專利名稱：用于制造Ni基合金的方法以及Ni基合金的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種用于制造Ni基合金的方法，所述Ni基合金適用于特別是在超臨界(USC)壓力蒸汽條件下暴露于熱電廠的高溫的構(gòu)件；并且涉及所述Ni基合金。
背景技術(shù)：
由于在熱電廠中使用的蒸汽輪機(jī)的葉片和轉(zhuǎn)盤暴露于高溫，因此它們必須具有良好的性質(zhì)，例如蠕變破裂強(qiáng)度，蠕變破裂延展性和耐氧化性。近年來(lái)，已經(jīng)要求全球環(huán)境保護(hù)，(X)2排放減少等，這也提出了對(duì)熱電廠具有更高效率的需求。蒸汽輪機(jī)的蒸汽溫度達(dá)到600至630°C，因而當(dāng)前已經(jīng)使用鐵素體耐熱12Cr_鋼。 為了滿足未來(lái)對(duì)還要更高的效率的需求，已經(jīng)研究使得蒸汽溫度不低于700°C。然而，當(dāng)前使用的鐵素體耐熱12Cr-鋼在700°C缺乏足夠的高溫強(qiáng)度。因而，已經(jīng)研究使用具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度的奧氏體Y，-沉淀增強(qiáng)Ni基超合金。然而，Ni基超合金在具有足夠的蠕變破裂強(qiáng)度的同時(shí)具有一些缺點(diǎn)，這些缺點(diǎn)是高的熱膨脹系數(shù)，低的蠕變破裂延展性，偏析的傾向，以及高的價(jià)格。因此，為了解決這些問(wèn)題已經(jīng)進(jìn)行了各種研究，以使得可以在700°C級(jí)別的超超臨界壓力(ultra super critical pressure)熱電廠中實(shí)踐地使用Ni基超合金。在專利出版物1和2中，本申請(qǐng)人已經(jīng)提出一種Ni基合金，其目的是達(dá)到低熱膨脹系數(shù)，蠕變破裂強(qiáng)度，蠕變破裂延展性和耐氧化性的令人滿意的性質(zhì)，以將其在650°C的溫度使用。在非專利出版物1中，報(bào)道的是，將各種沉淀增強(qiáng)的M基合金關(guān)于它們的宏觀偏析傾向進(jìn)行檢查，并且在專利出版物1和2中提出的Ni基合金由于偏析發(fā)生的那些低臨界值而在制備相對(duì)大尺寸的錠料方面是有利的。因而，已經(jīng)注意到在專利出版物1或2中提出的合金當(dāng)用于中等尺寸或小尺寸的鍛件如蒸汽輪機(jī)葉片和螺栓以及用于大尺寸產(chǎn)品如蒸汽輪機(jī)轉(zhuǎn)子和鍋爐管時(shí)，表現(xiàn)出高溫強(qiáng)度和可熱加工性。現(xiàn)有技術(shù)出版物專利出版物專利出版物1 :JP-40379^-B2專利出版物2 JP-3559681-B2非專利出版物非專利出版物1 “ CAMP-ISIJ“第20卷，第6期，第1239頁(yè)

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明要解決的問(wèn)題在上述700°C級(jí)別超超臨界壓力熱電廠中使用的中等或大尺寸產(chǎn)品如蒸汽輪機(jī)， 鍋爐等由于其非?？量痰倪\(yùn)行環(huán)境而需要具有較高的可靠性。Ni基合金具有的優(yōu)點(diǎn)在于，由于其具有奧氏體基體結(jié)構(gòu)，因此大量的合金元素可以溶解在其中。盡管其通過(guò)利用所述優(yōu)點(diǎn)而可以具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度性質(zhì)，但是大量的添加合金元素傾向于在Ni基合金中引起偏析，從而在生產(chǎn)率和鍛造性質(zhì)方面使Ni基合金劣化。因此，本發(fā)明人進(jìn)行了詳細(xì)的研究，以使得在專利出版物1或2中提出的M基合金可以更安全地應(yīng)用于在700°C級(jí)別超超臨界壓力熱電廠中使用的中等尺寸或大尺寸產(chǎn)品如蒸汽輪機(jī)，鍋爐等。結(jié)果，本發(fā)明人證實(shí)了，通過(guò)使容易在熔煉工藝中的固化之前富集的添加元素Mo，Al和Ti的量處于良好平衡，確實(shí)地限制了宏觀偏析，并且改進(jìn)了大尺寸錠料的生產(chǎn)率和鍛造性質(zhì)，如在非專利出版物1中教導(dǎo)的。另一方面，例如，通過(guò)合金元素在固化過(guò)程中在樹(shù)枝晶中的富集，將發(fā)生微觀偏析。存在的風(fēng)險(xiǎn)是，顯著的微觀偏析可以使Ni基合金在機(jī)械性質(zhì)如強(qiáng)度和延展性方面劣化。本發(fā)明人確認(rèn)甚至在專利出版物1或2中提出的M合金中也存在微觀偏析。如以上闡述的，在700°C級(jí)別超超臨界壓力熱電廠中使用的M基合金需要具有較高的可靠性，從而重要的是M基合金具有穩(wěn)定并令人滿意的機(jī)械性質(zhì)。因此，為了消除微觀偏析，本發(fā)明人關(guān)于Ni基合金的化學(xué)組成的進(jìn)一步控制進(jìn)行了研究。然而，僅僅通過(guò)化學(xué)組成的控制不可能令人滿意地消除微觀偏析。微觀偏析的存在使M基合金在機(jī)械性質(zhì)如強(qiáng)度和延展性方面劣化，并且可能在 Ni基合金制成中等尺寸或大尺寸產(chǎn)品如蒸汽輪機(jī)和鍋爐的實(shí)際應(yīng)用中引起嚴(yán)重問(wèn)題。在本文中，術(shù)語(yǔ)“宏觀偏析”是指在錠料中由熔煉金屬中的密度差所致的偏析，所述熔煉金屬中的密度差歸因于在熔煉金屬的固化開(kāi)始以后產(chǎn)生的固體/液體共存溫度區(qū)中的母液相和富集液體相之間的濃度差，而術(shù)語(yǔ)“微觀偏析”是指由在熔煉金屬的固化過(guò)程中產(chǎn)生的樹(shù)枝狀晶體和樹(shù)枝狀晶體之間的最終固化部分之間的濃度差所致的偏析。