超合金和其形成的部件的制作方法
超合金和其形成的部件的制作方法
【专利说明】超合金和其形成的部件
[0001] 相关申请交叉引用 这是同时待审的美国专利申请序号12/474580的部分继续专利申请，该美国专利申请 在2009年5月29号提交且以Bain等人的美国专利申请公开号2010/0303665公开。该现有申 请的内容通过引用结合到文中。
[0002] 发明背景 总体而言，本发明涉及镍基合金组合物，且更具体而言涉及适用于需要多晶微结构和 高温停留时间(保压)能力的部件(例如燃气涡轮发动机的涡轮盘)的镍基超合金。
[0003] 燃气涡轮发动机的涡轮段位于燃烧室段的下游且包括转轴和一个或多个涡轮级， 各个涡轮级具有安装或以其他方式由轴带动的涡轮盘(转子)和安装到盘的外围并从盘的 外围径向延伸的涡轮静叶。燃烧室和涡轮段内的部件常常由超合金材料形成以在由热燃烧 气体产生的高温下提供可接受的机械性能。现代的高压比燃气涡轮发动机中的较高的压缩 机出口温度还可以使得使用用于压缩机盘、整体叶盘和其他部件的高性能镍超合金成为必 要。用于给定部件的合适合金组合物和微结构取决于部件所经受的具体的温度、应力和其 他条件。例如，机翼部件例如静叶和动叶常常由等轴、定向凝固（DS)或单晶（SX)超合金形 成，然而涡轮盘通常由必须仔细经受受控锻造、热处理和表面处理例如喷丸处理以产生具 有受控晶粒结构和合乎需要的机械性能的多晶微结构的超合金形成。
[0004] 涡轮盘常常由γ 1 斤出-增强的镍基超合金（下文称为γ ?基超合金)形成，所述 镍基超合金包含铬、钨、钼、铼和/或钴作为与镍结合以形成γ基质的主要元素，且包含铝、 钛、钽、铌和/或钒作为与镍结合以形成合乎需要的γ?斤出增强相(主要为Ni 3(Al，Ti))的 主要元素。特别有名的γ ?基超合金包括Ren6 88DT(R88DT;美国专利号4957567)和Ren6 104(R104;美国专利号6521175)以及以商标Inconel ?、Nimonic ?和Udimet ?市售的某些 镍基超合金。R88DT以重量计具有以下组成:约15.0-17.0%络;约12.0-14.0%钴;约3.5-4.5% 钼；约3 · 5-4 · 5%钨；约 1 · 5-2 · 5%铝；约3 · 2-4 · 2%钛；约0 · 50-1 · 0%铌；约0 · 010-0 · 060%碳；约 0 · 010-0 · 060%锆；约0 · 010-0 · 040%硼；约0 · 0-0 · 3%铪；约0 · 0-0 · 01 钒;和约0 · 0-0 · 01 钇;余量 的镍和偶见杂质。R104以重量计具有以下标称组成：约16.0-22.4%钴；约6.6-14.3%铬；约 2 · 6-4 · 8%铝；约2 · 4-4 · 6%钛；约 1 · 4-3 · 5%钽；约0 · 9-3 · 0%铌；约 1 · 9-4 · 0%钨；约 1 · 9-3 · 9%钼； 约0.0-2.5%铼;约0.02-0.10%碳;约0.02-0.10%硼;约0.03-0.10%错;余量的镍和偶见杂质。
[0005] 盘和其他重要燃气涡轮发动机部件常常由坯段锻造而成，所述坯段通过粉末冶金 (P/M)、常规的铸造和锻造加工以及喷射铸造或成核铸造成形技术生产。由粉末冶金形成的 γ II基超合金特别能够提供蠕变、拉伸、和疲劳裂纹生长性能的良好平衡以满足涡轮盘和 某些其他燃气涡轮发动机部件的性能要求。在典型的粉末冶金方法中，所需要的超合金粉 末例如通过热等静压(HIP)和/或挤出固结经受固结。所得的坯段随后在稍微低于合金的γ <固溶线温度以接近超塑性成形条件的温度下等温锻造，这允许通过高几何应变的积累而 不是显著冶金学应变的积累来填充模腔。这些加工步骤设计成原始地保留坯段内的细小晶 粒尺寸(例如ASTM 10-13或更细小），获得高塑性以填充近净成形锻造模具，避免锻造期间 的裂纹，并保留相对低的锻造和模应力。为了提高高温下的抗疲劳裂纹生长和机械性能，这 些合金随后在高于其丫<固溶线的温度下热处理(一般称为超固溶线热处理）以引起显著均 匀的晶粒粗化。
[0006] 尽管合金例如R88DT和R104显著提高了超合金的高温能力，但是仍不断寻求进一 步改进。例如，高温停留时间（保压)能力作为与更先进的军事和市售发动机应用相关的高 温和应力的重要因素出现。随着更高温和更先进的发动机的发展，当前合金的蠕变和裂纹 生长特征趋向于达不到满足先进盘应用的任务/寿命目标和要求的需要的能力。显而易见 的是满足这个挑战的具体方面在于开发某些组合物，所述组合物在1200 TK约650°C)及更 高的温度下在蠕变和停留时间（保压)疲劳裂纹生长速率特征方面表现出需要的和平衡的 改进，同时还具有良好生产性和热稳定性。然而，以下事实使这个挑战复杂化:难以同时改 进蠕变和裂纹生长特征，且蠕变和裂纹生长特征会受某些合金成分的存在或不存在以及超 合金中所存在的合金成分的水平的相对小的变化显著影响。
[0007] Bain等人的美国专利申请公开号2010/0303665涉及γ <镍基超合金，当适当加工 以形成具有多晶微结构的部件(最有名是燃气涡轮发动机的涡轮盘)时，所述γ?基超合 金能够呈现改进的高温保压能力，包括蠕变和停留时间疲劳裂纹生长行为。具体而言，Bain 等人公开了一种γ '镍基超合金，其以重量计包含：16.0-30.0%钴；11.5-15.0%络;4.0-6.0% 钽；2 · 0-4 · 0%铝；1 · 5-6 · 0%钛；1 · 0-5 · 0%钨；1 · 0-5 · 0%钼；至多3 · 5%铌；至多 1 · 0%铪;0 · 02-0.20%碳;0.01-0.05%硼;0.02-0.10%错;余量基本上为镍和杂质。虽然获得相当大的停留时 间性能改进以及获得蠕变能力改进，例如1200 T^P115ksi(约650°C和约790MPa)下至0.2% 蠕变的时间为至少1200小时，仍需要进一步改进，特别是在更高温例如1300 TK约705°C)及 以上的蠕变性能方面。
[0008] 发明概述 本发明提供了 γ II基超合金和由其形成的部件，所述部件呈现改进的高温能力，特别 是在超过1200 (约650°C)温度下的蠕变。
