Ni基合金、Ni基合金制品及用于制造Ni基合金制品的方法与流程

ni基合金、ni基合金制品及用于制造ni基合金制品的方法
技术领域
1.本技术涉及ni基合金、ni基合金制品和用于制造ni基合金制品的方法。更具体而言，本技术涉及在耐磨性和耐高温腐蚀性方面优异的ni基合金、由该ni基合金制成的ni基合金制品以及用于制造ni基合金制品的方法。


背景技术：

2.具有高c含量和高材料硬度的马氏体材料广泛用作有磨损问题的部分，例如机器部件的滑动部分和切削工具的表面。这是因为材料硬度越高，耐磨性越好。为了使部件的成本降低，通常通过堆焊等方法仅在部件的表面上沉积耐磨性优异的合金。
3.同时，船舶用柴油机、石油化工装置用部件等的阀和燃料喷嘴，除了需要具有高温耐磨性以外，还需要具有优异的耐高温腐蚀性(例如，耐v侵蚀性、耐s侵蚀性和耐金属尘化性)。
4.例如，船舶用柴油机主要采用重油作为燃料，并通过重油的爆炸性燃烧来输出动力。在燃烧冲程过程中，柴油机的排气阀关闭，并且各排气阀的火焰接触表面暴露于高温燃烧气体中且其阀座侧的表面处于与阀座接触的状态。在随后的排气冲程中，排气阀打开以通过其阀座侧的表面与阀座之间的间隙排出废气。
5.各排气阀暴露于最高温度的部分围绕火焰接触表面的中心，最高温度为650℃至700℃。因此，火焰接触表面的材料需要在耐热性和耐高温腐蚀性方面是优异的。同时，虽然没有将阀座侧的表面加热到如此高的温度，但其在腐蚀性的环境中反复与阀座接触。因此，阀座侧的表面材料需要具有高硬度和优异的耐磨性。
6.迄今为止，对于在需要耐磨性、耐热性和耐高温腐蚀性的这些用途中使用的材料和部件，提出了各种方案。
7.例如，专利文献1公开了用于制造大型船舶用发动机排气阀的方法，其包括(a)在奥氏体耐热钢的圆棒上，通过堆焊沉积由ni
‑
cr
‑
al时效沉淀型ni基合金构成的焊接材料，以覆盖该圆棒的端部，(b)对该端部进行热模锻以形成蘑菇状部分，以及(c)对该工件进行固溶热处理和时效沉淀热处理。
8.该文献指出，该方法产生微细的α
‑
cr相晶粒，其可以抑制在高温使用过程中γ'相的异常生长。
9.专利文献2公开了热喷涂用粉末合金，其包含指定量的cr、al和fe，余量为ni和不可避免的杂质。
10.该文献指出，(a)向ni
‑
cr
‑
al合金中添加fe促进了层状结构的蜂窝状沉淀，该层状结构包含作为cr固溶相的α
‑
cr相、和由γ'相在γ相中的微细沉淀而形成的γ/γ'相；以及(b)该蜂窝状沉淀产生了优异的耐磨性和耐高温腐蚀性。
11.专利文献3公开了一种ni基合金，其包含3质量％的c、40质量％的cr和6质量％的al，余量为ni和不可避免的杂质。
12.该文献指出，向ni
‑
cr
‑
c合金中添加al改变了通过结晶形成的m7c3碳化物(cr基碳
化物)的量，因此产生过共晶结构，使得硬度、高温强度和高温耐磨性提高。
13.专利文献4公开了一种耐磨合金，该耐磨合金(a)包含1.0重量％至3.0重量％的c和12重量％至50重量％的cr，余量为ni；(b)具有棒状碳化铬，以面积比例计，碳化铬的含量为10％至28.5％；并且(c)其中合金基体的铬含量为10重量％以上。
14.该文献指出，通过在软质基体中分散相对较大的碳化铬并且优化碳化铬的量，可以同时得到令人满意的耐磨性和耐冲击性。
15.专利文献5公开了一种堆焊材料，其包含指定量的c、si、cr、(al ti)和n，并且还包含指定量的选自mn、v、nb、mo、w和fe所组成的组中的至少一种元素，余量为ni和不可避免的杂质。
16.该文献指出，通过优化各成分的含量，获得了兼具充分的高温耐v腐蚀性和耐s腐蚀性以及耐磨性的堆焊材料。
17.此外，专利文献6公开了一种ni基合金，其包含指定量的c、cr、al和v，余量为ni和不可避免的杂质。
