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NiIr基耐热 合金及其制造方法

阅读：56发布：2020-05-17

专利汇可以提供NiIr基耐热合金及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本发明是一种NiIr基耐热合金，其包含含有Ir：5.0～50.0 质量％、Al：1.0～8.0质量％、W：5.0～20.0质量％、余量Ni的Ni‑Ir‑Al‑W系合金，具有L12结构的γ’相作为必需的强化相在基质中析出、分散，其中， X射线衍射分析中，在2θ＝43°～45°的范围内观察到的γ’相的(111)面的峰强度(X)与在2θ＝48°～50°的范围内观察到的Ir3W相的(201)面的峰强度(Y)之比(Y/X)为0.5以下。本发明的合金是能够稳定地发挥良好的高温特性的耐热性Ni基合金。，下面是NiIr基耐热合金及其制造方法专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种NiIr基耐热合金，其包含含有Ir：5.0～50.0质量％、Al：1.0～8.0质量％、W：5.0～20.0质量％、余量Ni的Ni-Ir-Al-W系合金，具有L12结构的γ’相作为必需的强化相在基质中析出、分散，其中，
X射线衍射分析中，在2θ＝43°～45°的范围内观察到的γ’相的(111)面的峰强度(X)与在2θ＝48°～50°的范围内观察到的Ir3W相的(201)面的峰强度(Y)之比(Y/X)为0.5以下。
2.如权利要求1所述的NiIr基耐热合金，其含有选自下述组I中的一种或两种以上的添加元素，
组I：
B：0.001～0.1质量％、
Co：5.0～20.0质量％、
Cr：1.0～25.0质量％、
Ta：1.0～10.0质量％、
Nb：1.0～5.0质量％、
Ti：1.0～5.0质量％、
V：1.0～5.0质量％、
Mo：1.0～5.0质量％。
3.如权利要求1或权利要求2所述的NiIr基耐热合金，其中，还含有0.001～0.5质量％的C，碳化物析出、分散。
4.如权利要求1～权利要求3中任一项所述的NiIr基耐热合金，其是对合金中的Ir用30质量％以下的Rh或Pt置换而成。
5.一种NiIr基耐热合金的制造方法，该制造方法具有：通过熔铸法制造具有权利要求1～权利要求4中任一项所述的组成的合金锭的熔铸工序、和在700～1300℃的温度范围内进行时效热处理的工序，其中，
将熔铸工序中的冷却速度设定为200℃/分钟以上。
6.如权利要求5所述的NiIr基耐热合金的制造方法，其中，时效热处理工序是将合金在
700～1300℃的温度范围内加热后以5～80℃/秒的冷却速度进行冷却的工序。
7.如权利要求5或权利要求6所述的NiIr基耐热合金的制造方法，其中，在时效热处理前，对NiIr基合金在1100～1800℃的温度范围内进行均质化热处理。

说明书全文

NiIr基耐热合金及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及包含Ni-Ir-Al-W系合金的Ni基耐热合金及其制造方法。详细而言，涉及即使暴露在严苛的使用环境下也具有高强度、耐磨损性的NiIr基耐热合金及其制造方法。

背景技术

[0002] 作为喷气式发动机、燃气轮机等高温构件、搅拌摩擦焊(FSW)的工具(tool)等的构成材料，以往以来已知有Ni基合金、Co基合金、Ir基合金等各种高温耐热合金。例如，作为代替Ni基合金的新的耐热合金，公开了作为Ir基合金的Ir-Al-W系合金(专利文献1)。

[0003] 另外，作为具有新型组成的耐热合金，本申请人开发了以Ni-Ir-Al-W系合金为基础的耐热性合金。该NiIr基耐热合金是向Ni添加了作为必需添加元素的Ir、Al和W而成的合金，其具有由Ir：5.0～50.0质量％、Al：1.0～8.0质量％、W：5.0～20.0质量％、余量Ni构成的组成。

