Ni合金零件的製造方法與流程
2024-02-19 02:04:15 1
本發明涉及Ni合金零件的製造方法，尤其是通過金屬粉末射出成形法燒結析出硬化型Ni合金粉末而成形的Ni合金零件的製造方法。
背景技術：
已往渦輪葉片等燃氣渦輪零件等之中，由於有需要在高溫確保需疲勞強度等機械強度而使用耐熱性優異的析出硬化型Ni合金。為了提高析出硬化型Ni合金的機械強度，進行由溶體化處理與時效處理構成的熱處理。
專利文獻1中記載，將由析出硬化型Ni合金構成的鍛造材料在約871℃至約954℃進行溶體化處理，並在溶體化處理後進行時效處理，從而製造噴氣發動機零件等。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開2011-80146號公報
技術實現要素：
發明要解決的課題
而且，將金屬粉末與粘合劑混合併進行射出成形後，進行燒結而最後獲得製品的成形法，被稱為金屬粉末射出成形法(MIM：Metal Injection Molding)。金屬粉末射出成形法是保持與合成樹脂的射出成形相同的形狀自由度，同時獲得具有接近鍛造材料的材料強度的最後形狀零件的製造方法。根據金屬粉末射出成形法，不需要複雜組合工序等就能獲得複雜形狀的製品，因而正在研究適用於噴氣發動機零件等Ni合金零件。
另一方面，由析出硬化型Ni合金構成的鍛造材料中，通過強制地導入應變而使晶粒變小，從而提升機械強度。因而，在鍛造材料的溶體化處理中，為了抑制通過回復或再結晶等晶粒的粗大化，如示於上述專利文獻1等以比較低溶體化處理溫度進行處理。
此處，對使用析出硬化型Ni合金粉末以金屬粉末射出成形法經成形的燒結體適用鍛造材料所使用的溶體化處理時，由於以比較低溶體化處理溫度進行溶體化處理，會在晶界等析出脆性δ相(delta phase)，因而有降低疲勞強度等機械強度的可能性。
於是，本發明的目的是提供通過使用析出硬化型Ni合金粉末能使以金屬粉末射出成形法成形的Ni合金零件的機械強度特性更提升的Ni合金零件的製造方法。
解決課題的方法
本發明的Ni合金零件的製造方法具備將以金屬粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末燒結而成形的燒結體在1050℃以上1250℃以下保持1小時至5小時後，急速冷卻至室溫進行溶體化處理的溶體化處理工序，以及將經前述溶體化處理的燒結體保持在600℃以上800℃以下後，冷卻至室溫進行時效處理的時效處理工序；前述析出硬化型Ni合金粉末是由Ti：0.65質量％以上1.15質量％以下、Al：0.20質量％以上0.80質量％以下、Cr：17.00質量％以上21.00質量％以下、Nb：4.75質量％以上5.50質量％以下、Mo：2.80質量％以上3.30質量％以下、Ni：50.00質量％以上55.00質量％以下、殘餘為Fe及不可避免雜質構成的析出硬化型Ni合金粉末。
本發明的Ni合金零件的製造方法中，前述溶體化處理工序中將前述燒結體以1100℃以上1250℃以下進行溶體化處理。
本發明的Ni合金零件的製造方法具備將以金屬粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末在1100℃以上1250℃以下保持1小時至5小時進行燒結，並進行急速冷卻至室溫為止而成形的燒結體保持在600℃以上800℃以下後，冷卻至室溫進行時效處理的時效處理工序；前述析出硬化型Ni合金粉末是由Ti：0.65質量％以上1.15質量％以下、Al：0.20質量％以上0.80質量％以下、Cr：17.00質量％以上21.00質量％以下、Nb：4.75質量％以上5.50質量％以下、Mo：2.80質量％以上3.30質量％以下、Ni：50.00質量％以上55.00質量％以下、殘餘為Fe及不可避免雜質構成的析出硬化型Ni合金粉末。
