性、韧性为同等，但是在蠕变断裂强度、时效后的延展性、韧性和热加工性之中，至少1个特性劣化。

[0193] 即，试验编号16的情况下，合金A虽然与试验编号2中使用的合金2具有在[Mo+0.5×W]式所示的Mo当量方面为大致相同值的Mo以及大致相同量的其它成分元素，但是蠕变断裂强度以及1180℃的高温延展性低。这是由于，合金A不含W。

[0194] 试验编号17的情况下，就合金B而言，除了W含量为3.13％、低于本发明所规定的值以外，具有与试验编号1中使用的合金1大致同等的化学组成，但是蠕变断裂强度低。

[0195] 试验编号18的情况下，就合金C而言，[Mo+0.5×W]式所示的Mo当量与试验编号2中使用的合金2大致同等，包含Mo，且W含量为2.26％(低于本发明所规定的值)，除此以外，具有与试验编号2中使用的合金2大致同等的化学组成，但是蠕变断裂强度以及1180℃的高温延展性低。这使因为，即使Mo当量大致同等，但合金C仅含有低于本发明所规定的值的量的W。

[0196] 试验编号19的情况下，就合金D而言，除了不含有B以外，具有与试验编号1中使用的合金1大致同等的化学组成，但是蠕变断裂强度和950℃的高温延展性低。

[0197] 试验编号20的情况下，就合金E而言，除了不含Nd以外，具有与试验编号1中使用的合金1大致同等的化学组成，但是蠕变断裂强度和950℃的高温延展性低。

[0198] 试验编号21的情况下，就合金F而言，除了[Nd+13.4×B]式所示的值低于本发明所规定的值以外，具有与试验编号4中使用的合金4大致同等的化学组成，但是蠕变断裂强度和950℃的高温延展性低。

[0199] 试验编号22的情况下，就合金G而言，除了[Nd+13.4×B]式所示的值高于本发明所规定的值以外，具有与试验编号5中使用的合金5大致同等的化学组成，但是蠕变断裂强度和1180℃以及950℃的高温延展性低。

[0200] 试验编号23的情况下，就合金H而言，Sn的含量高以及[Sn+Pb]式所示的值高于本发明所规定的值，除此以外，具有与试验编号1中使用的合金1大致同等的化学组成，但是750℃下10000小时的时效后的伸长率以及冲击值显著低。

[0201] 试验编号24的情况下，就合金I而言，除了Pb的含量高以外，具有与试验编号6中使用的合金6大致同等的化学组成，但是750℃下10000小时的时效后的伸长率以及冲击值显著低。

[0202] 试验编号25的情况下，就合金J而言，Sb的含量高以及[Sb+Zn+As]式所示的值高于本发明所规定的值，除此以外，具有与试验编号7中使用的合金7大致同等的化学组成，但是750℃下10000小时的时效后的伸长率以及冲击值显著低。

[0203] 试验编号26的情况下，就合金K而言，Zn的含量高以及[Sb+Zn+As]式所示的值高于本发明所规定的值，除此以外，具有与试验编号8中使用的合金8大致同等的化学组成，但是750℃下10000小时的时效后的伸长率以及冲击值显著低。

[0204] 试验编号27的情况下，就合金L而言，As的含量高以及[Sb+Zn+As]式所示的值高于本发明所规定的值，除此以外，具有与试验编号1中使用的合金1大致同等的化学组成，

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一种耐热合金-专利编号CN107893197A	2020-05-12	85
Ni基超耐热合金-专利编号CN106661674A	2020-05-14	183
耐热合金丝-专利编号CN1101479C	2020-05-12	628
超耐热合金-专利编号CN105002413A	2020-05-11	536
耐热合金-专利编号CN105018820A	2020-05-11	638
Ni基耐热合金-专利编号CN103717767A	2020-05-12	538
抗渗碳耐热合金-专利编号CN87100246A	2020-05-13	680
耐热合金丝-专利编号CN1339070A	2020-05-11	728
抗渗碳耐热合金-专利编号CN87100246B	2020-05-13	762
Ni基耐热合金-专利编号CN102171373A	2020-05-13	178

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