[0004] 关于上述新型的NiIr基耐热合金，作为其强化机制，利用了作为具有L12结构的金属间化合物的γ’相((Ni、Ir)3(Al、W))的析出强化作用。γ’相表现出强度随着温度升高也提高的逆温度依赖性，因此，能够对合金赋予优良的高温强度、高温蠕变特性。另外，关于基于该γ’相的强化作用的利用，虽然与以往以来已知的Ni基耐热合金的强化机制相同，但由本申请人开发的NiIr基耐热合金改善了γ’相在高温下的特性，与Ni基耐热合金相比高温稳定性更良好。

[0005] 但是，通常在制造合金时，主要具有通过熔铸法来制造目标组成的合金锭的工序，在此基础上补充适当的加工热处理工序来制造合金产品。由本申请人开发的NiIr基耐热合金也能够通过通常的熔铸法来制造，此外，为了作为其主要的强化机制的γ’相析出，进行时效热处理。该时效热处理的加热温度优选在700～1300℃的温度范围内加热0.5分钟～72小时。

[0006] 现有技术文献

[0007] 专利文献

[0008] 专利文献1：日本专利第4833227号说明书

发明内容

[0009] 发明所要解决的问题

[0010] 由本申请人确认到：上述NiIr基耐热合金通过使其组成范围适当，由此抑制了作为脆化的主要原因的第三相(B2相)的产生，在高温下发挥优良的强度、耐磨损性。但是，对于若干由合金试样得到的产品确认到无法预测的磨损。NiIr基耐热合金的这种特性不良虽然并非经常发生，但也必须避免。

[0011] 因此，本发明揭示了对于由本申请人开发的NiIr基耐热合金而言所产生的偶发性的特性不良的主要原因，提供一种确保了高温下的强度、硬度和耐磨损性的合金。并且，还公开了能够稳定地制造该NiIr基耐热合金的方法。

[0012] 用于解决问题的手段

[0013] 为了解决上述问题，本发明人们首先针对本发明人们的NiIr基耐热合金产生如上所述的特性不良的主要原因进行了研究。其结果发现，对于产生高温损耗的材料而言，与不产生问题的材料相比，合金的相构成存在区别。针对这点详细地进行说明，对于NiIr基耐热合金而言，如上所述γ’相((Ni、Ir)3(Al、W))是用于确保合金的高温强度的主要的相，但发现根据合金的制造条件有时会析出Ir3W相，这种合金的高温特性差。因此，本发明人们考虑到Ir3W相的影响而对其析出量进行限制，由此可以得到具有适当的高温特性的NiIr基耐热合金，从而想到了本发明。

[0014] 即，本发明是一种NiIr基耐热合金，其包含含有Ir：5.0～50.0质量％、Al：1.0～8.0质量％、W：5.0～20.0质量％、余量Ni的Ni-Ir-Al-W系合金，具有L12结构的γ’相作为必需的强化相在基质中析出、分散，其中，X射线衍射分析中，在2θ＝43°～45°的范围内观察到的γ’相的(111)面的峰强度(X)与在2θ＝48°～50°的范围内观察到的Ir3W相的(201)面的峰强度(Y)之比(Y/X)为0.5以下。

[0015] 如上所述，本发明的耐热合金在以包含Ni-Ir-Al-W系合金的NiIr基耐热合金为前提的同时，对推测为特性降低的主要原因的Ir3W相的量进行规定。以下，对本发明详细地进行说明。

[0016] 本发明的耐热合金以Ni、Ir、Al、W作为必需的构成元素。作为添加元素的Al是γ’相的主要构成元素，是其析出所必需的成分。在Al低于1.0质量％时，γ’相不析出、或者即使析出也不会形成可有助于提高高温强度的状态。另一方面，随着Al浓度的增加，γ’相的比例增加，但过量添加Al时，B2型的金属间化合物(NiAl、以下有时称为B2相)的比例增加而变脆，使得合金的强度降低，因此，将Al量的上限设定为8.0质量％。需要说明的是，Al还有助于提高合金的抗氧化性。Al优选设定为1.9～6.1质量％。