本發明的Ni合金零件的製造方法中，前述Ni合金零件是燃氣渦輪零件。
發明效果
根據上述構成，本發明具備將以金屬粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末燒結而成形的燒結體在1050℃以上1250℃以下保持1小時至5小時後，進行急速冷卻至室溫為止而實施溶體化處理的溶體化處理工序，以及將經前述溶體化處理的燒結體保持在600℃以上800℃以下後，冷卻至室溫進行時效處理的時效處理工序；因而，脆性δ相(delta phase)的晶界等的析出被抑制，能夠使Ni合金零件的疲勞強度等機械強度提升；前述析出硬化型Ni合金粉末是由Ti：0.65質量％以上1.15質量％以下、Al：0.20質量％以上0.80質量％以下、Cr：17.00質量％以上21.00質量％以下、Nb：4.75質量％以上5.50質量％以下、Mo：2.80質量％以上3.30質量％以下、Ni：50.00質量％以上55.00質量％以下、殘餘為Fe及不可避免雜質構成的析出硬化型Ni合金粉末。
根據上述構成，通過本發明具備將以金屬粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末在1100℃以上1250℃以下保持1小時至5小時而進行燒結，進行急速冷卻至室溫為止而成形的燒結體保持在600℃以上800℃以下後，冷卻至室溫進行時效處理的時效處理工序；由於本發明的金屬粉末射出成形法的燒結處理亦具有作為溶體化處理的功能，因而，脆性δ相(delta phase)的晶界等的析出被抑制，能夠使Ni合金零件的疲勞強度等機械強度提升；前述析出硬化型Ni合金粉末是由Ti：0.65質量％以上1.15質量％以下、Al：0.20質量％以上0.80質量％以下、Cr：17.00質量％以上21.00質量％以下、Nb：4.75質量％以上5.50質量％以下、Mo：2.80質量％以上3.30質量％以下、Ni：50.00質量％以上55.00質量％以下、殘餘為Fe及不可避免雜質構成的析出硬化型Ni合金粉末。
附圖說明
圖1是本發明實施方式中表示Ni合金零件的製造方法的構成的流程圖。
圖2是本發明實施方式中表示適用在燃氣渦輪的Ni合金零件的構成的圖。
圖3A是本發明實施方式中表示比較例1的試驗片的金屬組織觀察結果的照片。
圖3B是本發明實施方式中表示實施例1的試驗片的金屬組織觀察結果的照片。
圖3C是本發明實施方式中表示實施例2的試驗片的金屬組織觀察結果的照片。
圖3D是本發明實施方式中表示實施例3的試驗片的金屬組織觀察結果的照片。
圖3E是本發明實施方式中表示實施例4的試驗片的金屬組織觀察結果的照片。
圖4是本發明實施方式中表示室溫疲勞試驗結果的圖表。
圖5是本發明實施方式中表示高溫疲勞試驗結果的圖表。
具體實施方式
以下，使用附圖詳細說明本發明的實施方式。圖1是表示Ni合金零件的製造方法的構成的流程圖。Ni合金零件的製造方法具備溶體化處理工序(S10)與時效處理工序(S12)。
溶體化處理工序(S10)是將以金屬粉末射出成形法燒結析出硬化型Ni合金粉末而成形的燒結體在1050℃以上1250℃以下保持1小時至5小時後，急速冷卻至室溫進行溶體化處理的工序。
首先，說明金屬粉末射出成形法(MIM：Metal Injection Molding)。金屬粉末射出成形法是由混練處理、射出成形處理、脫脂處理和燒結處理構成。