[0009] 根据本发明的第一方面，γ '镍基超合金以重量计包含：16.0-30.0%钴;9.5-12.5% 铬；4 · 0-6 · 0%钽；2 · 0-4 · 0%铝；2 · 0-3 · 4%钛；3 · 0-6 · 0%妈；1 · 0-4 · 0%钼；1 · 5-3 · 5%银；至多 1 · 0% 铪;0.02-0.20%碳;0.01-0.05%硼;0.02-0.10%错;余量基本上为镍和杂质。所述超合金具有 至少-6的W+Nb-Cr值，不含可观察到的量的σ和η相，且在1300 T^P100ksi下至0.2%蠕变的时 间至少为1000小时。
[0010] 根据本发明的第二方面，γ '镍基超合金以重量计包含：17.0-20.5%钴；10.5-12 · 5%铬;4 · 5-5 · 5%钽;3 · 0-3 · 4%铝；2 · 5-2 · 9%钛;3 · 0-5 · 0%钨；2 · 5-3 · 0%钼；1 · 8-2 · 2%铌；至 多0.6铪;0.048-0.068%碳;0.015-0.04%硼;0.04-0.06%错;余量基本上为镍和杂质。所述超 合金具有至少-6的W+Nb-Cr值，不含可观察到的量的σ和η相，且在1300 T^PlOOksi下至0.2% 蠕变的时间至少为1000小时。
[0011] 本发明的其他方面包括可以由上述合金形成的部件，所述部件的具体例子包括燃 气涡轮发动机的涡轮盘和压缩机盘以及整体叶盘。
[0012]本发明的显著优点为平衡改进高温保压性能（特别是改进高于1200 TK约650°C) 的温度下的蠕变特征），同时还具有良好生产性和良好热稳定性的潜在性。还认为其他性能 的改进是可能的，特别是如果使用粉末冶金、热加工和热处理技术适当加工的话。
[0013]由以下详述将可以更好了解本发明的其他方面和优点。
[0014] 附图简述 图1为燃气涡轮发动机中所用的一种类型的涡轮盘的透视图。
[0015] 图2包括一系列评估为用作涡轮盘合金的潜在组合物的镍基超合金组合物的列 表。
[0016] 图3为柱状图，表示图2中所列出的实验合金中的八种在1300 T^P100ksi(约705°C 和约690MPa)下的0.2%懦变。
[0017] 图4图示了图3的八种实验合金以及九种研究的另外的实验合金和三种现有技术 的合金在1300 T^PlOOksi(约705°C和约690MPa)下的0.2%懦变。
[0018]图5图示了图4的呈现相稳定性的那些实验合金以及三种现有技术的合金在1300 T^PlOOksi(约 705°C 和约 690MPa)下的 0.2% 懦变。
[0019] 发明详述 本发明涉及γ II基超合金，且特别是适用于通过 热加工(例如锻造)操作生产以具有 多晶微结构的部件的那些γ II基超合金。图1中表示的具体例子为用于燃气涡轮发动机的 高压涡轮盘1〇。本发明将参考用于燃气涡轮发动机的高压涡轮盘的加工来讨论，尽管本领 域技术人员将了解本发明的教导和益处还适用于燃气涡轮发动机的压缩机盘和整体叶盘， 以及经受高温下的应力且因此需要高温保压能力的许多其他部件。
[0020] 图1中所示的类型的盘通常通过等温锻造细晶粒坯段来生产，所述细晶粒坯段由 粉末冶金(ΡΜ)、铸造和锻造加工或喷射铸造或成核铸造型技术形成。在一个优选的实施方 案中，可以采用粉末冶金方法通过使超合金粉末固结（例如通过热等静压(HIP)或挤出固 结)形成坯段。通常在某个温度下和在超塑性成形条件下锻造坯段，所述温度为合金的再结 晶温度或接近合金的再结晶温度，但小于合金的γ <固溶线温度。在锻造之后，进行超固溶 线(溶液)热处理，在热处理间出现晶粒生长。超固溶线热处理在高于超合金的γ <固溶线温 度(但低于初始熔融温度)的温度下进行，以使经加工的晶粒结构再结晶并使超合金中的γ 1 斤出物溶解(溶液）。在超固溶线热处理之后，将该部件以合适速度冷却以使γ基质内或在 晶界处的γ <再析出，以便获得所需要的具体机械性能。该部件还可以使用已知技术经受时 效处理。
[0021] 在Bain等人的美国专利申请公开号2010/0303665所报道的研究中，通过使用专有 分析预测方法来首先确定在导致当前发明的研究期间探索的潜在超合金组合物，所述专利 分析预测方法的目标在于确定能够呈现比现有镍基超合金更好的高温保压能力的合金成 分和水平。更具体而言，该分析和预测使用专有研究，所述专有研究涉及以上述方式生产的 涡轮盘的拉伸、蠕变、停留时间(保压)裂纹生长速率、密度和其他重要的或需要的机械性能 的要素传递函数的定义。通过同时解答这些传递函数，进行组合物评估以确定似乎具有满 足先进涡轮发动机需求的需要的机械性能特征（包括蠕变和停留时间疲劳裂纹生长速率 (HTFCGR))的那些组合物。该分析研究还使用市售软件包连同专有数据库以预测基于组合 物的相体积分数，这允许进一步限定接近或在一些情况下稍微超过不合乎需要的平衡相稳 定性分界线的组合物。最后，限定溶化温度和优选量的γ <和碳化物以确定具有机械性能、 相组成和γ ?本积分数的合乎需要组合的组合物，同时避免会降低工作能力的不合乎需要 的相(如果由于工作环境特征充分形成平衡相的话）。在研究中，基于所选择的数据发展回 归方程或传递函数，所述数据从历史上的盘合金开发工作获得。该研究还依靠前述镍基超 合金R88DT和R104的定性和定量的数据。
[0022]同样，在Bain等人的美国专利申请公开号2010/0303665中报道的研究中，确定潜 在合金组合物所采用的其他标准包括需要γ '((Ni，Co)3(A1，Ti，Nb，Ta))的体积百分数大 于R88DT的体积百分数，这意在延长的时间段内提高在1400 TK约760°C)及更高温度下的强 度。不超过2200 TK约1200°〇的γ <固溶线温度还确定为利于使热处理和淬火期间的制造 容易。
[0023]如上所述，Bain等人确定能够获得停留时间性能的相当大改进以及懦变能力的改 进的超合金组合物。Bain等人确定为合金E的具体合金(在文中以其商品名HL11表示）呈现 停留时间性能的特别合乎需要的改进。本发明的特别方面在于确定与HL11相比能够进一步 改进蠕变性能的超合金组合物。出于这个目的，将在高于1200 7 (约650°C)的温度下至0.2% 蠕变的时间确定为合乎需要的，其中目标特别在于改进在至少1300 TK约705°C)的温度下 的蠕变。基于Bain等人报道的研究，保持某些组成参数，包括用于高温强度的铪内含物、约 10重量％或以上的用于抗腐蚀的铬水平、大于R88DT标称水平以保持γ '(Ni3(Al，Ti，Nb， Ta))稳定的铝水平，和足以帮助使堆垛层错能(对于良好周期行为是合乎需要的）最小且控 制γ <固溶线温度的钴水平。回归方程和现有经验进一步表明耐火金属(特别是钛、钨、铌、 铬、铪和钽）的严格受控和平衡水平对获得所需要的高温蠕变性能可能是必要的。最后，采 用关于特定机械性能的回归因子来严格确定可能能够呈现高温蠕变性能的潜在合金组合 物，否则在不用非常大量的合金进行深入试验的情况下是不能够确定的。