[0017] W是有助于NiIr基合金中的γ’相在高温下的稳定化的成分，是其主要构成元素。以往尚未获知NiIr基合金中通过添加W使得γ’相稳定化，但根据本发明人们，通过添加W能够提高γ’相的固溶温度，能够确保在高温下的稳定性。该W添加低于5.0质量％时，γ’相的高温稳定性提高不充分。另一方面，超过20.0质量％过量添加时，会助长以比重大的W作为主要成分的相的生成，容易产生偏析。需要说明的是，W还具有使合金的基质固溶强化的作用。W优选设定为10.0～20.0质量％。

[0018] 此外，Ir是通过固溶于基质(γ相)并且对γ’相的Ni进行部分置换而使γ相和γ’相各自的固相线温度、固溶温度升高从而提高耐热性的添加元素。Ir为5.0质量％以上时，显示出添加效果，但过量添加时，会增大合金的比重，并且合金的固相线温度达到高温，因此，将上限设定为50.0质量％。Ir优选设定为10.0～45.0质量％。

[0019] 另外，本发明的Ni基耐热合金中，为了进一步提高其高温特性或提高附加特性，可以添加追加的添加元素。作为该追加的添加元素，可以列举B、Co、Cr、Ta、Nb、Ti、V、Mo。

[0020] B是在晶界偏析而使晶界强化的合金成分，有助于提高高温强度、延展性。B的添加效果在0.001质量％以上时变得显著，但过量添加对于加工性而言并不优选，因此，将上限设定为0.1质量％。优选的B的添加量设定为0.005～0.02质量％。

[0021] Co对于使γ’相的比例增加而使强度升高是有效的。Co与γ’相的Ni发生部分置换，成为其构成元素。这样的效果在添加5.0质量％以上Co时可观察到，但过量添加会使γ’相的固溶温度降低而使高温特性受损。因此，优选将20.0质量％作为Co含量的上限。需要说明的是，Co还具有使耐磨损性提高的作用。

[0022] Cr也对晶界强化有效。另外，在合金中添加有C时，Cr通过形成碳化物并在晶界附近析出而使晶界强化。Cr的添加量在1.0质量％以上时，可观察到添加效果。但是，过量添加时，合金的熔点和γ’相的固溶温度降低，高温特性受损。因此，Cr的添加量优选设定为25.0质量％以下。需要说明的是，Cr还具有在合金表面形成致密的氧化皮膜而使抗氧化性提高的作用。

[0023] Ta是使γ’相稳定化并且通过固溶强化而对提高γ相的高温强度有效的元素。另外，在合金中添加有C时，能够形成并析出碳化物，因此是对晶界强化有效的添加元素。Ta通过添加1.0质量％以上而发挥上述作用。另外，过量添加会导致有害相的生成、熔点降低，因此，优选将10.0质量％作为上限。

[0024] 另外，Nb、Ti、V、Mo也是对于γ’相的稳定化以及使基质固溶强化而提高高温强度有效的添加元素。Nb、Ti、V、Mo优选添加1.0～5.0质量％。

[0025] 如上所述，B、Co、Cr、Ta、Nb、Ti、V、Mo添加元素能够通过在晶界附近偏析而使晶界的强度提高，同时使γ’相稳定化而使强度提高。如上所述，Co、Cr、Ta、Nb、Ti、V、Mo还作为γ’相的构成元素发挥作用。此时的γ’相的晶体结构是与没有添加元素的Ni-Ir-Al-W四元系合金的γ’相同样的L12结构，以(Ni、X)3(Al、W、Z)表示。在此，X为Ir、Co，Z为Ta、Cr、Nb、Ti、V、Mo。

[0026] 此外，可以进一步列举C作为有效的添加元素。C通过与合金中的金属元素一起形成碳化物并析出而使高温强度和延展性提高。这样的效果在添加0.001质量％以上的C时可观察到，但过量添加对于加工性、韧性而言是不优选的，因此，将0.5质量％作为C含量的上限。优选的C的添加量设定为0.01～0.2质量％。需要说明的是，如上所述，C在碳化物形成方面具有重要意义，除此以外，与B同样地是通过发生偏析而对晶界强化也有效的元素。