本發(fā)明的目的是解決微觀偏析問(wèn)題，從而提供一種具有穩(wěn)定且令人滿意的機(jī)械性質(zhì)如強(qiáng)度和延展性的Ni基合金。解決問(wèn)題的手段基于在專利出版物1和2中教導(dǎo)的合金，本發(fā)明人關(guān)于確定地減小微觀偏析的方法進(jìn)行了深入細(xì)致的研究，從而證實(shí)的是，在所述專利出版物中公開(kāi)的合金元素及其含量在降低微觀偏析方面是充分適當(dāng)?shù)?。此外，通過(guò)研究合金的制造方法，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，通過(guò)將合金在真空熔煉以后在極為有限的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，可以限制微觀偏析， 從而導(dǎo)致了本發(fā)明。根據(jù)本發(fā)明，提供一種用于制備Ni基合金的方法，所述方法包括在1，160°C至 1，220°C的溫度對(duì)所述Ni基合金的坯料進(jìn)行至少一次1至100小時(shí)的均質(zhì)化熱處理，其中所述Ni基合金的坯料預(yù)先通過(guò)真空熔煉制備，并且包含按質(zhì)量計(jì)的以下各項(xiàng)不多于 0. 15%的碳，不多于1 %的Si，不多于1 %的Mn，10至的Cr，必需元素Mo與任選元素W 的根據(jù)5%彡Mo+(W/2)彡17%的組合，0.5至1.8%的Al，1至2. 5%的Ti，不多于0.02% 的Mg，選自由不多于0. 02%的B和不多于0. 2%的rLx組成的組中的至少一種元素，以及余量的Ni和不可避免的雜質(zhì)，其中Α1/(Α1+0. 56Τ )的值為0. 45至0. 70。根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方案，通過(guò)均質(zhì)化熱處理達(dá)到Ni基合金材料的1至1. 17 的Mo偏析比。優(yōu)選地，Mo偏析比為1至1. 10。
根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方案，Ni基合金還可以包含不多于5%的狗。優(yōu)選地，Ni基合金包含按質(zhì)量計(jì)的以下各項(xiàng)0. 015%至0.040 %的碳，小于0. 1% 的Si，小于0. 1%的胞，19至22(%的0，9至12%的“Mo+(1/2) XW” (其中Mo為必需元素)，1. 0 至 1. 7% 的 Al，1. 4 至 1. 8% 的 Ti，0. 0005 至 0. 0030% 的 Mg，0. 0005 至 0. 010% 的 Β，0· 005至0. 07%的&，和不多于2%的!^，其中六1/仏1+0. 56Ti)的值為0. 50至0. 70。在此化學(xué)組成范圍內(nèi)，Ni基合金最適于在處于不低于700°C的溫度的環(huán)境中使用。關(guān)于Al量，Ni基合金在1. 0至1. 3%的Al的情況下可以具有優(yōu)異的蠕變性質(zhì)，并且在大于1. 3%至1. 7%的Al的情況下具有優(yōu)異的拉伸強(qiáng)度。優(yōu)選地，將Ni基合金材料在真空熔煉和均質(zhì)化熱處理之間進(jìn)行真空電弧重熔或電渣重熔。根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方案，將Ni基合金在均質(zhì)化熱處理以后進(jìn)行熱鍛，從而導(dǎo)致1至1. 17，優(yōu)選1至1. 10的Mo偏析比。本發(fā)明還涉及這樣的Ni基合金，所述Ni基合金包含按質(zhì)量計(jì)的不多于0. 15%的碳，不多于的3丨，不多于1%的胞，10至對(duì)％的Cr，5至17%的“Mo+(l/2) Xff"(其中 Mo為必需元素)，0. 5至1.8%的Al，1至2. 5%的Ti，不多于0. 02%的Mg，選自由不多于 0. 02%的B和不多于0. 2%的Ir組成的組中的至少一種元素，以及余量的Ni和不可避免的雜質(zhì)，其中Al/(Al+0. 56Ti)的值為0.45至0.70，并且其中Mo偏析比為1至1. 17。優(yōu)選地，Mo偏析比為1至1. 10。Ni基合金還可以包含不多于10%的佝。Ni基合金可以是鍛造產(chǎn)品。Ni基合金還可以包含不多于5%的Fe。本發(fā)明Ni基合金的一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方案包含按質(zhì)量計(jì)的0. 015至0. 040%的碳，小于0. 的Si，小于0. 的血，19至22%的0，9至12%的“Mo+(l/2) XW”，其中Mo為必需元素，1. 0 至 1. 7% 的 Al，1. 4 至 1. 8% 的 Ti，0. 0005 至 0. 0030% 的 Mg，0. 0005 至 0. 010% 的B，0. 005至0. 07%的Zr和不多于2%的Fe，其中Al/ (Al+0. 56Ti)的值為0. 50至0. 70。關(guān)于Al量，Ni基合金在1. 0至1. 3%的Al的情況下可以具有優(yōu)異的蠕變性質(zhì)，并且在大于1. 3%至1. 7%的Al的情況下可以具有優(yōu)異的拉伸強(qiáng)度。Ni基合金的一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方案具有金屬結(jié)構(gòu)，所述金屬結(jié)構(gòu)不具有這樣的區(qū)域， 在所述區(qū)域中，各自具有不小于3μπι的尺寸的10個(gè)以上的一系列富Mo碳化物以不多于 10 μ m的間隔連續(xù)存在。Ni基合金可以是鍛造材料。本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)本發(fā)明的Ni基合金在微觀偏析方面得以改進(jìn)，從而有利地，其在處于不低于 700°C的溫度的使用環(huán)境中具有更穩(wěn)定改進(jìn)的強(qiáng)度和延展性的機(jī)械性質(zhì)。因而，使用所述M 基合金的中等尺寸和大尺寸的鍛造產(chǎn)品如蒸汽輪機(jī)和鍋爐具有更高的可靠性。附圖簡(jiǎn)述