18.该文献指出，通过调节化学组成，使得能够分散硬度高于α相并且尺寸为约几微米的晶粒，从而获得耐磨性相当或优于现有高碳马氏体不锈钢的ni基合金。
19.如专利文献1所述，船舶用发动机的各排气阀通常由作为主体的廉价奥氏体耐热钢、以及在耐磨性和/或耐v侵蚀性方面优异的材料构成，其中所述材料通过堆焊与主体接合以构成暴露于极为严酷的环境中的部分。然而，没有一种常规堆焊合金同时满足阀座侧的表面所需的高耐磨性和火焰接触表面所需的高耐高温腐蚀性(耐v侵蚀性)。因此，为了使用常规堆焊合金获得兼具更高的耐磨性和更高的耐高温腐蚀性的排气阀，需要堆焊耐磨性优异的合金(例如，司太立合金)以形成需要具有耐磨性的阀座侧的表面，并且堆焊耐高温腐蚀性优异的合金(例如，ni基时效硬化型合金)以形成需要具有耐高温腐蚀性的火焰接触表面。
20.然而，在制造一个排气阀时，在堆焊组成差异相当大的两种合金，并且随后在所选的热处理条件下进行热处理(例如，时效硬化)以使两种合金中的任一种合金的性能最大化的情况下，则另一种合金的性能会降低。为了避免该问题，需要考虑阀座侧的表面和火焰接触表面所需的性能以及两种堆焊合金的性能，以在能够使这些性能之间达到令人满意的平衡的条件下进行热处理。因此，存在不能利用两种堆焊合金的最佳性能并且排气阀本身的性能降低的问题。
21.为了解决该问题，专利文献2提出了在ni
‑
cr
‑
al合金中添加指定量的fe，以同时提高耐磨性和耐高温腐蚀性。然而，从进一步提高排气阀的性能的观点出发，需要进一步提高堆焊合金的耐磨性和耐高温腐蚀性。
22.专利文献1：jp
‑
a
‑
2013
‑
046928
23.专利文献2：jp
‑
a
‑
2011
‑
162803
24.专利文献3：jp
‑
a
‑
2002
‑
220632
25.专利文献4：jp
‑
a
‑
h10
‑
072642
26.专利文献5：jp
‑
a
‑
h01
‑
273693
27.专利文献6：国际公开wo 2018/221560


技术实现要素：

28.本技术要解决的问题是提供一种ni基合金，其经热处理后具有优异的耐磨性和耐高温腐蚀性。
29.本技术要解决的另一问题是提供一种包含ni基合金的ni基合金制品和用于制造ni基合金制品的方法。
30.即，本技术涉及以下布局(1)至(9)。
31.(1)一种ni基合金，其包含：
32.0.3质量％≤c≤1.0质量％；
33.36.0质量％≤cr≤50.0质量％；以及
34.3.0质量％≤al≤7.0质量％，
35.余量为ni和不可避免的杂质。
36.(2)根据(1)所述的ni基合金，还包含选自由以下元素所组成的组中的至少一种元素：
37.mo≤2.0质量％；
38.w≤2.0质量％；
39.fe≤5.0质量％；以及
40.cu≤2.0质量％。
41.(3)根据(1)或(2)所述的ni基合金，还包含
42.0.0005质量％≤b≤0.0100质量％。
43.(4)根据(1)至(3)中任一项所述的ni基合金，还包含选自由以下元素所组成的组中的至少一种元素：
44.nb≤1.0质量％；
45.ti≤1.0质量％；
46.v≤0.5质量％；
47.ta≤0.5质量％；
48.zr≤0.1质量％；以及
49.hf≤0.1质量％。
50.(5)一种ni基合金制品，其由根据(1)至(4)中任一项所述的ni基合金制成。
51.(6)根据(5)所述的ni基合金制品，该ni基合金制品为粉末形式。
52.(7)根据(5)所述的ni基合金制品，该ni基合金制品为棒状物或线状物。
53.(8)一种用于制造ni基合金制品的方法，该方法包括：
54.将放在一起的原料混合并熔融以获得根据(1)至(4)中任一项所述的ni基合金，从而形成熔体的原料混合和熔融步骤；以及