[0027] 需要说明的是，除了上述各种添加元素以外，对于用其它贵金属元素置换合金的Ir后的合金而言也可以得到同样的特性。具体而言，对于合金中所含5.0～50.0质量％的Ir，用30质量％以下的Rh或Pt部分置换也可发挥由γ’相带来的强化机制。

[0028] 本发明中，将各合金元素浓度设定为上述所说明的范围内，使高温下作为强化相发挥功能的γ’相析出。在此，对本发明的合金的相构成进行说明，作为主要强化相的γ’相为(Ni、Ir)3(Al、W)。由该γ’相带来的析出强化作用与现有的Ni基合金、Ir基合金同样，关于强度，γ’相具有逆温度依赖性，因此，高温稳定性也良好。此外，在本发明中，γ’相的高温稳定性进一步得到提高。除此以外，合金本身(γ相)的高温强度也高，因此，相对于现有的Ni基耐热合金，即使暴露于更高的高温气氛下也维持优良的高温特性。需要说明的是，本发明的Ni基耐热合金中的γ’相的粒径优选为10nm～1μm。析出强化作用利用10nm以上的析出物可以得到，但在大于1μm的粗大的析出物的情况下反而降低。

[0029] 另外，在本发明中，对被认为对合金的高温特性带来影响的Ir3W相的析出量进行限制。具体而言，将γ’相的(111)面的峰强度(X)与Ir3W相的(201)面的峰强度(Y)之比(Y/X)设定为0.5以下。本发明基于X射线衍射分析的结果是因为：该分析法比较简便，并且规定相构成时显示出相对较适当的结果。在本发明的NiIr基合金中，γ’相的(111)面的峰最强，在2θ＝43°～45°的范围内观察到。另外，Ir3W相的峰中(201)面的峰最强，在2θ＝48°～50°的范围内观察到。根据本发明人们，确认到：这些相的峰强度比(Y/X)大于0.5时，形成强度低的合金。对于该峰强度比(Y/X)，优选为0.1以下、最优选为0。

[0030] 本发明涉及的NiIr基合金通过γ’相的适当分散使得高温强度得以改善，但并非除Ir3W相以外排除其它相的生成。即，在上述范围内添加Al、W、Ir时，根据组成，并非只析出γ’相，有时B2相也会析出。另外，对于该Ni-Al-W-Ir四元系合金而言，D019结构的ε’相也有可能析出。本发明的NiIr基合金即使存在有这些γ’相以外的析出物也可确保高温强度。但是，本发明的NiIr基合金相对地抑制B2相的析出。此外，本发明的NiIr基合金能够稳定地发挥高达550～700Hv(常温)的硬度。

[0031] 接着，对本发明的NiIr基合金的制造方法进行说明。本发明的NiIr基合金的制造方法基本上依据通常的合金的制造方法，将通过熔铸法制造上述组成的合金锭的工序和对合金进行时效热处理的工序作为主要工序。

[0032] 但是，如上所述，本发明的NiIr基合金需要在其材料组织中使Ir3W相的析出量为一定量以下，因此，考虑这点来设定制造条件。在此，对Ir3W相的产生原因进行推测，本发明人们认为是由合金的制造过程、特别是熔铸工序中与冷却速度相关的铸造组织(枝晶组织)的发达机理引起的。枝晶组织在通常的熔铸工序中常见，是也被称为树枝状晶体的组织，由成为主轴的干部分(一次枝晶臂)和从此处生成的枝部分(二次枝晶臂、三次枝晶臂)构成。从该形态来看，在枝晶组织中，一次枝晶臂生成并一定程度长大后，二次枝晶臂生成、长大，进而依次三次枝晶臂生成。此外，枝晶组织的显微形态根据冷却速度而不同。即，冷却速度快时，一次枝晶臂快速生成、长大，因此，与一次枝晶臂大致同时生成二次枝晶臂、三次枝晶臂。其结果是呈现出微细的一次枝晶臂与二次枝晶臂、三次枝晶臂密集而成的组织。另一方面，冷却速度慢时，一次枝晶臂的生成、长大耗费时间，在二次枝晶臂的生成不充分的状态下结束铸造(凝固)，生成粗大的一次枝晶臂和未发达的二次枝晶臂。此时，在枝晶组织间的区域，形成熔液具有时间差而凝固的结果，容易产生组成上的不均衡。