[0024]特别关心的是由高耐火金属内含物产生的热力学不稳定性。Bain等人的研究证实 相不稳定性常常是不可预测的，这导致合金组合物的性能比基于采用要素传递函数的分析 预测所预测的少很多。具体而言，脆的金属间相可能对性能具有相当大的损害作用，包括拓 扑密堆(TCP)相，例如6、0、11、€1(例如€1-〇)^和?相。其中〇相(一般为汗6，1〇)1(附，(：0)7，其 中X和y=l-7)和η相(Ni3Ti)特别损害Bain等人所研究的合金组合物的性能。实验上，在研究 期间（可）基于以下情况评估存在/不存在这些相的损害水平:是否可以通过光学检查在最 小500X下采用合适的刻蚀金相学样品检测可观察量的一个或多个这些相。
[0025]基于上文，制备且在一系列性能试验下评估24种合金组合物，所述性能试验不仅 包括1300 TK约705°C)下的高温蠕变还包括更高温度的蠕变、极限拉伸强度(UTS)、屈服强 度(YS)、延展性、缺口应力断裂(NSR)、周期和保压疲劳裂纹生长速率(FCGR)、低周期疲劳 (LCF)和持续峰值低周期疲劳（SPLCF)。合金组合物一般落入两个化学集合内，其中一个确 定为HL601-HL614(在文中统称为HL6XX合金或合金系），而另一个为HL701-HL710(在文中统 称为HL7XX合金或合金系）。所有合金的目标在于针对某些合金成分具有以下标称水平（以 重量计）：3 · 2%Α1; 0 · 030%B; 0 · 05%C; 2 · 5%Mo; 2 · 8%Ti和0 · 05%Zr。评估的24种合金的目标在于 具有比Bain等人的HL11合金较窄的试验化学组分，特别是对于钴、铬、铌、钽和钨。在合金中 改变这五种元素的研究范围以评估其对高温蠕变性能和损害TCP相的作用。名义上，钴水平 的目标为在约18-约20重量%范围内，铬水平的目标为在约10-约12重量%范围内，铌水平的 目标为在约1.5-约3.5重量%范围内，钽水平的目标为在约5-约6重量%范围内，而钨水平的 目标为在约3-约5重量％范围内。另外，在不故意加入铪的情况下，评估HL7XX合金中的一种 (HL708 )。HL6XX和HL7XX合金的实际化学组分总结于图2中。
[0026]虽然所研究的合金范围与Bain等人的HL11合金的组成范围重叠，实验性HL6XX和 HL7XX合金的目的在于评估通过改变耐火金属含量来改进高温蠕变性能的可能性，同时避 免由于TCP形成对性能的损害损失。如本领域众所周知，在多组分体系(例如，Bain等人和本 发明的镍基超合金）中出现的相形成为体系的元素组成的复杂函数。这是由于η维空间中的 多组分体系中的元素之间占优势的复杂热力学相互作用，其中η为合金的组成中的重要元 素的数目。这些相互作用的作用造成以下情形:其中在某一元素的百分数含量相同时，甚至 当温度和压力是固定时，随着其他成分元素的百分数含量变化会出现不同的相。由于多组 分超合金体系的复杂性质，不易确定什么组成范围会呈现改进的性能例如蠕变或停留时 间，而不同时引起导致所需要的性能强烈损害的相不稳定性。
[0027] 图3为表示十种HL7XX合金中的八种（见701、1702、乩704-1708和乩710)在1300 T^PlOOksi(约705°C和约690MPa)下至0.2%蠕变的柱状图。，表现最好的合金HL702包含相 对于目标铬范围（10-12重量％)相对低量的铬（10.02重量％)，而两个表现最差的合金HL701 和HL703具有相对高的铬水平（分别为12.09和12.02重量％)。接下来五个表现最好的合金 (HL707、HL706、HL704、HL705 和 HL708)分别具有11 · 02、11 · 02、10 · 12、10 · 85 和10 · 80 重量 ％的 铬含量，这暗示着在实验性合金的组成空间内铬的临界水平为11.02-12.02重量％。该六个 表现最好的合金具有超过1000小时的0.2%蠕变寿命，然而HL701和HL703具有少于1000小时 的蠕变寿命。HL701的性能归因于可观察到的量的相不稳定性。这些结果的进一步分析表明 来自与降低的铬水平相关的提高的钨和铌水平的积极影响，因此其关系用方程W+Nb-Cr定 性。六个表现最好的合金HL702、HL704、HL705、HL706、HL707和HL708分别具有约-3.7、-4 · 7、-4 · 6、-4 · 8、4 · 7和-4 · 5 的W+Nb-Cr值，而HL703具有约-6 · 6 的W+Nb-Cr值。
[0028] 图4图示了来自HL6XX系的九种合金和来自HL7XX系的八种合金在1300 T^ PlOOksi (约705°C和约690MPa)下的0.2%蠕变相对于W+Nb-Cr值的关系，来自HL6XX系的九种合金和 来自HL7XX系的八种合金表现出与HL11合金和市售合金R88DT和R104媲美或改进的蠕变性 能。该图显示这些合金具有-6.0或更高(接近零)的W+Nb-Cr值，且证实这些HL6XX和HL7XX合 金中的许多在蠕变方面超过HL1UR88DT和R103。确定八种具有少于1000小时的蠕变寿命的 实验性合金不稳定，这导致可观察到的量的TCP相。图5包括仅九种蠕变性能相当紧密地集 合在高于1000小时处的合金的蠕变数据。该集合包括1702、见704、!1705、!1706、!1707和 HL708,与图3的表现较好合金一致，以及HL602、HL603和HL611。八种具有低于1000小时的蠕 变寿命的合金具有高于11.5重量％、更常常高于12重量%的铬含量。因为确定这些合金包含 损害性的TCP相，特别是 〇和11相，可以作出这样的结论:其化学组成是不稳定的。而且，1000 小时或更多的蠕变寿命归因于在图5中所绘制的合金中不存在损害水平的〇相、η相或其他 TCP相，如文中所限定其是指不含如前文所限定的可观察到的量的TCP的超合金。