55.将熔体雾化以获得粉末形式的ni基合金制品的雾化步骤。
56.(9)一种用于制造ni基合金制品的方法，该方法包括：
57.将放在一起的原料混合并熔融以获得根据(1)至(4)中任一项所述的ni基合金，从而形成熔体的原料混合和熔融步骤；
58.铸造熔体以形成铸件的铸造步骤；以及
59.对铸件进行热加工以获得为棒状物或线状物的ni基合金制品的热加工步骤。
60.在向ni
‑
cr
‑
al合金中添加较大量的c，并且在适当的条件下对所得合金进行热处理时，cr基碳化物可以在合金的基体中沉淀。其结果是，与具有低c含量的合金相比，该合金具有更高的耐磨性。
61.同时，cr基碳化物的沉淀降低了基体中cr的浓度，导致耐高温腐蚀性降低。然而，在使已经添加了相对大量的c的ni
‑
cr
‑
al合金的cr含量相对增加的情况下，能够抑制由cr基碳化物的沉淀引起的基体的cr浓度的降低。其结果是，可以同时获得高水平的高耐磨性和高的耐高温腐蚀性。
具体实施方式
62.以下，对实施本技术的实施方案进行详细描述。
63.[1.ni基合金]
[0064]
[1.1.主要构成元素]
[0065]
根据本技术的ni基合金包含以下元素，余量为ni和不可避免的杂质。构成元素的种类、成分含量范围以及含量范围的理由如下所述。
[0066]
(1)0.3质量％≤c≤1.0质量％：
[0067]
c为形成碳化物所需的元素，并且有助于提高材料的硬度。在c含量过低的情况下，碳化物在固化过程中不能充分结晶析出，使得不可能获得足够的硬度。因此，c含量需要为0.3质量％以上。c含量优选为0.5质量％以上，更优选为0.6质量％以上。
[0068]
同时，在c含量过高的情况下，粗碳化物结晶析出，导致材料脆化。因此，c含量需要为1.0质量％以下。c含量优选为0.9质量％以下，更优选为0.8质量％以下。
[0069]
(2)36.0质量％≤cr≤50.0质量％：
[0070]
cr为形成cr基碳化物所需的元素，并且有助于材料硬度增强。cr为形成α
‑
cr相的主要元素。在对包含既定量的cr的ni基合金进行时效处理的情况下，α
‑
cr相和γ'相以层状状态复合沉淀，从而有助于提高强度和硬度。此外，cr在各种腐蚀性环境中在材料表面上形成保护性覆膜，从而显著地有助于提高耐高温腐蚀性。
[0071]
即使在cr含量低的情况下，也可以形成cr基碳化物。然而，在cr含量过低的情况下，不能通过时效处理在材料的全部区域中稳定地形成层状结构，导致硬度不均匀性增加以及硬度不足。因此，cr含量需要为36.0质量％以上。cr含量优选为40.0质量％以上，更优选为42.0质量％以上。
[0072]
同时，在cr含量过高的情况下，相应地，ni含量过低，从而使得γ'相的沉淀不充分。因此，cr含量需要为50.0质量％以下。cr含量优选为48.0质量％以下，更优选为46.0质量％以下。
[0073]
由于包含α
‑
cr相和γ'相的层状结构(通过时效处理在基体中沉淀的层状结构)、且由于cr基碳化物，根据本技术的ni基合金可以获得优异的耐磨性和耐高温腐蚀性。由于cr为形成碳化物和α
‑
cr相二者的元素，因此优选考虑c含量和cr含量之间的平衡。具体而言，优选考虑c含量和cr含量，使得在600℃平衡状态时合金的α
‑
cr相的体积比例为0.15以上。其体积比例优选为0.18以上，更优选为0.20以上。该体积比例可为用热力学计算软件(例如thermo
‑
calc2020a)计算的值，并且可为通过涉及c、cr、al和ni四种元素的计算确定的值。
[0074]
(3)3.0质量％≤al≤7.0质量％：
[0075]
al为与ni结合从而形成γ'相的至关重要的元素，其中γ'相对高温强度至关重要。al也有助于提高耐高温腐蚀性和抗氧化性。为了获得这样的效果，al含量需要为3.0质量％以上。al含量优选为3.3质量％以上，更优选为3.5质量％以上。