[0033] 本发明人们认为：对于铸造后的合金而言，对于如上所述组成不均的区域，即使之后进行用于γ’相析出的时效热处理也不能适当地使γ’相充分地析出，会产生像Ir3W相那样不优选的析出相。关于这样的枝晶组织间的区域中的组成的不均，虽然不能否定在其它合金系中也有可能产生，但在本申请的NiIr基耐热合金的情况下，由于为含有多种合金元素的四元系以上的合金，并且含有从Ir这样的超高熔点金属到Al这样的低熔点金属，因此，不能完全地控制凝固时的行为，推断枝晶一次臂的粗细所带来的影响更大。

[0034] 因此，为了制造本发明的Ir3W相少的NiIr基合金，需要在铸造阶段得到微细的一次枝晶臂与二次枝晶臂、三次枝晶臂密集而成的组织。即，铸造工序中的冷却条件的优化特别重要。具体而言，将铸造工序中的冷却速度设定为200℃/分钟以上。冷却速度小于200℃/分钟时，冷却过慢，干比较粗的一次枝晶臂的长大成为主体，不能促进二次枝晶臂、三次枝晶臂的生成，组成不均引起的Ir3W相的析出量增大。需要说明的是，从抑制Ir3W相的析出的观点出发，冷却速度的上限没有设定。但是，过高的冷却速度会带来不适当的凝固应变，导致产生裂纹，因此，优选设定为500℃/分钟以下。需要说明的是，更优选的冷却速度为300℃/分钟以上。

[0035] 关于铸造工序中的冷却速度的控制，除了使铸型的构成材料为导热系数高的材料(铜、银、铝等)以外，通过将铸型适当冷却等对应能够控制。本发明的NiIr基合金的铸造性良好并且凝固时不易产生裂纹，因此，在铸造工序的阶段也能够在接近成为制造目标的产品的最终形状的状态下制造合金锭(近净成形化)。因此，通过铸型的构成材料的选择和铸型形状尺寸的最优化，能够高效地制造合金产品。

[0036] 另外，本发明的NiIr基合金的制造方法将熔铸工序之后的时效热处理工序作为必需工序。这是因为：通过时效热处理使作为合金的强化因子的γ’相析出。该时效热处理为加热至700～1300℃的温度范围。优选设定为750～1200℃的温度范围。另外，此时的加热时间优选设定为30分钟～72小时。需要说明的是，该热处理例如可以像在1100℃加热4小时、进而在900℃加热24小时这样进行多次。

[0037] 在此，在时效热处理工序中，为了在使微细的γ’相析出的同时防止材料裂纹，优选控制上述温度下加热保持后的冷却温度。该冷却速度过快时，有可能析出粗大的γ’相而对合金的高温强度带来影响。另外，γ’相有可能因热冲击而产生裂纹，因此，有可能因过快的冷却速度使得合金中产生裂纹。该时效热处理后的冷却速度优选设定为5～80℃/秒。

[0038] 通过上述时效热处理，可制造在γ相中分散有γ’相的NiIr基合金。需要说明的是，从熔铸工序到时效热处理工序期间，可以适当地进行锻造等加工处理、热处理。特别是，也可以在时效热处理之前进行用于均质化的热处理。该均质化热处理是将通过各种方法制造的合金加热至1100～1800℃的温度范围。优选在1200～1600℃的范围进行加热。此时的加热时间优选设定为30分钟～72小时。