混練處理中以混練機混合析出硬化型Ni合金粉末與由熱可塑性樹脂或蠟構成的粘合劑，從而製作混練體。
析出硬化型Ni合金粉末使用相當於耐熱性優異的析出硬化型Ni合金的Alloy 718(註冊商標)的Ni合金粉末。關於析出硬化型Ni合金粉末的組成，是由Ti(鈦)：0.65質量％以上1.15質量％以下、Al(鋁)：0.20質量％以上0.80質量％以下、Cr(鉻)：17.00質量％以上21.00質量％以下、Nb(鈮)：4.75質量％以上5.50質量％以下、Mo(鉬)：2.80質量％以上3.30質量％以下、Ni(鎳)：50.00質量％以上55.00質量％以下、殘餘為Fe(鐵)及不可避免雜質構成。另外，作為不可避免雜質亦能包含B(硼)、Si(矽)、P(磷)、Mn(錳)、Co(鈷)、Ta(鉭)，Cu(銅)、Pb(鉛)、Bi(鉍)、Se(硒)、O(氧)、C(碳)或N(氮)。
合金成分的Ti是形成γ』相(gamma prime phase)的元素。γ』相(gamma prime phase)由將[Ni3(Al,Ti)]作為主體的金屬間化合物形成。Al是形成γ』相(gamma prime phase)的元素的同時，亦是形成氧化鋁等鋁氧化物使耐氧化性提升的元素。Cr是形成氧化鉻等鉻氧化物使耐氧化性或耐腐蝕性提升的元素。Nb是形成γ」相(gamma double prime phase)的元素。γ」相(gamma double prime phase)由將[Ni3Nb]作為主體的金屬間化合物形成。Mo是固溶於作為Ni母相的γ相(gamma phase)並強化固溶的同時，使耐腐蝕性提升的元素。Fe是固溶於作為Ni母相的γ相(gamma phase)並強化固溶的元素。Ni是形成作為Ni母相的γ相(gamma phase)、γ』相(gamma prime phase)、γ」相(gamma double prime phase)的元素。通過將該等各合金成分設為上述組成範圍，能夠獲得具備耐熱性與耐腐蝕性的析出硬化型Ni合金。
關於析出硬化型Ni合金粉末的平均粒徑，以小於35μm為優選。如此，通過較通常的合金粉末使用平均粒徑較小者，能獲得與鍛造材料大概相同等的密度與結晶粒徑的燒結體。另外，平均粒徑意指使用例如以雷射衍射散射法所測定的粒子的粒度分布，由粒徑小者累積粒度分布的結果，其累積值成為50％時的粒度(中位直徑)。關於析出硬化型Ni合金粉末，雖然能使用氣霧化粉或水霧化粉等，但是相對於水霧化粉，優選使用氧濃度低的氣霧化粉。
在粘合劑能使用由聚苯乙烯樹脂、聚甲基丙烯酸甲酯樹脂等熱可塑性樹脂與石蠟等蠟構成的粘合劑。通過混練機混練析出硬化型Ni合金粉末與粘合劑而形成混練體。
射出成形處理中通過射出成形機邊對混練體加壓邊射出至模具內，從而成形預成形體。射出成形機能夠使用與製造合成樹脂零件等所使用射出成形機相同的射出成形機。
脫酯處理中，對於由模具中取出的預成形體，通過加熱或溶劑來去除粘合劑成分。例如能夠將預成形體放置於脫脂爐，在氬氣等非活性氣氛中進行加熱而進行脫脂。
燒結處理中，將經脫脂的預成形體在真空環境中或氬氣等非活性氣氛中進行加熱燒結而形成燒結體。關於燒結條件，例如燒結溫度是1100℃至1300℃，燒結時間是1小時至5小時。另外，為了緻密化燒結體以接近析出硬化型Ni合金的熔點的燒結溫進行燒結為優選。此外，關於燒結後的冷卻，亦能室溫為止進行爐冷，亦能室溫為止以空氣冷卻或水冷等進行急速冷卻即可。燒結處理中能夠使用一般的金屬材料的燒結爐。如此操作，能夠獲得使用析出硬化型Ni合金粉末以金屬粉末射出成形法成形的燒結體。