圖1是在1，180°C進(jìn)行了均質(zhì)化熱處理的本發(fā)明的Ni基合金的光學(xué)顯微鏡照片橫截面圖；圖2是在1，180°C進(jìn)行了均質(zhì)化熱處理的本發(fā)明的Ni基合金的光學(xué)顯微鏡照片橫截面圖的示意圖；圖3是在1，200°C進(jìn)行了均質(zhì)化熱處理的本發(fā)明的Ni基合金的光學(xué)顯微鏡照片橫截面圖；圖4是在1，200°C進(jìn)行了均質(zhì)化熱處理的本發(fā)明Ni基合金的光學(xué)顯微鏡照片橫截面圖的示意圖。實(shí)施本發(fā)明的最佳方式首先，將解釋在本發(fā)明中限定的元素及其含量。除非另外指出，含量按質(zhì)量％表
7J\ οC(碳)與合金元素組合形成碳化物。在熔煉以后形成的碳化物通過(guò)固溶液體熱處理溶解在基體的Y相中，并且之后碳化物沉淀在晶粒間界處和晶粒中，因而即使碳含量小，也促進(jìn)Ni基合金的沉淀增強(qiáng)，因?yàn)樘紟缀醪蝗芙庠诨w的γ相中。特別地，在晶粒間界處沉淀的碳化物限制在高溫的晶界位錯(cuò)，從而改進(jìn)Ni基合金的強(qiáng)度和延展性。然而，如果碳含量過(guò)量，則碳化物容易像桁條(stringer) —樣沉淀，從而使得Ni 基合金在沿相對(duì)于M基合金的加工方向的直角方向上的延展性劣化。此外，如果碳與Ti 結(jié)合形成碳化物，不能保證用于形成Y’相的Ti量，所述Y’相是通過(guò)Ti和Ni的組合而形成的重要的沉淀增強(qiáng)相。因而，碳含量限于不多于0.15%。在處于不低于700°C的運(yùn)行環(huán)境的情況下，碳含量?jī)?yōu)選為0. 01至0. 080%，并且優(yōu)選為0. 015至0. 040%。Si在熔煉合金的過(guò)程中用作脫氧劑。此外，Si對(duì)于限制氧化物層的剝落有效。 然而，如果Si含量過(guò)量，則合金在延展性和可加工性方面劣化，因而Si含量被限于不多于 1%。優(yōu)選地，Si含量高達(dá)0.5%，更進(jìn)一步優(yōu)選不多于0.2%。在處于不低于700°C的運(yùn)行環(huán)境的情況下，優(yōu)選Si含量小于0. 1%。Mn在熔煉合金的過(guò)程中被用作脫氧劑和脫硫劑。如果合金含有氧和硫作為不可避免的雜質(zhì)，則它們?cè)诰Яｉg界處偏析并且降低合金的熔點(diǎn)，從而引起在合金的熱加工過(guò)程中在晶粒間界的局部熔煉出現(xiàn)的熱脆性，因而Mn被用于脫氧和脫硫。此外，Mn對(duì)于通過(guò)形成致密和堅(jiān)固的氧化物層來(lái)限制晶界的氧化是有效的。然而，Mn含量過(guò)量，則合金在延展性方面劣化，從而在處于不低于700°C的運(yùn)行環(huán)境的情況下，Mn含量被限于不多于1%，優(yōu)選不多于0. 5%，更優(yōu)選不多于0. 2%，并且另外優(yōu)選少于0. 1 %。Cr與碳結(jié)合以增強(qiáng)晶粒間界，從而改進(jìn)合金在高溫的強(qiáng)度和延展性，并且顯著地減輕對(duì)切口斷裂的敏感性。此外，Cr溶解在合金的基體中，以使得合金在耐氧化和耐腐蝕性質(zhì)方面得以改進(jìn)。然而，如果Cr含量小于10%，則不能得到以上效果。如果Cr含量過(guò)量，則將出現(xiàn)由于熱膨脹系數(shù)增加而導(dǎo)致的在高溫發(fā)生破裂的問(wèn)題，以及合金的低生產(chǎn)率和可加工性的另一個(gè)問(wèn)題。因而，Cr含量限于10至對(duì)％，優(yōu)選15至22%，并且在處于不低于700°C 的運(yùn)行環(huán)境的情況下，優(yōu)選19至22%，更優(yōu)選18. 5至21. 5%。Mo和W溶解在合金的基體中以增強(qiáng)基體并降低合金的熱膨脹系數(shù)。由于M基合金具有高的熱膨脹系數(shù)，因此其具有在高溫對(duì)熱疲勞的易感性的問(wèn)題，從而缺乏穩(wěn)定使用的可靠性。Mo是在降低合金的熱膨脹系數(shù)方面最有效的元素，因而將不可缺少的Mo元素單獨(dú)地或?qū)o和W的這兩種元素加入到合金中。如果Mo+(l/2)XW的量小于5%，則不能得到以上效果，并且如果Mo+(l/2)XW 的量超過(guò)17%，則合金面臨生產(chǎn)率和可加工性方面的困難。因而，M0+(l/2) Xff的量限于5 至17%，其中Mo是不可缺少的。為了在最大程度上限制宏觀偏析的發(fā)生，Mo+(1/2) Xff的量?jī)?yōu)選為7至13%，并且在處于不低于700°C的運(yùn)行環(huán)境的情況下，優(yōu)選為9至12%，更優(yōu)選為9至11%。加入Al以改進(jìn)合金的高溫強(qiáng)度，因?yàn)樗cNi和Ti 一起形成稱為Y’相的金屬間化合物(Ni3(Al，Ti))。如果Al含量小于0.5%，則不能得到以上效果，而過(guò)量的鋁使合金在生產(chǎn)率和可加工性方面劣化。因而，Al含量限于0.5至1.8%。為了在最大程度上抑制宏觀偏析的發(fā)生，Al含量?jī)?yōu)選為1. 0至1. 8%，并且在處于不低于700°C的運(yùn)行環(huán)境的情況下，Al含量?jī)?yōu)選為1.0至1.7%?？