[0039] 另外，时效热处理后，可以根据产品形状适当地进行轧制、切削等加工处理。如上所述，本发明涉及的NiIr基合金可以以近净成形的方式铸造，因此，可以在铸造工序、时效热处理工序后通过轻微的加工制成最终形状。

[0040] 发明效果

[0041] 本发明的NiIr基合金能够稳定地发挥高温强度、耐磨损性等原本具有的特性。该NiIr基合金能够通过适当设定熔铸工序中的冷却速度来制造，此外，通过还一并进行时效热处理后的冷却速度的调整，由此能够制造具有适当的高温特性的合金。附图说明

[0042] 图1是利用由实施例1、比较例1的合金制造的FSW工具的焊接试验后的工具尺寸的测定结果。

[0043] 图2是示出焊接试验中磨损量相对于焊接距离的变化的图。

[0044] 图3是示出实施例1、比较例1的合金的熔铸后的材料组织的照片。

[0045] 图4是示出时效热处理后的实施例1、比较例1的材料组织的照片。

[0046] 图5是针对实施例1、比较例1的各合金的X射线衍射分析的结果。

具体实施方式

[0047] 以下，对本发明的优选的实施例进行说明。

[0048] 第1实施方式：在本实施方式中，作为NiIr基耐热合金，制造37.77质量％Ni-25.0质量％Ir-4.38质量％Al-14.32质量％W-7.65质量％Co-4.67质量％Ta-6.1质量％Cr-0.1质量％C-0.01质量％B合金，将其加工成FSW的工具进行焊接试验，对合金的耐磨损性进行评价。

[0049] NiIr基耐热合金的制造是在熔铸工序中在不活泼气体气氛中通过电弧熔化来熔炼合金的熔液，浇铸到铸型中并在大气中使其冷却、凝固。在本实施方式中，准备具有作为最终产品的FSW工具的形状尺寸的空间的铜制铸型和在失蜡铸造法中使用的陶瓷制铸型这两个作为铸型。铸型的尺寸相同。关于这些铸型的冷却速度，对于铜铸型而言为450℃/分钟，对于陶瓷铸型而言为20℃/分钟。

[0050] 通过熔铸工序制造的合金锭在1300℃、4小时的条件下进行均质化的热处理，加热预定时间后进行冷却。此时的冷却设定为空冷，冷却速度为30℃/秒。时效热处理在温度为800℃、保持时间为24小时的条件下进行，加热预定时间后进行慢冷却。冷却后通过切削加工制成凸形状的FSW工具(尺寸：搅拌针长1.7mm、轴肩直径φ15mm)。

[0051] 基于所制作的FSW工具的焊接试验是：准备加工成预定形状的一对被焊接构件(SUS304)，将两者对接并抵接FSW工具，使工具旋转对被焊接部进行摩擦加热而使其焊接。此时的焊接条件如下所述。

[0052] ·工具插入角度：3°

[0053] ·插入深度：1.80mm/秒

[0054] ·工具旋转速度：150rpm或200rpm

[0055] ·焊接速度：1.00mm/秒

[0056] ·保护气体：氩气

[0057] ·每一道次的焊接距离：250mm

[0058] 磨损评价为：回收一道次的焊接后工具对其截面尺寸进行测定，测定最磨损部位的磨损量(磨损体积)。

[0059] 将其测定结果的例子示于图1中，比较例1的工具在焊接后在轴肩部观察到严重的磨损。与此相对，实施例1的工具虽然与比较例1同样在轴肩部观察到略微磨损，但其量可以说绝对性地少。图2是示出磨损量相对于焊接距离的变化的图。比较例1的磨损量随着焊接距离的增大而显著增加。与此相对，实施例1的由焊接距离的增大所带来的影响少，焊接距离为1800mm(第四道次)时，为比较例的约五分之一的磨损量。

[0060] 在此，对实施例1、比较例1的区别进行研究。图3示出实施例1、比较例1的熔铸后的材料组织。根据该图，实施例1的合金锭表现出枝晶的一次枝晶臂和二次枝晶臂微细密集的组织。与此相对，比较例1观察到干较粗的一次枝晶臂，二次枝晶臂长大不充分，在枝晶间观察到其它凝固相。另外，图4为时效热处理后的实施例1、比较例1的材料组织，两材料均确认到γ’相的析出，但比较例中观察到析出不良的部位。