[0076]
同时，在al含量过高的情况下，γ'相的沉淀量过大，如此不仅使制造性大幅降低，而且会导致材料韧性/延展性降低。因此，al含量需要为7.0质量％以下。al含量优选为6.0质量％以下，更优选为4.5质量％以下。
[0077]
[1.2.任选的构成元素]
[0078]
除了包含上述主要构成元素以外，根据本技术的ni基合金还可以包含诸如以下所示的一种以上的元素。任选元素的种类、成分的含量范围和含量范围的原因如下所述。
[0079]
(4)mo≤2.0质量％：
[0080]
mo作为固溶强化元素，有助于提高材料硬度，并能够有效地进一步提高耐磨性。可以根据需要添加mo。
[0081]
然而，在mo含量过高的情况下，这会导致堆焊适用性、增材制造适用性和/或可铸造性降低。因此，mo含量优选为2.0质量％以下。mo含量没有具体的下限，并且mo含量可为零。
[0082]
(5)w≤2.0质量％：
[0083]
与mo相同，w作为固溶强化元素，有助于提高材料硬度，并能够有效地进一步提高耐磨性。可以根据需要添加w。
[0084]
然而，在w含量过高的情况下，这会导致堆焊适用性、增材制造适用性和/或可铸造性降低。因此，w含量优选为2.0质量％以下。w含量没有具体的下限，并且w含量可为零。
[0085]
(6)fe≤5.0质量％：
[0086]
与ni相比，fe价格低廉，因此可以添加fe以降低材料成本。然而，在fe含量过高的情况下，耐高温腐蚀性降低。因此优选的是，fe含量为5.0质量％以下。fe含量优选为4.0质量％以下，更优选为1.0质量％以下。
[0087]
(7)cu≤2.0质量％：
[0088]
cu根据其添加量而具有促进α
‑
cr相沉淀的效果，并且可以根据需要而添加。
[0089]
然而，在cu含量过高的情况下，这会导致堆焊适用性和/或增材制造适用性降低。因此，cu含量优选为2.0质量％以下。即使没有cu，也能够通过(例如)热处理充分沉淀α
‑
cr相。因此，cu含量没有具体的下限，并且cu含量可为零。
[0090]
(8)0.0005质量％≤b≤0.0100质量％：
[0091]
b具有在晶界处偏析的作用，从而提高了晶界的强度。在ni基合金用作热喷涂粉末的情况下，b具有降低热喷涂过程中熔融金属的粘度的作用。熔融金属的粘度的降低增强了基材润湿性或提高了基材和覆膜之间或者覆膜与覆膜之间的粘合性。从获得如此效果的观点出发，b含量优选为0.0005质量％以上。
[0092]
同时，在b含量过高的情况下，硼化物在晶界处偏析，这反而导致晶界强度的降低。因此，b含量优选为0.0100质量％以下。b含量优选为0.0050质量％以下，更优选为0.0030质量％以下。
[0093]
(9)nb≤1.0质量％，(10)ti≤1.0质量％，(11)v≤0.5质量％，(12)ta≤0.5质
量％，(13)zr≤0.1质量％，(14)hf≤0.1质量％：
[0094]
这些元素为碳化物形成元素，并且通过与c组合，具有进一步提高硬度的作用。可以根据需要添加这些元素。
[0095]
然而，在这些元素含量过高的情况下，这些元素可能与氮、氧或硫结合并形成有害的杂质。因此，这些元素含量优选为不高于以上所示的上限。
[0096]
可以添加这些元素中的任一种，或者可以添加两种以上这些元素。各元素含量没有具体的下限，并且其含量可为零。
[0097]
[1.3.不可避免的杂质]
[0098]