紤]到使合金在不低于700°C的溫度的蠕變性質(zhì)更好，并且在考慮到在700°C的溫度的高溫強(qiáng)度更好的情況下，Al含量?jī)?yōu)選為大于1. 3%至1. %。Ti與Ni和Al類似地形成Y，相(Ni3(Ti，Al))以改進(jìn)合金的高溫強(qiáng)度。與Ni3Al 相比，Ti金屬間化合物對(duì)合金增強(qiáng)的貢獻(xiàn)大得多，因?yàn)門i由于Ti的原子直徑比Ni的原子直徑更大而引起合金的基體彈性應(yīng)變。如果Ti含量小于1 %，則不能獲得以上效果，并且過(guò)量的Ti使合金在生產(chǎn)率和可加工性方面劣化，因而Ti含量被限于1至2. 5%。為了在最大程度上抑制宏觀偏析出現(xiàn)，Ti含量?jī)?yōu)選為1. 2至2. 5%，并且在處于不低于700°C的溫度的運(yùn)行環(huán)境的情況下，Ti含量?jī)?yōu)選為1. 4至1. 8%。與Ni3Al相比，Ni3Ti在改進(jìn)合金的高溫強(qiáng)度方面有效得多。然而，Ni3Ti與Ni3Al 相比在高溫的相穩(wěn)定性方面較差，因而其在高溫易于變?yōu)榇嗟摩窍?。因而，通過(guò)Ti和Al 的共添加，導(dǎo)致Y’相以其中Al和Ti彼此部分代替的(Ni3(Al，Ti))的形式沉淀。與依賴于Ni3Al相比，合金通過(guò)Ni3(Al，Ti)而提供在高溫的較高強(qiáng)度，同時(shí)劣化延展性。另一方面，Al含量越大，合金在劣化強(qiáng)度的同時(shí)改進(jìn)延展性越大。因此，Al和Ti的含量平衡是重要的。重要的是保證本發(fā)明合金具有足夠的延展性，因而在本發(fā)明中使用Al/(Al+0.56Ti) 的值以將Y’相中的Al的比率表達(dá)作為原子重量比。如果該值小于0.45，則不可能得到足夠的合金的延展性。相反，如果該值超過(guò)0. 70，則合金強(qiáng)度不足。因而，在處于不低于700°C 的溫度的運(yùn)行環(huán)境的情況下，Al/(A1+0. 56Τ )的值限于0. 45至0. 70，更優(yōu)選0. 50至0. 70。Mg在合金熔煉過(guò)程中被用作脫硫劑。它與硫結(jié)合以形成化合物，從而抑制在晶粒間界處發(fā)生硫偏析，使合金在可熱加工性方面改進(jìn)。然而，過(guò)量的添加Mg使合金在延展性和可加工性方面劣化。因而，Mg含量限于不多于0.02%。在處于不低于700°C的溫度的運(yùn)行環(huán)境的情況下，Mg含量?jī)?yōu)選至多0. 01 %，更優(yōu)選0. 0005至0. 0030%。B(硼)和^ 用于增強(qiáng)合金的晶粒間界，并且需要加入它們中的一種或兩種。它們與形成合金基體的原子Ni相比具有顯著更小的原子尺寸，從而它們?cè)诰Яｉg界處偏析， 從而限制在高溫在晶粒間界處的位錯(cuò)。特別地，顯著減小對(duì)切口斷裂的易感性，從而使得合金能夠具有改進(jìn)的蠕變破裂強(qiáng)度和蠕變破裂延展性的性質(zhì)。然而，過(guò)量添加B和ττ使合金耐氧化性的性質(zhì)劣化。因而，B和rLx含量分別被限于不多于0. 02%和不多于0. 2%。B和 ^ 含量?jī)?yōu)選分別至多0.01%和至多ο. 1%。在處于不低于700°c的溫度的運(yùn)行環(huán)境的情況下，B和Zr含量分別更優(yōu)選為0. 0005至0. 010%和0. 005至0. 07%。盡管并不總是添加鐵，但是鐵在可熱加工性方面改進(jìn)合金，從而可以根據(jù)時(shí)機(jī)需要將其加入到合金中。如果狗含量超過(guò)5%，則出現(xiàn)的問(wèn)題是合金的熱膨脹系數(shù)增大，從而當(dāng)合金在高溫使用時(shí)產(chǎn)生裂紋，并且使合金在耐氧化性性質(zhì)劣化。因而，狗含量被限于不多于5%。在處于不低于700°C的溫度的運(yùn)行環(huán)境的情況下，F(xiàn)e含量更優(yōu)選不多于2. 0%o
余量的Ni是奧氏體形成元素。由于奧氏體相由致密填充的原子組成，因此原子甚至在高溫也緩慢擴(kuò)散，從而奧氏體相具有比鐵素體相更高的高溫強(qiáng)度。此外，奧氏體基體具有合金元素的高溶解度，從而有利于沉淀Y，相，所述Y，相對(duì)于合金的沉積增強(qiáng)是不可缺少的，以及有利于將奧氏體基體本身固溶增強(qiáng)。由于Ni是用于形成奧氏體基體最有效的元素，因此在本發(fā)明中余量的合金為附。當(dāng)然，余量含有雜質(zhì)。在本發(fā)明中，通過(guò)控制以上化學(xué)組成，可以減小宏觀偏析。在本發(fā)明中，通過(guò)控制以上化學(xué)組成來(lái)防止宏觀偏析，并且通過(guò)使用適當(dāng)?shù)闹苽浞椒梢愿煽康胤乐刮⒂^偏析。以下在本文中，將提供對(duì)為何制備方法限于所限定的發(fā)明方法的理由的描述。在本發(fā)明中，制備錠料，真空電弧重熔(以下，稱為VAR)用電極和電渣重熔(以下，稱為ESR)用電極，它們的化學(xué)組成被調(diào)節(jié)至以上通過(guò)真空熔煉所解釋的那些化學(xué)組成。真空熔煉由于下列原因而進(jìn)行。在本發(fā)明中限定的Ni基合金含有作為形成Y，相的元素的不可缺少的添加元素 Al和Ti，以在高溫獲得高強(qiáng)度。由于Al和Ti是活性元素，當(dāng)將合金在空氣中熔煉時(shí)易于形成有害的氧化物和氮化物。因而，需要進(jìn)行具有脫氣效果的真空熔煉，以防止有害的非金屬夾雜物如氧化物和氮化物的沉淀。而且，如果Al和Ti形成許多氧化物和氮化物，則在固溶體中的Al和Ti的量降低， 使得通過(guò)老化處理沉淀并且有助于增強(qiáng)Ni基合金的Y，相減少，從而使Ni基合金在強(qiáng)度方面劣化。