其次，對使用析出硬化型Ni合金粉末以金屬粉末射出成形法成形的燒結體的溶體化處理加以說明。溶體化處理中將此燒結體在1050℃以上1250℃以下保持1小時至5小時後，進行急速冷卻至室溫為止。進行溶體化處理的原因是，為了在後述時效處理時在作為Ni母相的γ相(gamma phase)中以[Ni3(Al,Ti)]作為主體的γ』相(gamma prime phase)、以[Ni3Nb]作為主體的γ」相(gamma double prime phase)微細地析出，而使形成γ』相(gamma prime phase)或γ」相(gamma double prime phase)的Al、Ti、Nb等合金成分固溶於作為Ni母相的γ相(gamma phase)中。
溶體化處理溫度為1050℃以上的原因是，較1050℃更低溫時，在晶界等析出以脆性的[Ni3Nb]作為主體的δ相(delta phase)。另外，相對於γ」相(gamma double prime phase)的結晶結構為正方晶，δ相(delta phase)的結晶結構為斜方晶。
溶體化處理溫度為1250℃以下的原因是，較1250℃更高溫時，晶粒會生長變大，因晶粒粗大化而會降低機械強度。
溶體化處理溫度優選為1100以上1250℃以下。這是因為，通過將溶體化處理溫度設為1100℃以上，更能抑制δ相(delta phase)的析出。
在溶體化處理溫度保持時間為1小時至5小時的原因是，保持時間較1小時更短時，有可能不能充分進行Al、Ti、Nb等合金成分在作為Ni母相的γ相(gamma phase)中的固溶，保持時間較5小時更長時，晶粒會生長變大，晶粒會粗大化。
關於由溶體化處理溫度冷卻至室溫，是為了將Al、Ti、Nb等合金成分在室溫成為過飽和狀態而進行急速冷卻。關於由溶體化處理溫度的冷卻，優選是以空氣冷卻以上的冷卻速度的急速冷卻，更優選氣體風扇冷卻或水冷等急速冷卻。
關於溶體化處理，可以在真空環境或使用氬氣等非活性氣體的非活性氣氛下進行處理。此外，關於溶體化處理，可以使用溶體化處理爐等一般金屬材料的熱處理爐。
時效處理工序(S12)是將經溶體化處理的燒結體保持在600℃以上800℃以下後，室溫為止進行冷卻而實施時效處理的工序。
時效處理溫度為600℃以上800℃以下的原因是，在於此溫度範圍時，作為Ni母相的γ相(gamma phase)中能使γ』相(gamma prime phase)、γ」相(gamma double prime phase)微細地析出，同時，亦能抑制δ相(delta phase)的析出。由於γ」相(gamma double prime phase)是準穩定相，在高溫被熱處理時相變成穩定的δ相(delta phase)。因而，通過將時效處理溫度設為600℃以上800℃以下，抑制由γ」相(gamma double prime phase)至δ相(delta phase)的相變。關於在於時效處理溫度的保持時間，優選為5小時至30小時。此外，關於由時效處理溫度至室溫的冷卻，是例如以空氣冷卻或氣體風扇冷卻等來進行冷卻。
關於時效處理，優選進行2階段時效處理。進行2階段時效處理時，能由718℃至760℃保持8小時至10小時進行第一時效處理，通過爐冷卻由621℃至649℃為止進行冷卻後，在621℃至649℃保持8小時至20小時，而以氣體風扇冷卻等冷卻至室溫進行處理。2階段時效處理中，例如將經溶體化處理的燒結體在718℃保持8小時，通過爐冷卻以621℃為止進行冷卻後，在621℃保持8小時，以氣體風扇冷卻冷卻至室溫來進行處理。