[0029]基于该研究，作出这样的结论，为了获得超过HL11的蠕变寿命同时避免可观察到 的量的σ、η和其他损害性TCP相，铬、铌和钨的相对量是重要的。结论是这种关系由W+Nb-Cr 值表示，且-6 及更高的 W+Nb-Cr 值(HL602、HL603、HL611、HL702、HL704、HL705、HL706、HL707 和HL708)是将呈现在1300 T^PlOOksi(约705°C和约690MPa)下超过1000小时的0.2%蠕变寿 命的稳定合金的指示。蠕变寿命和相稳定性还似乎对铬含量敏感。因为具有-6及更高的W+ Nb-Cr值的合金包括分别具有12.00和12.08%的铬含量的HL602和HL603，结论是不超过12.5 重量%的铬含量与其他合金成分(特别是钨和铌)的范围的组合为可接受的。基于具有至少-6的W+Nb-Cr值和约10%的铬含量的合金(HL611、HL702和HL704)所获得的结果，结论是最小 铬含量为9.5%。最后，比较表现特别好的那些合金（此602、此603、!1611、此702、此704、 HL705、HL706、HL707和HL708)和剩余合金的组成，明显的是铬、钼、铌、钛和钨的水平都对合 金性质特别是蠕变具有显著影响。
[0030] 值得注意的是在标称水平下测试铝、硼、碳、铪、钼、钽、钛和锆的水平。结论是这些 成分的可接受范围可以比目标范围更宽，且其水平并不重要，只要其水平在HL11所规定的 范围内。由Bain等人对HL11合金的经验，结论是钛含量在少于3重量％的试验水平下不影响 不稳定性。然而，基于Bain等人，结论是钛水平应当限于最大3.4重量％以避免相不稳定性。 另外，所研究的钼的水平一般在Bain等人的HL11合金的钼范围的下半部分内，这样做的意 图是降低TCP相形成的风险。尽管钴的水平限于约18和20重量％的范围，并不认为钴是重要 的，由于其自由取代γ相基质中的镍。
[0031] 基于上文的讨论和图3、4和5中表现良好的六种HL7XX合金，本发明的镍基超合金 组合物的合金范围总结于以下的表1中。
[0032] 表1
尽管图2中确定的合金成分以及表1确定的合金和合金范围首先是基于分析预测，进行 预测且确定这些合金成分所依靠的深入分析和资源提供了这些合金且特别是表1的合金组 合物的潜力的有力指示，以显著改进用于燃气涡轮发动机的涡轮盘所需要的蠕变和停留时 间疲劳裂纹生长速率特征。
[0033] 虽然本发明业已对具体的实施方案（包括镍基超合金的具体组成和性能）进行描 述，并不如此限制本发明的范围。相反，本发明的范围只受以下权利要求限制。
【主权项】
1. 一种γ'镍基超合金，以重量计其包含： 16.0- 30.0% 钴； 9.5- 12.5% 铬； 4.0- 6.0% 钽； 2.0- 4.0% 铝； 2.0- 3.4% 钛； 3.0- 6.0%|!|； 1.0- 4.0% 钼； 1.5- 3.5% 银； 至多1.0%铪； 0.02-0.20% 碳； 0.01-0.05% 硼； 0.02-0.10% 锆； 余量基本上为镍和杂质； 其中所述超合金具有至少-6的W+Nb-Cr值，不含可观察到的量的σ和τι相，且在1300 7和 1OOksi下至0.2%懦变的时间至少为1000小时。2. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述铬含量为10.0-12.5重量％。3. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述铌含量为1.8-2.2重量％。4. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述钨含量为3.0-5.0重量％。5. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述铬含量为10.0-12.5重量％，所述铌含量 为1.8-2.2重量％，且所述钨含量为3.0-5.0重量％。6. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述钛含量为2.5-2.9重量％。7. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述钼含量为2.5-3.0重量％。8. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述γ'镍基超合金以重量计由以下组成： 16.0- 30.0% 钴； 9.5- 12.5% 铬； 4.0- 6.0% 钽； 2.0- 4.0% 铝； 2.0- 3.4% 钛； 3.0- 6.0%|!|； 1.0- 4.0% 钼； 1.5- 3.5% 银； 至多1.0%铪； 0.02-0.20% 碳； 0.01-0.05% 硼； 0.02-0.10% 锆； 余量基本上为镍和杂质。9. 根据权利要求8的γ'镍基超合金，其中所述铬含量为10.0-12.5重量％。10. 根据权利要求8的γ'镍基超合金，其中所述铌含量为1.8-2.2重量％。11. 根据权利要求8的γ'镍基超合金，其中所述钨含量为3.0-5.0重量％。12. 根据权利要求8的γ'镍基超合金，其中所述铬含量为10.0-12.5重量％，所述铌含量 为1.8-2.2重量％，且所述钨含量为3.0-5.0重量％。13. 根据权利要求8的γ'镍基超合金，其中所述钛含量为2.5-2.9重量%且所述钼含量 为2.5-3.0重量％。14. 由权利要求8的γ'镍基超合金形成的部件。15. 根据权利要求14的部件，其中所述部件为选自燃气涡轮发动机的涡轮盘和压缩机 盘以及整体叶盘的粉末冶金部件。16. γ'镍基超合金，以重量计其由以下组成： 17.0- 20.5% 钴； 10.0- 12.5% 铬； 4.5- 5.5% 钽； 3.0- 3.4% 铝； 2.5- 2.9% 钛； 3.0- 5.0%|!|； 2.5- 3.0% 钼； 1.8-2.2% 银； 至多0.6%铪； 0.048-0.068% 碳； 0.015-0.04% 硼； 0.04-0.06% 错； 余量基本上为镍和杂质； 其中所述超合金具有至少-6的W+Nb-Cr值，不含可观察到的量的σ和τι相，且在1300 7和 1OOksi下发生0.2%懦变的时间至少为1000小时。17. 根据权利要求16的γ'镍基超合金，其中所述铬含量为最大12.0重量％。18. 根据权利要求16的γ'镍基超合金，其中所述铬含量为10.02-12.08重量％，所述铌 含量为1.97-2.99重量％，且所述钨含量为3.1-4.6重量％。19. 由权利要求16的γ'镍基超合金形成的部件。20. 根据权利要求19的部件，其中所述部件为选自燃气涡轮发动机的涡轮盘和压缩机 盘以及整体叶盘的粉末冶金部件。