本技术中的术语“不可避免的杂质”是指在制造ni基合金时从原料或从耐火材料中进入ni基合金的微量成分。在本技术中，在包含以下所示的量的下列成分的情况下，认为这些成分是不可避免的杂质。si≤0.5质量％、mn≤1.0质量％、p≤0.05质量％、s≤0.05质量％、h≤0.002质量％、o≤0.01质量％、n≤0.1质量％、sn≤0.1质量％、pb≤0.01质量％、bi≤0.1质量％、zn≤0.01质量％、ga≤0.01质量％、ge≤0.01质量％、se≤0.01质量％、in≤0.01质量％、sb≤0.01质量％、te≤0.01质量％和ag≤0.01质量％。
[0099]
[1.4.金相组织]
[0100]
[1.4.1氧化物覆膜]
[0101]
位于材料表面的保护性覆膜对确保耐高温腐蚀性具有重要作用。氧化物可有效地作为保护性覆膜，特别是cr2o3。由于不锈钢的基体相中所含的cr在高温腐蚀性环境中形成cr2o3的保护性覆膜，因此不锈钢显示出了高的耐高温腐蚀性。在根据本技术的ni基合金中也会形成这种保护性覆膜。
[0102]
在将根据本技术的ni基合金用于制造各种部件的情况下，通常在刚制造的部件的表面上没有氧化物覆膜。然而，由于根据本技术的ni基合金包含相对大量的cr，因此通过在高温氧化性气氛中使用由本技术的ni基合金制成的部件，使得在部件的表面上形成包含cr2o3作为主要成分的氧化物覆膜。因此，根据本技术的ni基合金可以用作诸如船舶用发动机的排气阀之类的需要耐v侵蚀性的部件本身，或者可以用作覆盖这类部件的表面的堆焊层。
[0103]
[1.4.2.层状结构]
[0104]
从耐磨性的观点出发，使用环境温度时的材料硬度十分重要。作为用于强化材料的技术，已知包括沉淀强化和固溶强化在内的各种技术。在ni基合金的情况下，通常采用沉淀强化。由于ni基合金具有包含足量的ni的基体相，因此通过向这种ni基合金中添加适量的al并在适当条件下对该合金进行固溶热处理和时效处理，可以沉淀由ni3al构成的γ'相。
[0105]
由于根据本技术的ni基合金由优化的成分构成，因此在适当条件下进行热处理时，该ni基合金通过以层的形式沉淀γ'相和α
‑
cr相从而在其中形成层状结构。因此，ni基合金在热处理时显著硬化，从而具有优异的耐磨性。此外，由于也以适当的量引入c，因此cr碳化物结晶析出并沉淀在基体相中。因此，硬度得以进一步增加。
[0106]
[2.ni基合金制品]
[0107]
[2.1.组成]
[0108]
根据本技术的ni基合金制品由根据本技术的ni基合金制成。由于ni基合金的细节
如上所述，因此省略其说明。
[0109]
[2.2.形状]
[0110]
本技术中的术语“制品”是指具有用于特定用途的特定形状的产品。制品的实例包括诸如(例如)粉末、棒状物、线状物、具有指定形状的铸造制品和具有指定形状的锻造制品之类的各种原料和制品(包括半成品)。
[0111]
[2.3.用途]
[0112]
由ni基合金制成的粉末的用途实例包括堆焊用填充金属、增材制造用原料粉末和粉末冶金用原料粉末。
[0113]
由ni基合金制成的棒状物或线状物的用途实例包括堆焊用填充金属棒和增材制造用原料棒。
[0114]
在使用粉末、棒状物或线状物进行堆焊的情况下，堆焊的方法没有特别地限制。堆焊方法的实例包括激光堆焊方法和pta堆焊方法。
[0115]
在使用粉末、棒状物或线状物进行增材制造的情况下，增材制造的方法没有特别地限制。增材制造方法的实例包括电子束照射加热法和激光照射加热法。
[0116]
在将由根据本技术的ni基合金制成的粉末、棒状物或线状物用于进行堆焊或增材制造的情况下，在处于焊接状态的焊接制品或者处于成形状态的成形制品中，在由γ相(ni固熔体)构成的基体中，常常不能充分形成包含γ'相(ni3al)和α
‑
cr相的层状结构。
[0117]
因此优选的是，对通过堆焊或增材制造生产的制品进行用于调节硬度的时效处理。此外，可以另外进行用于去除应变或应力的热处理等。
[0118]