關於時效處理，能夠在真空環境或使用氬氣等非活性氣體的非活性氣氛中進行處理。此外，關於時效處理，能使用時效爐等一般金屬材料的熱處理爐。
如此所製造的Ni合金零件是在作為Ni母相的γ相(gamma phase)中，微細地分散並析出γ』相(gamma prime phase)、γ」相(gamma double prime phase)，同時，抑制使延性或韌性等降低的脆性δ相(delta phase)的晶界等析出，並抑制因晶粒生長而導致的晶粒粗大化。由此，能夠提高Ni合金零件的拉伸強度、疲勞強度等機械強度。
另外，上述構成的溶體化處理中，通過將使用析出硬化型Ni合金粉末以金屬粉末射出成形法成形的燒結體在1050℃以上1250℃以下保持1小時至5小時後，進行急速冷卻至室溫為止，抑制脆性δ相(delta phase)的析出的同時，亦抑制晶粒的粗大化。另一方面，鍛造材料時通過強制地賦予應變並使晶粒微細化，從而使機械強度提升，如果在如此高溫對鍛造材料進行溶體化處理，則因回復或再結晶而晶粒粗大化，降低機械強度。相對於此，在金屬粉末射出成形法使粒徑小的金屬粉末燒結後進行成形，而即使在燒結體未強制地賦予應變亦能進行晶粒的微細化。因而，根據上述構成，即使以1050℃以上1250℃以下的如此高溫下進行溶體化處理，亦能抑制晶粒的粗大化而抑制機械強度的降低。
此外，在金屬粉末射出成形的燒結處理中，在1100℃以上1250℃以下保持1小時至5小時，進行急速冷卻至室溫為止來成形燒結體時，亦能省略溶體化處理工序(S10)。這是因為，此時，燒結處理兼顧溶體化處理工序(S10)的溶體化處理的功能。另外，關於燒結處理後的時效處理，由於與上述的時效處理工序(S12)相同，因而省略詳細說明。
圖2是表示適用於燃氣渦輪的Ni合金零件10的構成的圖。圖2中作為Ni合金零件10，表示作為燃氣渦輪零件的壓縮機翼。如此壓縮機翼中，因空力性能提升的必要性，翼面形狀也主要採用薄壁的三維形狀，需要複雜的組合工序。壓縮機翼是構成空氣流路的零件，對于振動要求具有充分的疲勞強度等機械強度。因而，對如此壓縮機翼通過金屬粉末射出成形法使用相當於ALLOY718(註冊商標)的析出硬化型Ni合金粉末成形燒結體，將上述構成的溶體化處理工序(S10)與時效處理工序(S12)適用於此燒結體，從而能夠以更低成本製造提升了疲勞強度等機械強度特性的壓縮機翼。
以上，根據上述構成，通過具備將以金屬粉末射出成形法使析出硬化型Ni合金粉末燒結而成形的燒結體在1050℃以上1250℃以下保持1小時至5小時後，急速冷卻至室溫進行溶體化處理的溶體化處理工序，與將經前述溶體化處理的燒結體保持在600℃以上800℃以下後，冷卻至室溫進行時效處理的時效處理工序，使得在作為Ni母相的γ相(gamma phase)中以[Ni3(Al、Ti)]作為主體的γ』相(gamma prime phase)、以[Ni3Nb]作為主體的γ」相(gamma double prime phase)微細地分散並析出的同時，抑制使機械強度降低的脆性δ相(delta phase)的晶界等析出，並且抑制通過晶粒生長的晶粒粗大化，從而提升Ni合金零件的疲勞強度等機械強度。前述析出硬化型Ni合金粉末，是由Ti：0.65質量％以上1.15質量％以下、Al：0.20質量％以上0.80質量％以下、Cr：17.00質量％以上21.00質量％以下、Nb：4.75質量％以上5.50質量％以下、Mo：2.80質量％以上3.30質量％以下、Ni：50.00質量％以上55.00質量％以下、殘餘為Fe及不可避免雜質構成的析出硬化型Ni合金粉末。