因此，需要進(jìn)行Ni基合金的真空熔煉，其能夠限制氧化物和氮化物的形成盡可能地少。此外，根據(jù)具有精制效果的真空熔煉，可以移除有害的元素。如上所述，真空熔煉是用于防止非金屬夾雜物沉淀并且移除雜質(zhì)元素從而改進(jìn)Ni 基合金質(zhì)量的不可缺少的手段。對(duì)于正如具有高可靠性的本發(fā)明合金的耐熱合金，通過(guò)下列方法可以進(jìn)一步減小宏觀偏析并且得到精煉效果使用作為由具有以上化學(xué)組成的Ni基合金制成并且通過(guò)真空熔煉得到的坯料(即，錠料)的電極進(jìn)行VAR或ESR的重熔工藝。在1，160°C至1，220°C的溫度對(duì)真空熔煉以后的Ni基合金坯料進(jìn)行1至100小時(shí)的均質(zhì)化熱處理，以消除微觀偏析。下列內(nèi)容是為何將均質(zhì)化熱處理溫度確定在以上范圍之內(nèi)的原因。設(shè)置1，160°C的均質(zhì)化熱處理溫度的下限的原因在于，如果溫度低于1，160°C，則不能消除微觀偏析。在低于1，160°c的情況下，將在合金元素的濃度方面保持微觀變化(例如，偏析)，從而導(dǎo)致在同一錠料或電極中的局部劣化的機(jī)械性質(zhì)。另一方面，如果均質(zhì)化熱處理溫度的上限超過(guò)1，220°C，則由于該溫度直接在具有限定化學(xué)組成的本發(fā)明合金的熔點(diǎn)之下，將在由微觀偏析所致的溶質(zhì)組分的富集區(qū)域中出現(xiàn)局部熔煉，從而歸因于冷卻過(guò)程中的固化收縮而在熔煉區(qū)域中出現(xiàn)缺陷。此外，如果出現(xiàn)局部熔煉，則不僅沒(méi)有消除微觀偏析，而且微觀偏析反而增加，使得均質(zhì)化熱處理的效果損失，從而導(dǎo)致可能劣化合金的機(jī)械性質(zhì)，或可能發(fā)生機(jī)械性質(zhì)變化。因此，在本發(fā)明中，均質(zhì)化熱處理溫度應(yīng)當(dāng)在1，160°C至1，220°C的極限范圍之內(nèi)。
均質(zhì)化熱處理溫度的下限優(yōu)選為1，170°C，并且其上限優(yōu)選為1，210°C。下列內(nèi)容是為何在以上時(shí)間范圍內(nèi)進(jìn)行均質(zhì)化熱處理的原因。由于經(jīng)由均質(zhì)化熱處理減小微觀偏析的效果更大地取決于處理溫度而非處理時(shí)間，因此盡管均質(zhì)化熱處理可以在高溫進(jìn)行短的時(shí)間，但是均質(zhì)化熱處理在低溫進(jìn)行更長(zhǎng)的時(shí)間。因而，如上所述確定均質(zhì)化熱處理時(shí)間范圍。如果均質(zhì)化熱處理時(shí)間短于1小時(shí)， 則即使在適當(dāng)?shù)木|(zhì)化熱處理溫度也不可能獲得消除微觀偏析的效果。因此，均質(zhì)化熱處理時(shí)間的下限設(shè)置為1小時(shí)。均質(zhì)化熱處理時(shí)間的下限優(yōu)選為5小時(shí)，更優(yōu)選為8小時(shí)，并且再更優(yōu)選為18小時(shí)。另一方面，即使在以上溫度范圍內(nèi)進(jìn)行均質(zhì)化熱處理超過(guò)100小時(shí)的時(shí)間，也不可能獲得大得多的減小微觀偏析的效果。因而，確定均質(zhì)化熱處理時(shí)間的上限為100小時(shí)， 更優(yōu)選為40小時(shí)，進(jìn)一步優(yōu)選為30小時(shí)。以上均質(zhì)化熱處理可以應(yīng)用于真空熔煉以后的錠料，或通過(guò)真空熔煉制備的用于 VAR或ESR的電極，或重熔以后的錠料，所述重熔將在以后描述。例如，在將均質(zhì)化熱處理進(jìn)行2次以上的情況下，有效的是在真空熔煉以后將其進(jìn)行一次，并且在熱壓、熱鍛或重熔以后進(jìn)行一次或多次。在本發(fā)明的情況下，可以減小錠料，VAR用電極或ESR用電極中的宏觀偏析出現(xiàn)， 因?yàn)榭刂屏?Al及Ti的量和Mo量之間的組成平衡，其中Al和Ti對(duì)漂浮型偏析敏感，而Mo 對(duì)沉降型偏析敏感。然而，例如，如果宏觀偏析保留，則存在的可能性是在熱壓和熱鍛過(guò)程中在合金中出現(xiàn)破裂。此外，例如，當(dāng)進(jìn)行VAR時(shí)，存在的可能性是不可能進(jìn)行足夠的合金熔煉，原因在于歸因于宏觀偏析而出現(xiàn)對(duì)于電極的不穩(wěn)定電弧。因此，可以將真空熔煉以后的VAR用電極和ESR用電極在以上闡述的溫度和處理時(shí)間的條件下進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，從而使得能夠獲得宏觀偏析和微觀偏析均減小的效果。在將合金在真空熔煉以后進(jìn)行重熔如VAR和ESR的情況下，均質(zhì)化熱處理對(duì)于消除微觀偏析是更有效的，因而在進(jìn)行重熔之后進(jìn)行均質(zhì)化熱處理。此外，例如，在對(duì)合金進(jìn)行重熔如VAR和ESR的情況下，關(guān)于在真空熔煉以后進(jìn)行的均質(zhì)化熱處理的條件，盡管可能令人滿意的是在下限為1，100°c的特定溫度范圍內(nèi)進(jìn)行熱處理，僅僅為了進(jìn)一步減小宏觀偏析或致使金屬間化合物溶解在基體中，但是作為均質(zhì)化熱處理的條件的低于1，160°c的溫度對(duì)于消除微觀偏析是不適當(dāng)?shù)?。在本發(fā)明中，優(yōu)選在真空熔煉和均質(zhì)化熱處理之間將VAR或ESR進(jìn)行一次或兩次。 