【专利摘要】本发明涉及γ′镍基超合金和由其形成的部件，其呈现改进的高温保压能力，包括蠕变和停留时间疲劳裂纹生长行为。部件的具体例子为燃气涡轮发动机的粉末冶金涡轮盘。所述γˊ镍基超合金以重量计包含：16.0-30.0%钴；9.5-12.5%铬；4.0-6.0%钽；2.0-4.0%铝；2.0-3.4%钛；3.0-6.0%钨；1.0-4.0%钼；1.5-3.5%铌；至多1.0%铪；0.02-0.20%碳；0.01-0.05%硼；0.02-0.10%锆；余量基本上为镍和杂质。所述超合金具有至少-6的W+Nb-Cr值，不含可观察到的量的σ和η相，且在1300℉和100ksi下至0.2%蠕变的时间至少为1000小时。
【IPC分类】C22C19/05, C22F1/10
【公开号】CN105492639
【申请号】CN201480041751
【发明人】D.P.穆雷尔, R.迪多米齐奥, T.汉伦, D.Y.魏, A.E.维斯曼, K.R.拜恩, A.M.鲍威尔
【申请人】通用电气公司
【公开日】2016年4月13日
【申请日】2014年2月20日
【公告号】CA2918337A1, EP3024957A1, WO2015012888A1
【专利说明】超合金和其形成的部件
[0001] 相关申请交叉引用 这是同时待审的美国专利申请序号12/474580的部分继续专利申请，该美国专利申请 在2009年5月29号提交且以Bain等人的美国专利申请公开号2010/0303665公开。该现有申 请的内容通过引用结合到文中。
[0002] 发明背景 总体而言，本发明涉及镍基合金组合物，且更具体而言涉及适用于需要多晶微结构和 高温停留时间(保压)能力的部件(例如燃气涡轮发动机的涡轮盘)的镍基超合金。
[0003] 燃气涡轮发动机的涡轮段位于燃烧室段的下游且包括转轴和一个或多个涡轮级， 各个涡轮级具有安装或以其他方式由轴带动的涡轮盘(转子)和安装到盘的外围并从盘的 外围径向延伸的涡轮静叶。燃烧室和涡轮段内的部件常常由超合金材料形成以在由热燃烧 气体产生的高温下提供可接受的机械性能。现代的高压比燃气涡轮发动机中的较高的压缩 机出口温度还可以使得使用用于压缩机盘、整体叶盘和其他部件的高性能镍超合金成为必 要。用于给定部件的合适合金组合物和微结构取决于部件所经受的具体的温度、应力和其 他条件。例如，机翼部件例如静叶和动叶常常由等轴、定向凝固（DS)或单晶（SX)超合金形 成，然而涡轮盘通常由必须仔细经受受控锻造、热处理和表面处理例如喷丸处理以产生具 有受控晶粒结构和合乎需要的机械性能的多晶微结构的超合金形成。
[0004] 涡轮盘常常由γ 1 斤出-增强的镍基超合金（下文称为γ ?基超合金)形成，所述 镍基超合金包含铬、钨、钼、铼和/或钴作为与镍结合以形成γ基质的主要元素，且包含铝、 钛、钽、铌和/或钒作为与镍结合以形成合乎需要的γ?斤出增强相(主要为Ni 3(Al，Ti))的 主要元素。特别有名的γ ?基超合金包括Ren6 88DT(R88DT;美国专利号4957567)和Ren6 104(R104;美国专利号6521175)以及以商标Inconel ?、Nimonic ?和Udimet ?市售的某些 镍基超合金。R88DT以重量计具有以下组成:约15.0-17.0%络;约12.0-14.0%钴;约3.5-4.5% 钼；约3 · 5-4 · 5%钨；约 1 · 5-2 · 5%铝；约3 · 2-4 · 2%钛；约0 · 50-1 · 0%铌；约0 · 010-0 · 060%碳；约 0 · 010-0 · 060%锆；约0 · 010-0 · 040%硼；约0 · 0-0 · 3%铪；约0 · 0-0 · 01 钒;和约0 · 0-0 · 01 钇;余量 的镍和偶见杂质。R104以重量计具有以下标称组成：约16.0-22.4%钴；约6.6-14.3%铬；约 2 · 6-4 · 8%铝；约2 · 4-4 · 6%钛；约 1 · 4-3 · 5%钽；约0 · 9-3 · 0%铌；约 1 · 9-4 · 0%钨；约 1 · 9-3 · 9%钼； 约0.0-2.5%铼;约0.02-0.10%碳;约0.02-0.10%硼;约0.03-0.10%错;余量的镍和偶见杂质。
[0005] 盘和其他重要燃气涡轮发动机部件常常由坯段锻造而成，所述坯段通过粉末冶金 (P/M)、常规的铸造和锻造加工以及喷射铸造或成核铸造成形技术生产。由粉末冶金形成的 γ II基超合金特别能够提供蠕变、拉伸、和疲劳裂纹生长性能的良好平衡以满足涡轮盘和 某些其他燃气涡轮发动机部件的性能要求。在典型的粉末冶金方法中，所需要的超合金粉 末例如通过热等静压(HIP)和/或挤出固结经受固结。所得的坯段随后在稍微低于合金的γ <固溶线温度以接近超塑性成形条件的温度下等温锻造，这允许通过高几何应变的积累而 不是显著冶金学应变的积累来填充模腔。这些加工步骤设计成原始地保留坯段内的细小晶 粒尺寸(例如ASTM 10-13或更细小），获得高塑性以填充近净成形锻造模具，避免锻造期间 的裂纹，并保留相对低的锻造和模应力。为了提高高温下的抗疲劳裂纹生长和机械性能，这 些合金随后在高于其丫<固溶线的温度下热处理(一般称为超固溶线热处理）以引起显著均 匀的晶粒粗化。
[0006] 尽管合金例如R88DT和R104显著提高了超合金的高温能力，但是仍不断寻求进一 步改进。例如，高温停留时间（保压)能力作为与更先进的军事和市售发动机应用相关的高 温和应力的重要因素出现。随着更高温和更先进的发动机的发展，当前合金的蠕变和裂纹 生长特征趋向于达不到满足先进盘应用的任务/寿命目标和要求的需要的能力。显而易见 的是满足这个挑战的具体方面在于开发某些组合物，所述组合物在1200 TK约650°C)及更 高的温度下在蠕变和停留时间（保压)疲劳裂纹生长速率特征方面表现出需要的和平衡的 改进，同时还具有良好生产性和热稳定性。然而，以下事实使这个挑战复杂化:难以同时改 进蠕变和裂纹生长特征，且蠕变和裂纹生长特征会受某些合金成分的存在或不存在以及超 合金中所存在的合金成分的水平的相对小的变化显著影响。