根據上述構成，通過具備以金屬粉末射出成形法在1100℃以上1250℃以下保持1小時至5小時並將析出硬化型Ni合金粉末燒結，進行急速冷卻至室溫為止而將經成形的燒結體保持在600℃以上800℃以下後，冷卻至室溫進行時效處理的時效處理工序，使得在作為Ni母相的γ相(gamma phase)中，微細地分散並析出γ』相(gamma prime phase)、γ」相(gamma double prime phase)的同時，抑制使機械強度降低的脆性δ相(delta phase)的晶界等析出，並且抑制通過晶粒生長的晶粒粗大化，從而提升Ni合金零件的疲勞強度等機械強度。此外，金屬粉末射出成形法的燒結處理亦具有作為溶體化處理的功能，能夠省略溶體化處理，降低製造成本。前述析出硬化型Ni合金粉末，是由Ti：0.65質量％以上1.15質量％以下、Al：0.20質量％以上0.80質量％以下、Cr：17.00質量％以上21.00質量％以下、Nb：4.75質量％以上5.50質量％以下、Mo：2.80質量％以上3.30質量％以下、Ni：50.00質量％以上55.00質量％以下、殘餘為Fe及不可避免雜質構成的析出硬化型Ni合金粉末。
實施例
通過金屬粉末射出成形法使用析出硬化型Ni合金粉末成形燒結體後，進行熱處理製作試驗片，進行金屬組織觀察與疲勞特性評價。
金屬粉末射出成形
通過金屬粉末射出成形法使用析出硬化型Ni合金粉末成形燒結體。關於燒結體，分別成形而使用在金屬組織觀察與疲勞試驗。在析出硬化型Ni合金粉末使用Alloy718(註冊商標)粉末。關於析出硬化型Ni合金粉末的合金組成，通過包含20.40質量％的Cr、16.40質量％的Fe、3.10質量％的Mo、5.20質量％的Nb、1.00質量％的Ti、0.50質量％的Al、殘餘為Ni與0.05質量％的C等不可避免雜質而構成。在析出硬化型Ni合金粉末使用較平均粒徑35μm更小的氣霧化粉末。
通過混練機混練以析出硬化型Ni合金粉末和由熱可塑性樹脂與石蠟構成的粘合劑，製作混練體。其次，通過射出成形機將混練體射出至模具內而成形預成形體。然後，由模具取出預成形體，加熱預成形體去除粘合劑。並且，將經去除粘合劑的預成形體放置於氣氛爐，在非活性氣氛中進行加熱燒結，形成燒結體。關於燒結溫度設為由1100℃至1250℃，關於燒結時間設為1小時至5小時。關於由燒結溫度至室溫的冷卻，通過空氣冷卻進行急速冷卻。
熱處理
將以金屬粉末射出成形法成形的燒結體在各熱處理條件進行熱處理而製作實施例1至4、比較例1的試驗片。另外，關於燒結體，任一試驗片都使用以相同成形條件所製作的燒結體。
實施例1的試驗片中，將燒結體在1050℃保持1小時後，室溫為止以氣體風扇冷卻進行急速冷卻而實施溶體化處理。其次，將經溶體化處理的燒結體在718℃保持8小時，621℃為止通過爐冷卻進行冷卻後，在621℃保持8小時，室溫為止以氣體風扇冷卻進行冷卻而實施時效處理。
實施例2的試驗片中，將燒結體在718℃保持8小時，621℃為止通過爐冷卻進行冷卻後，在621℃保持8小時，室溫為止以氣體風扇冷卻進行冷卻而實施時效處理。另外，在實施例2的熱處理中未進行溶體化處理。
實施例3的試驗片中，將燒結體在1100℃保持1小時後，室溫為止以氣體風扇冷卻進行急速冷卻而實施溶體化處理。其次，將經溶體化處理的燒結體在718℃保持8小時，621℃為止以爐冷卻進行冷卻後，在621℃保持8小時，室溫為止以氣體風扇冷卻進行冷卻而實施時效處理。