即，例如，如果進(jìn)行真空熔煉=> VAR或ESR =>均質(zhì)化熱處理，或真空熔煉=> VAR或ESR VAR或ESR 0均質(zhì)化熱處理的工藝，則可以進(jìn)一步減小宏觀偏析，并且同時(shí)，可以保證可以由隨后的均質(zhì)化熱處理獲得的防止微觀偏析的效果。此外，可以通過(guò)使用由熱鍛錠料所制備的電極的VAR或ESR進(jìn)行重熔，所述錠料由真空熔煉制備。對(duì)于此的原因如下。VAR和ESR均在下列方面有效改進(jìn)合金的潔凈性以通過(guò)減少劣化合金機(jī)械性質(zhì)的非金屬夾雜物而提高產(chǎn)品質(zhì)量，和減小偏析。因此，通過(guò)將VAR或ESR進(jìn)行一次以充分減小M基合金的宏觀偏析，可以保證在隨后的均質(zhì)化熱處理中消除微觀偏析的效果。可以將有效用于減小偏析的VAR或ESR進(jìn)行2次。在這樣的情況下，可以保證在隨后的均質(zhì)化熱處理中消除微觀偏析的效果。例如，即使通過(guò)真空熔煉制備的錠料不具有所需重量，也可以通過(guò)下列這樣的一種方法獲得其中已經(jīng)充分消除了宏觀偏析的大尺寸均勻錠料通過(guò)焊接將在真空下制備的多個(gè)錠料彼此接合以制成大電極，之后，將接合的大電極進(jìn)行第一次ESR以減小焊接部分附近的宏觀偏析，并且將所得到的產(chǎn)品進(jìn)行第二次ESR以充分消除宏觀偏析，從而得到以上的大尺寸錠料。根據(jù)VAR，特別是由于真空氣氛，限制了由氧化或氮化所致的活性元素Al和Ti的損失，并且可以獲得依賴于氧化物漂浮分離的脫氣和脫氧的優(yōu)異效果。在應(yīng)用ESR的情況下，由于沒(méi)有脫氣效果，因此盡管活性元素Al和Ti的更加減小而導(dǎo)致機(jī)械性質(zhì)劣化，但是特別地，有效地移除了硫化物和大尺寸的非金屬夾雜物。此外，由于對(duì)于ESR而言并不總是需要真空泵送裝置，有利地，相對(duì)簡(jiǎn)單的設(shè)備對(duì)此是足夠的。因而，VAR或ESR應(yīng)當(dāng)取決于產(chǎn)品的所需性質(zhì)和制造成本而使用。當(dāng)然，可以組合使用VAR和ESR。接著，將提供對(duì)本發(fā)明中限定的偏析比的描述。在本發(fā)明中，受到關(guān)注的是作為易受偏析影響的元素的Mo。即，在本發(fā)明中，受到關(guān)注的是作為指示充分抑制偏析的指數(shù)的 Mo，并且規(guī)定Mo偏析比在1至1. 17的極限范圍內(nèi)。如本文中引用的偏析比是指通過(guò)X射線微量分析儀(以下，稱為ΕΡΜΑ)線分析 (line analysis)得到的特征X射線強(qiáng)度的最大值與最小值的比率。因而，當(dāng)完全沒(méi)有發(fā)現(xiàn) Mo偏析時(shí)，Mo偏析比為1。如果Mo的微觀偏析保留，則Mo偏析比更高。Mo偏析比的上限從基于試驗(yàn)的經(jīng)驗(yàn)規(guī)定。使得上限為1. 17的原因在于，如果其不大于1. 17，則可以判斷已經(jīng)幾乎消除微觀偏析。盡管在隨后描述的實(shí)施例中進(jìn)行了詳細(xì)描述，但是如果Mo偏析比不大于1. 17，則最終產(chǎn)品可以在機(jī)械性質(zhì)方面得到穩(wěn)定改善。另一方面，如果Mo偏析比超過(guò)1. 17，則出現(xiàn)由微觀偏析所致的性質(zhì)降低，從而使最終產(chǎn)品歸因于微觀偏析而在強(qiáng)度和延展性方面劣化。因而，在本發(fā)明中，確定Mo偏析比的上限為1. 17，并且更優(yōu)選地，Mo偏析比不大于 1. 10。為了測(cè)量Mo的微偏析比，已足夠的是，Mo可以通過(guò)EMPA在跨過(guò)樹(shù)枝晶的方向上進(jìn)行線分析，但是在錠料的情況下，在任何方向上進(jìn)行線分析，還有在鍛件的情況下，在與縱向成直角的方向上進(jìn)行線分析。對(duì)于此的原因在于，由于以上方向與由偏析所致的Mo濃度變化平行，因此通過(guò)較短距離的線分析可以確定偏析。該測(cè)量隨著分析距離增加可以更精確地進(jìn)行。然而，測(cè)量過(guò)度長(zhǎng)的距離是不切實(shí)際的。根據(jù)由本發(fā)明人所進(jìn)行的研究，僅3mm 長(zhǎng)度的線分析是令人滿意的，因?yàn)樗龇治隹梢杂蛇@樣的長(zhǎng)度很好地進(jìn)行。在本發(fā)明中，可以在均質(zhì)化熱處理以后進(jìn)行熱鍛。熱鍛溫度可以為約1，000至 1，150°C。在本發(fā)明中，如上所述，通過(guò)均質(zhì)化熱處理將Mo偏析比控制在1至1. 17的范圍內(nèi)，使得不存在由于熱鍛而引起Mo偏析比增加的風(fēng)險(xiǎn)。因而，可以在熱鍛以后在不劣化M 基合金性質(zhì)的情況下得到優(yōu)異的機(jī)械性質(zhì)。在本發(fā)明中，由于抑制了宏觀偏析和微觀偏析，因此可以獲得不具有這樣的區(qū)域的金屬結(jié)構(gòu)，在所述區(qū)域中，各自尺寸不小于3 μ m的10個(gè)以上的一系列富Mo碳化物以不大于10 μ m的間隔連續(xù)存在。如果不能發(fā)現(xiàn)其中局部存在富Mo碳化物的區(qū)，或這種區(qū)的存在非常小，則可以得到各向同性地優(yōu)異的機(jī)械性質(zhì)。由于Mo在其中存在富Mo碳化物的區(qū)域中偏析，因此通過(guò)觀察富Mo碳化物的分布狀態(tài)可以簡(jiǎn)單地確認(rèn)Mo偏析的徑跡。而且，由于富Mo碳化物的局部分布可以影響重結(jié)晶行為，從而導(dǎo)致混合晶粒的金屬結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)，因此通過(guò)抑制富Mo碳化物的局部分布可以得到均勻的晶粒結(jié)構(gòu)，從而抑制出現(xiàn)機(jī)械性質(zhì)如強(qiáng)度和硬度的非均勻性。