[0061] 此外，图5是针对实施例1、比较例1的各合金的X射线衍射分析的结果。该X射线衍射分析在分析条件(45kV、40mA、Cu-Kα射线)下进行。根据图，对于比较例1的合金而言，在2θ＝48°～50°之间观察到较强的峰，认为其是Ir3W相的(201)面的峰。对于该峰强度(Y)，算出与在2θ＝43°～45°的范围内观察的γ’相的(111)面的峰强度(X)之比(Y/X)，为1.4。与此相对，对于实施例1的合金而言，Ir3W相的(201)面的峰极弱，难以与噪声区別开。因此，认为实施例1的峰强度比(Y/X)为0.1以下。如此，实施例1与比较例的相构成差异很大，比较例1在高温下的耐磨损性低。

[0062] 第2实施方式：在此，在改变铸型的材料的同时改变冷却速度，制造与第1实施方式相同组成的NiIr基耐热合金，对其相构成和金属组织进行比较。在本实施方式中，使用碳铸型、铁制铸型(比较例2、比较例3)作为铸型。这些铸型的形状、尺寸相同。另外，还使用了与第1实施方式尺寸不同的铜制铸型(实施例2、比较例4)。

[0063] 本实施方式中的合金的制造工序设定为与第1实施方式同样的条件，仅是因铸型的种类而冷却速度不同。合金制造后，进行X射线衍射分析，算出峰强度比，然后在1000℃进行压缩强度试验。另外，将算出的峰强度比(Y/X)、1000℃的压缩强度试验的结果示于表1中。需要说明的是，对于第1实施方式的实施例1、比较例1也在1000℃进行压缩强度试验，在表1中汇总示出它们的结果。

[0064] [表1]

[0065] 铸型冷却速度 Y/X 压缩强度试验
实施例1 铜 450℃/分钟 0.1以下 863MPa
实施例2 铜 300℃/分钟 0.4 714MPa
比较例1 陶瓷 20℃/分钟 1.4 629MPa
比较例2 碳 80℃/分钟 1.5 633MPa
比较例3 铁 100℃/分钟 1.2 651MPa
比较例4 铜 200℃/分钟 0.8 682MPa

[0066] 对于冷却速度低的比较例2～4，虽然具有强弱之差，但都产生了由Ir3W相引起的峰，峰强度比超过0.5。此外，这些合金在1000℃的压缩强度差。能够确认到需要像实施例1、2那样提高铸造时的冷却速度。需要说明的是，像比较例4那样，即使在使用铜铸型的情况下有时也会有Ir3W相析出，虽然很少，由此，除了选择铸型的材料以外，还需要通过适当的热容量计算等来设定冷却速度。

[0067] 产业上的可利用性

[0068] 本发明是能够稳定地发挥高温强度、抗氧化性、耐磨损性的NiIr基合金。本发明适合于燃气轮机、飞机用发动机、化学设备、涡轮增压器转子等汽车用发动机、高温炉等的构件。另外，作为耐热合金的用途，可以列举近年来在搅拌摩擦焊(FSW)的工具中的应用。搅拌摩擦焊是在被焊接材料间按压工具并且在使工具高速旋转的同时沿焊接方向移动的焊接方法。该焊接方法通过工具与被焊接材料的摩擦热和固相搅拌来进行焊接，工具达到相当高的温度。以往的NiIr基合金虽然能够应用于铝等熔点较低的金属的焊接，但从高温强度的观点出发，对于钢铁材料、钛合金、镍基合金、锆基合金等高熔点材料无法使用。对于本发明的NiIr基合金而言，高温强度得到改善，因此，能够作为用于焊接上述高熔点材料的搅拌摩擦焊用工具的构成材料应用。

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NiIr基耐热合金及其制造方法

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