實施例4的試驗片中，將燒結體在1250℃保持5小時後，室溫為止以氣體風扇冷卻進行急速冷卻而實施溶體化處理。其次，將經溶體化處理的燒結體在718℃保持8小時，621℃為止以爐冷卻進行冷卻後，在621℃保持8小時，室溫為止以氣體風扇冷卻進行冷卻而實施時效處理。
比較例1的試驗片中，將燒結體在970℃保持1小時後，室溫為止以氣體風扇冷卻進行急速冷卻而實施溶體化處理。其次，將經溶體化處理的燒結體在718℃保持8小時，621℃為止以爐冷卻進行冷卻後，在621℃保持8小時，室溫為止以氣體風扇冷卻進行冷卻而實施時效處理。
金屬組織
其次，關於各熱處理後的試驗片，進行金屬組織觀察。另外，關於金屬組織觀察，將試驗片埋入至鑲嵌樹脂後進行研磨與侵蝕，以光學顯微鏡進行觀察。圖3A表示比較例1中試驗片的金屬組織觀察結果的照片，圖3B表示實施例1中試驗片的金屬組織觀察結果的照片，圖3C表示實施例2中試驗片的金屬組織觀察結果的照片，圖3D表示實施例3中試驗片的金屬組織觀察結果的照片，圖3E表示實施例4中試驗片的金屬組織觀察結果的照片。
比較例1的試驗片中認定在晶界δ相(delta phase)的析出。相對於此，由實施例1至實施例4的試驗片中，不能認定δ相(delta phase)的析出，晶粒生長被抑制。由此事實得知，通過將燒結體在1050℃以上1250℃以下保持1小時至5小時後，進行急速冷卻至室溫為止而實施溶體化處理，能抑制脆性δ相(delta phase)的晶界等析出，並且能夠抑制通過晶粒生長的晶粒粗大化。此外得知，將燒結體以較1050℃更低的溶體化處理溫度進行溶體化處理時，在晶界析出δ相(delta phase)。進而得知，實施例2的試驗片中，亦不能認定δ相(delta phase)的析出，通過晶粒生長晶粒粗大化被抑制，而金屬粉末射出成形的燒結處理具備作為溶體化處理的功能。
疲勞試驗
關於疲勞試驗，通過室溫與高溫依ASTM E466進行。關於室溫疲勞試驗，設為應力比：R＝-1(交變應力)、應力振幅：由400MPa至600MPa。關於高溫疲勞試驗，設為試驗溫度：538℃、應力比：R＝-1(交變應力)、應力振幅：由500MPa至600MPa。另外，關於室溫疲勞試驗，對比較例1及實施例2的試驗片進行實施，關於高溫疲勞試驗，對實施例1及實施例2的試驗片進行實施。並且，在1×107次數循環數未發生疲勞破壞者，在其時點中斷試驗。
圖4表示室溫疲勞試驗結果的圖表。圖4的圖表中在橫軸採取循環數，在縱軸採取應力振幅，以白圈表示實施例2的試驗片的試驗結果，以黑色三角形表示比較例1的試驗片的試驗結果。另外，關於在1×107次數循環數未疲勞破壞者，以附加箭頭的白圈表示。得知實施例2的試驗片中，較比較例1的試驗片更提升疲勞特性。關於此理由，推測相對於實施例2的試驗片中未析出δ相(delta phase)，比較例1的試驗片中通過在晶界析出δ相(delta phase)而降低疲勞特性。
圖5表示高溫疲勞試驗結果的圖表。圖5的圖表中在橫軸採取循環數，在縱軸採取應力振幅，以白圈表示實施例1的試驗片的試驗結果，以黑色三角形表示實施例2的試驗片的試驗結果。另外，關於在1×107次數循環數未疲勞破壞者，以附加箭頭的黑色三角形表示。實施例1及實施例2的試驗片中，任一者均獲得高疲勞特性。關於此理由，推測實施例1及實施例2的試驗片中未析出δ相(delta phase)。又得知，實施例2的試驗片中較實施例1的試驗片更提升疲勞特性。關於此理由，推測相當於實施例2的試驗片的溶體化處理溫度的燒結溫度較實施例1的試驗體的溶體化處理溫度在於更高溫度。
產業上利用可能性
根據上述構成的Ni合金零件的製造方法，使疲勞強度等機械強度提升，因而能適用在燃氣渦輪的壓縮機翼等。