例如，圖1是在1，180°C進(jìn)行了均質(zhì)化熱處理并且隨后進(jìn)行了固溶熱處理和老化處理的Ni基合金的光學(xué)顯微鏡橫截面圖，而圖2是其示意圖。圖3是在1，200°C進(jìn)行了均質(zhì)化熱處理并且隨后進(jìn)行了固溶熱處理和老化處理的Ni基合金的光學(xué)顯微鏡橫截面圖， 而圖4是其示意圖。在于1，180°C進(jìn)行了均質(zhì)化熱處理的本發(fā)明Ni基合金中，發(fā)現(xiàn)保留少量的最大尺寸為5 μ m的富Mo碳化物(M6C)。在于1，200°C進(jìn)行了均質(zhì)化熱處理的Ni基合金中，幾乎沒(méi)有發(fā)現(xiàn)Mo基碳化物。其結(jié)果是錠料中的偏析已經(jīng)通過(guò)在高溫的均質(zhì)化熱處理而消除或減小。金屬結(jié)構(gòu)的這樣的觀察可以令人滿意地僅通過(guò)下列方法進(jìn)行采用X400放大倍數(shù)的光學(xué)顯微鏡觀察碳化物聚集的5至10個(gè)區(qū)域，從而測(cè)量碳化物尺寸和分布。微觀偏析的消除可以通過(guò)本發(fā)明制造方法達(dá)到。本發(fā)明Ni基合金適用于中等尺寸或小尺寸鍛件如蒸汽輪機(jī)葉片和螺栓，以及大尺寸產(chǎn)品如蒸汽輪機(jī)轉(zhuǎn)子和鍋爐管。在將該Ni基合金用于以上應(yīng)用的情況下，例如，可以提供例如經(jīng)受了固溶熱處理和老化處理的組合的產(chǎn)品，或僅經(jīng)受了固溶熱處理的產(chǎn)品。依賴于均質(zhì)化熱處理來(lái)消除微觀偏析的效果不由于固溶熱處理和/或老化處理而消失。即使將任何熱處理應(yīng)用于本發(fā)明 Ni基合金，也可以得到其穩(wěn)定的機(jī)械性質(zhì)。
實(shí)施例實(shí)施例1通過(guò)真空誘導(dǎo)熔煉制備10千克錠料，并且獲得具有在表1中給出的化學(xué)組成的m 基合金材料，其化學(xué)組成的含量在本發(fā)明中限定的組成范圍之內(nèi)。余量為Ni和雜質(zhì)。在1，140至1，220°C范圍內(nèi)的溫度對(duì)在表1中給出的1號(hào)合金的Ni基合金材料 (錠料)進(jìn)行均質(zhì)化熱處理20小時(shí)。其后，為了確認(rèn)微觀偏析的存在，從得到的錠料中取得 IOmm2的試樣，并且進(jìn)行EPMA線分析。EPMA線分析在下列條件下，在3mm的長(zhǎng)度上以7. 5 μ m 的步長(zhǎng)(st印)進(jìn)行加速電壓為15kV，探針電流為3. 0x101，以及探針直徑為7.5μπι，并且計(jì)算偏析率，所述偏析率是X射線強(qiáng)度的最大值與最小值的比率。EPMA線分析在跨過(guò)樹(shù)脂晶的方向上進(jìn)行。對(duì)2號(hào)合金的Ni基合金材料(即，錠料)不進(jìn)行均質(zhì)化熱處理，并且將其加熱到 1，100°C，并且進(jìn)行熱鍛。另一方面，在1，160至1，220°C范圍內(nèi)的溫度對(duì)3號(hào)合金的Ni基合金材料(即，錠料)進(jìn)行均質(zhì)化熱處理20小時(shí)，其后在1，100°C進(jìn)行熱鍛。在2至10號(hào)合金的所有合金材料中，沒(méi)有引發(fā)鍛裂等，并且鍛造性優(yōu)異。關(guān)于2至10號(hào)合金的Ni基合金材料，在熱鍛以后，為了確認(rèn)微觀偏析的存在，從得到的進(jìn)行了鍛造的Ni基合金取得IOmm2的試樣，并且進(jìn)行EPMA線分析。EPMA線分析
12在下列條件下通過(guò)在3mm的長(zhǎng)度上以7. 5 μ m的步長(zhǎng)進(jìn)行加速電壓為15kV，探針電流為 3. OxlO-7A,并且探針直徑為7. 5 μ m，并且計(jì)算偏析率，所述偏析率是X射線強(qiáng)度的最大值與最小值的比率。Mo偏析率在表2中給出。在與鍛件的縱向成直角的方向上進(jìn)行EPMA線分析。關(guān)于宏觀偏析，進(jìn)行宏觀結(jié)構(gòu)試驗(yàn)以視覺(jué)檢查偏析的存在。其中發(fā)現(xiàn)蝕刻不均勻性的合金由“否”指示，而其中沒(méi)有發(fā)現(xiàn)蝕刻不均勻性的合金由“是”指示。表2另外給出了偏析檢查的結(jié)果。
權(quán)利要求
1.一種用于制備Ni基合金的方法，所述方法包括在1，160°C至1，220°C的溫度對(duì)所述 Ni基合金的坯料進(jìn)行至少一次1至100小時(shí)的均質(zhì)化熱處理，其中所述Ni基合金的坯料預(yù)先通過(guò)真空熔煉制備，并且包含按質(zhì)量計(jì)的以下各項(xiàng)不多于0. 15%的碳，不多于1 %的Si，不多于1 %的Mn，10%至的Cr，必需元素Mo與任選元素W的根據(jù)5%彡Mo+(W/2)彡17%的組合，0. 5%至1. 8%的Al，1 %至2. 5%的Ti，不多于0. 02%的Mg，選自B和Ir的組中的至少一種元素并且所述B和Ir的量為不多于0. 02% 的B和不多于0. 2%的Zr，以及余量的Ni和不可避免的雜質(zhì)，并且其中 Α1/(Α1+0. 56Τ )的值為 0. 45 至 0. 70。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的方法，其中進(jìn)行所述均質(zhì)化熱處理，以使得經(jīng)所述熱處理的材料具有1至1. 17的Mo偏析比。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的方法，其中進(jìn)行所述均質(zhì)化熱處理，以使得經(jīng)所述熱處理的材料具有1至1. 10的Mo偏析比。