[3.用于制造ni基合金制品的方法(1)：粉末的制备方法]
[0119]
根据本技术的第一实施方案的用于制造ni基合金制品的方法包括：
[0120]
将放在一起的原料混合并熔融以获得根据本技术的ni基合金，从而形成熔体的原料混合和熔融步骤；以及
[0121]
将熔体雾化以获得根据本技术的粉末形式的ni基合金制品的雾化步骤。
[0122]
[3.1.原料混合和熔融步骤]
[0123]
首先，将放在一起以获得根据本技术的ni基合金的原料混合并熔融，从而形成熔体(原料混合和熔融步骤)。原料的混合方法和原料的熔融方法没有特别地限制，并且可以使用各种方法。适当的熔融方法为(例如)真空熔融法。熔融法可以与真空脱碳法等组合使用，以精炼熔体。
[0124]
[3.2.雾化步骤]
[0125]
接下来，使该熔体雾化以获得根据本技术的粉末(雾化步骤)。通过进行雾化步骤，可以由熔体获得ni基合金的快速固化粉末。雾化的方法没有特别地限制，并且可以使用各种方法。
[0126]
例如，在制备堆焊用粉末的情况下，优选采用气体雾化法，该方法产生高度洁净且具有均匀组成的球形颗粒。同时，在制备粉末冶金用粉末的情况下，优选采用水雾化法，该水雾化法产生包含不规则形状的颗粒的粉末。
[0127]
在雾化步骤之后，可以对快速固化合金粉末进行分级以获得具有所需粒径的颗粒。虽然分级不总是必需的，但从提高快速固化合金粉末的有用性的观点出发，优选进行分级。通过分级获得的粉末的粒径没有特别地限制。然而，从处理性的观点出发，优选将该快
速固化合金粉末分级，以使平均粒径为(例如)10μm至20μm。
[0128]
[4.用于制造ni基合金制品的方法(2)：用于制造棒状物或线状物的方法]
[0129]
根据本技术的第二实施方案的用于制造ni基合金制品的方法包括：
[0130]
将放在一起的原料混合并熔融以获得根据本技术的ni基合金，从而形成熔体的原料混合和熔融步骤；
[0131]
铸造熔体以形成铸件的铸造步骤；以及
[0132]
对铸件进行热加工以获得为棒状物或线状物的根据本技术的ni基合金制品的热加工步骤
[0133]
[4.1.原料混合和熔融步骤]
[0134]
首先，将放在一起以获得根据本技术的ni基合金的原料混合并熔融，从而形成熔体(原料混合和熔融步骤)。原料混合和熔融步骤的细节与第一实施方案相同，因此省略对其的说明。
[0135]
[4.2.铸造步骤]
[0136]
接下来，铸造熔体以形成铸件(铸造步骤)。铸造方法没有特别地限制，并且可以根据预期用途使用各种方法。
[0137]
[4.3.热加工步骤]
[0138]
接下来，将该铸件热加工以获得根据本技术的棒状物或线状物(热加工步骤)。用于形成棒状物或线状物的热加工方法没有特别地限制。热加工方法的实例包括挤出和拉伸。
[0139]
热加工的温度范围优选为1,150℃至900℃。通过对铸件进行热加工，可以消除铸件的铸造缺陷，并且可以破坏由铸造和固化形成的粗糙组织。由此，可以获得具有致密且微细的金相组织的棒状物或线状物。
[0140]
[5.作用]
[0141]
船舶用发动机的各排气阀通常由作为主体的廉价奥氏体耐热钢、以及在耐磨性和/或高温耐腐蚀性(耐v侵蚀性、耐s侵蚀性和耐金属尘化性)方面优异的材料构成，其中该材料通过堆焊而与主体接合以构成暴露于极为严酷的环境中的部分。在船舶用发动机的各排气阀中，阀座侧的表面需要具有高耐磨性，并且火焰接触表面需要具有高的耐高温腐蚀性。然而，没有一种常规堆焊合金同时满足这些要求。
[0142]
认为通过以下方法可以克服该问题：堆焊耐磨性优异的合金(例如，司太立合金)以形成需要具有耐磨性的阀座侧的表面，并且堆焊耐高温腐蚀性优异的合金(例如，ni基时效硬化型合金)以形成需要具有耐高温腐蚀性的火焰接触表面。然而，在制造一个排气阀时，在堆焊组成差异相当大的两种合金，并且随后在所选的热处理条件下进行热处理(例如，时效硬化)以使两种合金中的任一种合金的性能最大化的情况下，则另一种合金的性能会降低。