[0007] Bain等人的美国专利申请公开号2010/0303665涉及γ <镍基超合金，当适当加工 以形成具有多晶微结构的部件(最有名是燃气涡轮发动机的涡轮盘)时，所述γ?基超合 金能够呈现改进的高温保压能力，包括蠕变和停留时间疲劳裂纹生长行为。具体而言，Bain 等人公开了一种γ '镍基超合金，其以重量计包含：16.0-30.0%钴；11.5-15.0%络;4.0-6.0% 钽；2 · 0-4 · 0%铝；1 · 5-6 · 0%钛；1 · 0-5 · 0%钨；1 · 0-5 · 0%钼；至多3 · 5%铌；至多 1 · 0%铪;0 · 02-0.20%碳;0.01-0.05%硼;0.02-0.10%错;余量基本上为镍和杂质。虽然获得相当大的停留时 间性能改进以及获得蠕变能力改进，例如1200 T^P115ksi(约650°C和约790MPa)下至0.2% 蠕变的时间为至少1200小时，仍需要进一步改进，特别是在更高温例如1300 TK约705°C)及 以上的蠕变性能方面。
[0008] 发明概述 本发明提供了 γ II基超合金和由其形成的部件，所述部件呈现改进的高温能力，特别 是在超过1200 (约650°C)温度下的蠕变。
[0009] 根据本发明的第一方面，γ '镍基超合金以重量计包含：16.0-30.0%钴;9.5-12.5% 铬；4 · 0-6 · 0%钽；2 · 0-4 · 0%铝；2 · 0-3 · 4%钛；3 · 0-6 · 0%妈；1 · 0-4 · 0%钼；1 · 5-3 · 5%银；至多 1 · 0% 铪;0.02-0.20%碳;0.01-0.05%硼;0.02-0.10%错;余量基本上为镍和杂质。所述超合金具有 至少-6的W+Nb-Cr值，不含可观察到的量的σ和η相，且在1300 T^P100ksi下至0.2%蠕变的时 间至少为1000小时。
[0010] 根据本发明的第二方面，γ '镍基超合金以重量计包含：17.0-20.5%钴；10.5-12 · 5%铬;4 · 5-5 · 5%钽;3 · 0-3 · 4%铝；2 · 5-2 · 9%钛;3 · 0-5 · 0%钨；2 · 5-3 · 0%钼；1 · 8-2 · 2%铌；至 多0.6铪;0.048-0.068%碳;0.015-0.04%硼;0.04-0.06%错;余量基本上为镍和杂质。所述超 合金具有至少-6的W+Nb-Cr值，不含可观察到的量的σ和η相，且在1300 T^PlOOksi下至0.2% 蠕变的时间至少为1000小时。
[0011] 本发明的其他方面包括可以由上述合金形成的部件，所述部件的具体例子包括燃 气涡轮发动机的涡轮盘和压缩机盘以及整体叶盘。
[0012]本发明的显著优点为平衡改进高温保压性能（特别是改进高于1200 TK约650°C) 的温度下的蠕变特征），同时还具有良好生产性和良好热稳定性的潜在性。还认为其他性能 的改进是可能的，特别是如果使用粉末冶金、热加工和热处理技术适当加工的话。
[0013]由以下详述将可以更好了解本发明的其他方面和优点。
[0014] 附图简述 图1为燃气涡轮发动机中所用的一种类型的涡轮盘的透视图。
[0015] 图2包括一系列评估为用作涡轮盘合金的潜在组合物的镍基超合金组合物的列 表。
[0016] 图3为柱状图，表示图2中所列出的实验合金中的八种在1300 T^P100ksi(约705°C 和约690MPa)下的0.2%懦变。
[0017] 图4图示了图3的八种实验合金以及九种研究的另外的实验合金和三种现有技术 的合金在1300 T^PlOOksi(约705°C和约690MPa)下的0.2%懦变。
[0018]图5图示了图4的呈现相稳定性的那些实验合金以及三种现有技术的合金在1300 T^PlOOksi(约 705°C 和约 690MPa)下的 0.2% 懦变。
[0019] 发明详述 本发明涉及γ II基超合金，且特别是适用于通过 热加工(例如锻造)操作生产以具有 多晶微结构的部件的那些γ II基超合金。图1中表示的具体例子为用于燃气涡轮发动机的 高压涡轮盘1〇。本发明将参考用于燃气涡轮发动机的高压涡轮盘的加工来讨论，尽管本领 域技术人员将了解本发明的教导和益处还适用于燃气涡轮发动机的压缩机盘和整体叶盘， 以及经受高温下的应力且因此需要高温保压能力的许多其他部件。
[0020] 图1中所示的类型的盘通常通过等温锻造细晶粒坯段来生产，所述细晶粒坯段由 粉末冶金(ΡΜ)、铸造和锻造加工或喷射铸造或成核铸造型技术形成。在一个优选的实施方 案中，可以采用粉末冶金方法通过使超合金粉末固结（例如通过热等静压(HIP)或挤出固 结)形成坯段。通常在某个温度下和在超塑性成形条件下锻造坯段，所述温度为合金的再结 晶温度或接近合金的再结晶温度，但小于合金的γ <固溶线温度。在锻造之后，进行超固溶 线(溶液)热处理，在热处理间出现晶粒生长。超固溶线热处理在高于超合金的γ <固溶线温 度(但低于初始熔融温度)的温度下进行，以使经加工的晶粒结构再结晶并使超合金中的γ 1 斤出物溶解(溶液）。在超固溶线热处理之后，将该部件以合适速度冷却以使γ基质内或在 晶界处的γ <再析出，以便获得所需要的具体机械性能。该部件还可以使用已知技术经受时 效处理。
[0021] 在Bain等人的美国专利申请公开号2010/0303665所报道的研究中，通过使用专有 分析预测方法来首先确定在导致当前发明的研究期间探索的潜在超合金组合物，所述专利 分析预测方法的目标在于确定能够呈现比现有镍基超合金更好的高温保压能力的合金成 分和水平。更具体而言，该分析和预测使用专有研究，所述专有研究涉及以上述方式生产的 涡轮盘的拉伸、蠕变、停留时间(保压)裂纹生长速率、密度和其他重要的或需要的机械性能 的要素传递函数的定义。通过同时解答这些传递函数，进行组合物评估以确定似乎具有满 足先进涡轮发动机需求的需要的机械性能特征（包括蠕变和停留时间疲劳裂纹生长速率 (HTFCGR))的那些组合物。该分析研究还使用市售软件包连同专有数据库以预测基于组合 物的相体积分数，这允许进一步限定接近或在一些情况下稍微超过不合乎需要的平衡相稳 定性分界线的组合物。最后，限定溶化温度和优选量的γ <和碳化物以确定具有机械性能、 相组成和γ ?本积分数的合乎需要组合的组合物，同时避免会降低工作能力的不合乎需要 的相(如果由于工作环境特征充分形成平衡相的话）。在研究中，基于所选择的数据发展回 归方程或传递函数，所述数据从历史上的盘合金开发工作获得。该研究还依靠前述镍基超 合金R88DT和R104的定性和定量的数据。