4.根據(jù)權(quán)利要求1至3中任一項(xiàng)所述的方法，其中所述Ni基合金的坯料包含不多于 5%的佝。
5.根據(jù)權(quán)利要求1至4中任一項(xiàng)所述的方法，其中所述Ni基合金的坯料包含按質(zhì)量計(jì)的以下各項(xiàng)0.015%至0. 040%的碳，小于0. 的Si，小于0. 1 %的Mn，19 %至22 % 的Cr，必需元素Mo與任選元素W的根據(jù)9%彡Mo+(ff/2)彡12%的組合，1. 0%至1. 7%的 Al，1. 4 % 至 1. 8 % 的 Ti，0. 0005 % 至 0. 0030 % 的 Mg，0. 0005 % 至 0. 010 % 的 B，0. 005 % 至 0. 07%的Zr，不多于2%的Fe，以及余量的Ni和不可避免的雜質(zhì)，并且其中 Α1/(Α1+0. 56Ti)的值為 0. 50 至 0. 70。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的方法，其中所述Al的量為1.0質(zhì)量％至1.3質(zhì)量％的Al。
7.根據(jù)權(quán)利要求5所述的方法，其中所述Al的量為多于1.3質(zhì)量％至1.7質(zhì)量％。
8.根據(jù)權(quán)利要求1至7中任一項(xiàng)所述的方法，其中在所述真空熔煉以后并且在所述均質(zhì)化熱處理之前，對(duì)所述Ni基合金的坯料進(jìn)行真空電弧重熔和電渣重熔中的任一種工藝。
9.根據(jù)權(quán)利要求1至8中任一項(xiàng)所述的方法，其中所述M基合金的坯料在所述均質(zhì)化熱處理之后進(jìn)行熱鍛，從而使得經(jīng)這樣熱鍛的材料具有1至1. 17的Mo偏析比。
10.根據(jù)權(quán)利要求9所述的方法，其中所述Mo偏析比為1至1.10。
11.一種Ni基合金材料，所述Ni基合金材料包含按質(zhì)量計(jì)的以下各項(xiàng)不多于0. 15% 的碳，不多于1 %的Si，不多于1 %的Mn，10%至的Cr，必需元素Mo與任選元素W的根據(jù) 5%彡 Mo+(W/2) ( 17% 的組合，0. 5%至 1.8% 的 Al，至 2. 5% 的 Ti，不多于 0. 02% 的 Mg，選自B和Ir的組中的至少一種元素并且所述B和Ir的量為不多于0. 02%的B和不多于0. 2%的Zr，以及余量的Ni和不可避免的雜質(zhì)，其中 Al/(Α1+0. 56Τ )的值為 0. 45 M 0. 70,并且其中所述Ni基合金材料具有1至1. 17的Mo偏析比。
12.根據(jù)權(quán)利要求11所述的Ni基合金材料，其中所述Mo偏析比為1至1.10。
13.根據(jù)權(quán)利要求11和12中任一項(xiàng)所述的Ni基合金材料，所述Ni基合金材料包含不多于5%的Fe。
14.根據(jù)權(quán)利要求11至13中任一項(xiàng)所述的Ni基合金材料，所述Ni基合金材料包含按質(zhì)量計(jì)的以下各項(xiàng)0. 015%至0. 040%的碳，小于0. 的Si，小于0. 的Mn，19%至·22 %的Cr，必需元素Mo與任選元素W的根據(jù)9 %彡Mo+ (W/2)彡12 %的組合，1. 0 %至1. 7 % 的 Al，1. 4%M 1. 8% 的 Ti，0. 0005%至 0. 0030% 的 Mg，0. 0005%至 `0. 010% 的 B，0. 005%至`0.07%的Zr，不多于2%的Fe，以及余量的Ni和不可避免的雜質(zhì)，其中Α1/(Α1+0. 56Ti)的值為0. 50至0. 70。
15.根據(jù)權(quán)利要求14所述的Ni基合金材料，所述Ni基合金材料包含按質(zhì)量計(jì)的1.0% 至 1. 3%的 Al。
16.根據(jù)權(quán)利要求14所述的Ni基合金材料，所述Ni基合金材料包含按質(zhì)量計(jì)的多于`1.3%至 1. 7%的 Al。
17.根據(jù)權(quán)利要求11至16中任一項(xiàng)所述的M基合金材料，所述M基合金材料不具有這樣的區(qū)域，在所述區(qū)域中，各自尺寸為不小于3μπι的10個(gè)以上的一系列富Mo碳化物以不大于10 μ m的間隔連續(xù)存在。
18.根據(jù)權(quán)利要求11至17中任一項(xiàng)所述的Ni基合金材料，所述Ni基合金材料是鍛造產(chǎn)品
全文摘要
本發(fā)明提供一種Ni基合金，其通過(guò)解決微觀偏析而在強(qiáng)度、延展性和其它性質(zhì)方面優(yōu)異。本發(fā)明還提供一種用于制造Ni基合金的方法，所述Ni基合金包含按質(zhì)量計(jì)的下列各項(xiàng)C0.15％以下；Si1％以下；Mn1％以下；Cr10至24％；Mo+(1/2)W(其中Mo可以單獨(dú)含有或作為必需組分含有)5至17％；Al0.5至1.8％；Ti1至2.5％；Mg0.02％以下；以及，選自B0.02％以下和/或Zr0.2％以下中的任一種；以及由Ni和雜質(zhì)組成的余量，所述方法包括將通過(guò)真空熔煉制備并且具有以上組成的Ni基合金原料在1160℃至1220℃進(jìn)行至少一次1至100小時(shí)的均質(zhì)化熱處理。通過(guò)均質(zhì)化熱處理將合金的Mo偏析比控制為1至1.17。
文檔編號(hào)C22C19/05GK102171375SQ20098013867
公開(kāi)日2011年8月31日 申請(qǐng)日期2009年9月25日 優(yōu)先權(quán)日2008年9月30日
發(fā)明者上原利弘, 大野丈博, 青木宙也 申請(qǐng)人:日立金屬株式會(huì)社