[0143]
可以通过如下方式解决该问题。在ni
‑
cr
‑
al合金中添加较大量的c，并且在适当的条件下对所得合金进行热处理的情况下，cr基碳化物可以在基体中沉淀。其结果是，与具有低c含量的合金相比，该合金具有更高的耐磨性。
[0144]
同时，cr基碳化物的沉淀降低了基体中cr的浓度，导致耐高温腐蚀性降低。然而，在使添加有相对大量的c的ni
‑
cr
‑
al合金具有相对较高的cr含量的情况下，能够抑制由cr
基碳化物的沉淀引起的基体的cr浓度的降低。其结果是，可以同时得到高水平的高耐磨性和高的耐高温腐蚀性。
[0145]
实施例
[0146]
(实施例1
‑
21和比较例1
‑
8)
[0147]
[1.样品的制备]
[0148]
[1.1.粉末和焊丝的制备]
[0149]
使用ar气体雾化法制得具有表1所示组成的粉末。此外，使用熔融铸造法和热加工法制得具有表1所示组成的焊丝。
[0150][0151]
[1.2.试件的制备]
[0152]
[1.2.1.使用粉末的堆焊]
[0153]
使用由sncrw制成的尺寸为100mm
×
100mm的板材作为基板。使用粉末等离子焊
(pta)法，在基板的表面上形成厚度为10mm的堆焊层。由堆焊层切出尺寸为10mm(长)
×
10mm(宽)
×
2mm(厚)的试件。将获得的试件在600℃进行16小时的时效处理。
[0154]
[1.2.2.增材制造]
[0155]
使用粉末床型的增材制造装置，在基板表面上制得尺寸为15mm(长)
×
15mm(宽)
×
5mm(厚)的增材制造制品。由增材制造制品切出尺寸为10mm(长)
×
10mm(宽)
×
2mm(厚)的试件。将获得的试件在600℃进行16小时的时效处理。
[0156]
[1.2.3.使用焊丝的堆焊]
[0157]
以与[1.2.1]相同的方式制备试件，不同之处在于使用焊丝进行堆焊。
[0158]
[2.试验方法]
[0159]
[2.1.600℃平衡状态时α
‑
cr相的体积比例]
[0160]
在各实施例1至21和比较例1至8中，计算600℃平衡状态时α
‑
cr相的体积比例。计算条件如下。
[0161]
计算软件：thermo
‑
calc 2020a
[0162]
计算数据库：tcn18:ni
‑
alloys v8.2
[0163]
计算用成分：对c、cr、al和ni四种元素进行计算。
[0164]
[2.2.硬度]
[0165]
将经过热处理的试件嵌入到树脂中，并对试件的表面进行研磨。使用显微维氏硬度计在负荷为300gf时测定硬度。
[0166]
[2.3.高温腐蚀试验]
[0167]
按照jis z2292:2004，对经过时效处理的试件进行v侵蚀试验。试验条件如下。试验后，除去由此导致的腐蚀垢，随后测定试件的重量。由试验前后之间的重量差计算每单位面积的重量减少量(腐蚀损失)。
[0168]
试件尺寸：10mm
×
10mm
×
2mm
[0169]
施用量：20mg/cm2[0170]
试验温度：800℃
[0171]
试验周期：20小时
[0172]
盐：85％v2o5 na2so4[0173]
[3.结果]
[0174]
[3.1.α
‑
cr相的体积比例和使用粉末的堆焊]
[0175]
表2示出α
‑
cr相的体积比例和使用各粉末通过堆焊形成的堆焊层的试验结果。
[0176]
关于堆焊的适用性，“a”表示能够进行堆焊而不产生裂纹，并且“b”表示在堆焊过程中产生裂纹，从而无法评价。
[0177]