[0022]同样，在Bain等人的美国专利申请公开号2010/0303665中报道的研究中，确定潜 在合金组合物所采用的其他标准包括需要γ '((Ni，Co)3(A1，Ti，Nb，Ta))的体积百分数大 于R88DT的体积百分数，这意在延长的时间段内提高在1400 TK约760°C)及更高温度下的强 度。不超过2200 TK约1200°〇的γ <固溶线温度还确定为利于使热处理和淬火期间的制造 容易。
[0023]如上所述，Bain等人确定能够获得停留时间性能的相当大改进以及懦变能力的改 进的超合金组合物。Bain等人确定为合金E的具体合金(在文中以其商品名HL11表示）呈现 停留时间性能的特别合乎需要的改进。本发明的特别方面在于确定与HL11相比能够进一步 改进蠕变性能的超合金组合物。出于这个目的，将在高于1200 7 (约650°C)的温度下至0.2% 蠕变的时间确定为合乎需要的，其中目标特别在于改进在至少1300 TK约705°C)的温度下 的蠕变。基于Bain等人报道的研究，保持某些组成参数，包括用于高温强度的铪内含物、约 10重量％或以上的用于抗腐蚀的铬水平、大于R88DT标称水平以保持γ '(Ni3(Al，Ti，Nb， Ta))稳定的铝水平，和足以帮助使堆垛层错能(对于良好周期行为是合乎需要的）最小且控 制γ <固溶线温度的钴水平。回归方程和现有经验进一步表明耐火金属(特别是钛、钨、铌、 铬、铪和钽）的严格受控和平衡水平对获得所需要的高温蠕变性能可能是必要的。最后，采 用关于特定机械性能的回归因子来严格确定可能能够呈现高温蠕变性能的潜在合金组合 物，否则在不用非常大量的合金进行深入试验的情况下是不能够确定的。
[0024]特别关心的是由高耐火金属内含物产生的热力学不稳定性。Bain等人的研究证实 相不稳定性常常是不可预测的，这导致合金组合物的性能比基于采用要素传递函数的分析 预测所预测的少很多。具体而言，脆的金属间相可能对性能具有相当大的损害作用，包括拓 扑密堆(TCP)相，例如6、0、11、€1(例如€1-〇)^和?相。其中〇相(一般为汗6，1〇)1(附，(：0)7，其 中X和y=l-7)和η相(Ni3Ti)特别损害Bain等人所研究的合金组合物的性能。实验上，在研究 期间（可）基于以下情况评估存在/不存在这些相的损害水平:是否可以通过光学检查在最 小500X下采用合适的刻蚀金相学样品检测可观察量的一个或多个这些相。
[0025]基于上文，制备且在一系列性能试验下评估24种合金组合物，所述性能试验不仅 包括1300 TK约705°C)下的高温蠕变还包括更高温度的蠕变、极限拉伸强度(UTS)、屈服强 度(YS)、延展性、缺口应力断裂(NSR)、周期和保压疲劳裂纹生长速率(FCGR)、低周期疲劳 (LCF)和持续峰值低周期疲劳（SPLCF)。合金组合物一般落入两个化学集合内，其中一个确 定为HL601-HL614(在文中统称为HL6XX合金或合金系），而另一个为HL701-HL710(在文中统 称为HL7XX合金或合金系）。所有合金的目标在于针对某些合金成分具有以下标称水平（以 重量计）：3 · 2%Α1; 0 · 030%B; 0 · 05%C; 2 · 5%Mo; 2 · 8%Ti和0 · 05%Zr。评估的24种合金的目标在于 具有比Bain等人的HL11合金较窄的试验化学组分，特别是对于钴、铬、铌、钽和钨。在合金中 改变这五种元素的研究范围以评估其对高温蠕变性能和损害TCP相的作用。名义上，钴水平 的目标为在约18-约20重量%范围内，铬水平的目标为在约10-约12重量%范围内，铌水平的 目标为在约1.5-约3.5重量%范围内，钽水平的目标为在约5-约6重量%范围内，而钨水平的 目标为在约3-约5重量％范围内。另外，在不故意加入铪的情况下，评估HL7XX合金中的一种 (HL708 )。HL6XX和HL7XX合金的实际化学组分总结于图2中。
[0026]虽然所研究的合金范围与Bain等人的HL11合金的组成范围重叠，实验性HL6XX和 HL7XX合金的目的在于评估通过改变耐火金属含量来改进高温蠕变性能的可能性，同时避 免由于TCP形成对性能的损害损失。如本领域众所周知，在多组分体系(例如，Bain等人和本 发明的镍基超合金）中出现的相形成为体系的元素组成的复杂函数。这是由于η维空间中的 多组分体系中的元素之间占优势的复杂热力学相互作用，其中η为合金的组成中的重要元 素的数目。这些相互作用的作用造成以下情形:其中在某一元素的百分数含量相同时，甚至 当温度和压力是固定时，随着其他成分元素的百分数含量变化会出现不同的相。由于多组 分超合金体系的复杂性质，不易确定什么组成范围会呈现改进的性能例如蠕变或停留时 间，而不同时引起导致所需要的性能强烈损害的相不稳定性。
[0027] 图3为表示十种HL7XX合金中的八种（见701、1702、乩704-1708和乩710)在1300 T^PlOOksi(约705°C和约690MPa)下至0.2%蠕变的柱状图。，表现最好的合金HL702包含相 对于目标铬范围（10-12重量％)相对低量的铬（10.02重量％)，而两个表现最差的合金HL701 和HL703具有相对高的铬水平（分别为12.09和12.02重量％)。接下来五个表现最好的合金 (HL707、HL706、HL704、HL705 和 HL708)分别具有11 · 02、11 · 02、10 · 12、10 · 85 和10 · 80 重量 ％的 铬含量，这暗示着在实验性合金的组成空间内铬的临界水平为11.02-12.02重量％。该六个 表现最好的合金具有超过1000小时的0.2%蠕变寿命，然而HL701和HL703具有少于1000小时 的蠕变寿命。HL701的性能归因于可观察到的量的相不稳定性。这些结果的进一步分析表明 来自与降低的铬水平相关的提高的钨和铌水平的积极影响，因此其关系用方程W+Nb-Cr定 性。六个表现最好的合金HL702、HL704、HL705、HL706、HL707和HL708分别具有约-3.7、-4 · 7、-4 · 6、-4 · 8、4 · 7和-4 · 5 的W+Nb-Cr值，而HL703具有约-6 · 6 的W+Nb-Cr值。