关于耐磨性，“a”表示时效处理后的硬度为750hv以上，“b”表示时效处理后的硬度为700hv以上但小于750hv，并且“c”表示时效处理后的硬度小于700hv。
[0178]
关于耐v侵蚀性，“a”表示腐蚀损失为20mg/cm2以下，“b”表示腐蚀损失大于20mg/cm2但为25mg/cm2以下，并且“c”表示腐蚀损失大于25mg/cm2。
[0179]
从表2可以看出以下内容。
[0180]
(1)比较例1的耐v侵蚀性低。认为这是因为c含量过高，因此cr基碳化物大量沉淀，导致基体中cr的浓度降低。
[0181]
(2)比较例2的耐磨性低。认为这是因为c含量过低，因此cr碳化物的沉淀量减少。
[0182]
(3)比较例3的耐磨性和耐v侵蚀性低。认为这是因为cr含量过低，因此在时效处理时，在材料的整个区域上没有发生层状结构的形成，并且材料的cr浓度不足，而cr对于耐v侵蚀性是有效的。
[0183]
(4)比较例4的耐磨性低。认为这是因为al含量过低，因此在时效处理时，在材料的整个区域上没有发生层状结构的形成。
[0184]
(5)比较例5的耐v侵蚀性低。认为这是因为过量加入的ti与氮、氧和硫结合从而形成杂质。
[0185]
(6)比较例6的耐v侵蚀性低。认为这是因为材料包含了过量的fe，这对耐v侵蚀性产生了不良影响。
[0186]
(7)比较例7的耐磨性和耐v侵蚀性低。认为这是因为材料包含了过量的fe，这对耐v侵蚀性产生了不良影响，并且因为fe含量的增加使得ni含量相对降低，这抑制了在时效处理时层状结构的形成。
[0187]
(8)比较例8在堆焊过程中产生了裂纹，使得无法评价。认为这是因为c含量过高。
[0188]
(9)实施例1至20各自在堆焊适用性、耐磨性和耐v侵蚀性方面是优异的。
[0189]
表2
[0190][0191]
[3.2.增材制造]
[0192]
增材制造产品的试验结果示于表3。
[0193]
关于增材制造的适用性，“a”表示样品粉末能够增材制造而不产生裂纹，并且“b”表示在增材制造过程中产生裂纹，使得无法评价。
[0194]
关于耐磨性，“a”表示时效处理后的硬度为750hv以上，“b”表示时效处理后的硬度为700hv以上但小于750hv，并且“c”表示时效处理后的硬度小于700hv。
[0195]
从表3可以看出以下内容。
[0196]
(1)比较例1示出了令人满意的增材制造适用性和令人满意的耐磨性。然而，如上所述，比较例1的耐v侵蚀性低。
[0197]
(2)比较例2至4的耐磨性低。其原因与堆焊层的原因相同。
[0198]
(3)比较例5和6示出了令人满意的增材制造适用性和令人满意的耐磨性。然而，如上所述，比较例5和6的耐v侵蚀性低。
[0199]
(4)比较例7的耐磨性低。其原因与堆焊层的原因相同。
[0200]
(5)比较例8除了堆焊适用性差以外，其增材制造适用性也差。这是因为c含量过高，在堆焊和增材制造过程中合金的硬度过高，并且产生裂纹，使得不能进行评价。
[0201]
(6)实施例1至21各自在增材制造的适用性和耐磨性方面是优异的。
[0202]
表3
[0203][0204]
[3.3.使用焊丝的堆焊]
[0205]
在使用实施例1至21的焊丝进行堆焊的情况下，时效处理后的堆焊层各自的硬度
为700hv以上。
[0206]
以上，对本技术的实施方案进行了详细描述，但本技术不限定于任何方式的这些实施方案。在本技术的主旨内可以对实施方案进行各种修改。
[0207]
本技术基于在2020年5月26日提交的日本专利申请no.2020
‑
091747，并且其内容通过引用并入本文。
[0208]
工业适用性
[0209]
根据本技术的ni基合金可以用作(例如)在船舶用发动机的各排气阀的阀座侧表面和/或火焰接触表面上沉积的堆焊层用材料、或用作在切削工具的表面沉积的堆焊层用材料。