[0028] 图4图示了来自HL6XX系的九种合金和来自HL7XX系的八种合金在1300 T^ PlOOksi (约705°C和约690MPa)下的0.2%蠕变相对于W+Nb-Cr值的关系，来自HL6XX系的九种合金和 来自HL7XX系的八种合金表现出与HL11合金和市售合金R88DT和R104媲美或改进的蠕变性 能。该图显示这些合金具有-6.0或更高(接近零)的W+Nb-Cr值，且证实这些HL6XX和HL7XX合 金中的许多在蠕变方面超过HL1UR88DT和R103。确定八种具有少于1000小时的蠕变寿命的 实验性合金不稳定，这导致可观察到的量的TCP相。图5包括仅九种蠕变性能相当紧密地集 合在高于1000小时处的合金的蠕变数据。该集合包括1702、见704、!1705、!1706、!1707和 HL708,与图3的表现较好合金一致，以及HL602、HL603和HL611。八种具有低于1000小时的蠕 变寿命的合金具有高于11.5重量％、更常常高于12重量%的铬含量。因为确定这些合金包含 损害性的TCP相，特别是 〇和11相，可以作出这样的结论:其化学组成是不稳定的。而且，1000 小时或更多的蠕变寿命归因于在图5中所绘制的合金中不存在损害水平的〇相、η相或其他 TCP相，如文中所限定其是指不含如前文所限定的可观察到的量的TCP的超合金。
[0029]基于该研究，作出这样的结论，为了获得超过HL11的蠕变寿命同时避免可观察到 的量的σ、η和其他损害性TCP相，铬、铌和钨的相对量是重要的。结论是这种关系由W+Nb-Cr 值表示，且-6 及更高的 W+Nb-Cr 值(HL602、HL603、HL611、HL702、HL704、HL705、HL706、HL707 和HL708)是将呈现在1300 T^PlOOksi(约705°C和约690MPa)下超过1000小时的0.2%蠕变寿 命的稳定合金的指示。蠕变寿命和相稳定性还似乎对铬含量敏感。因为具有-6及更高的W+ Nb-Cr值的合金包括分别具有12.00和12.08%的铬含量的HL602和HL603，结论是不超过12.5 重量%的铬含量与其他合金成分(特别是钨和铌)的范围的组合为可接受的。基于具有至少-6的W+Nb-Cr值和约10%的铬含量的合金(HL611、HL702和HL704)所获得的结果，结论是最小 铬含量为9.5%。最后，比较表现特别好的那些合金（此602、此603、!1611、此702、此704、 HL705、HL706、HL707和HL708)和剩余合金的组成，明显的是铬、钼、铌、钛和钨的水平都对合 金性质特别是蠕变具有显著影响。
[0030] 值得注意的是在标称水平下测试铝、硼、碳、铪、钼、钽、钛和锆的水平。结论是这些 成分的可接受范围可以比目标范围更宽，且其水平并不重要，只要其水平在HL11所规定的 范围内。由Bain等人对HL11合金的经验，结论是钛含量在少于3重量％的试验水平下不影响 不稳定性。然而，基于Bain等人，结论是钛水平应当限于最大3.4重量％以避免相不稳定性。 另外，所研究的钼的水平一般在Bain等人的HL11合金的钼范围的下半部分内，这样做的意 图是降低TCP相形成的风险。尽管钴的水平限于约18和20重量％的范围，并不认为钴是重要 的，由于其自由取代γ相基质中的镍。
[0031] 基于上文的讨论和图3、4和5中表现良好的六种HL7XX合金，本发明的镍基超合金 组合物的合金范围总结于以下的表1中。
[0032] 表1
尽管图2中确定的合金成分以及表1确定的合金和合金范围首先是基于分析预测，进行 预测且确定这些合金成分所依靠的深入分析和资源提供了这些合金且特别是表1的合金组 合物的潜力的有力指示，以显著改进用于燃气涡轮发动机的涡轮盘所需要的蠕变和停留时 间疲劳裂纹生长速率特征。
[0033] 虽然本发明业已对具体的实施方案（包括镍基超合金的具体组成和性能）进行描 述，并不如此限制本发明的范围。相反，本发明的范围只受以下权利要求限制。
【主权项】
1. 一种γ'镍基超合金，以重量计其包含： 16.0- 30.0% 钴； 9.5- 12.5% 铬； 4.0- 6.0% 钽； 2.0- 4.0% 铝； 2.0- 3.4% 钛； 3.0- 6.0%|!|； 1.0- 4.0% 钼； 1.5- 3.5% 银； 至多1.0%铪； 0.02-0.20% 碳； 0.01-0.05% 硼； 0.02-0.10% 锆； 余量基本上为镍和杂质； 其中所述超合金具有至少-6的W+Nb-Cr值，不含可观察到的量的σ和τι相，且在1300 7和 1OOksi下至0.2%懦变的时间至少为1000小时。2. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述铬含量为10.0-12.5重量％。3. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述铌含量为1.8-2.2重量％。4. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述钨含量为3.0-5.0重量％。5. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述铬含量为10.0-12.5重量％，所述铌含量 为1.8-2.2重量％，且所述钨含量为3.0-5.0重量％。6. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述钛含量为2.5-2.9重量％。7. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述钼含量为2.5-3.0重量％。8. 根据权利要求1的γ'镍基超合金，其中所述γ'镍基超合金以重量计由以下组成： 16.0- 30.0% 钴； 9.5- 12.5% 铬； 4.0- 6.0% 钽； 2.0- 4.0% 铝； 2.0- 3.4% 钛； 3.0- 6.0%|!|； 1.0- 4.0% 钼； 1.5- 3.5% 银； 至多1.0%铪； 0.02-0.20% 碳； 0.01-0.05% 硼； 0.02-0.10% 锆； 余量基本上为镍和杂质。9. 根据权利要求8的γ'镍基超合金，其中所述铬含量为10.0-12.5重量％。10. 根据权利要求8的γ'镍基超合金，其中所述铌含量为1.8-2.2重量％。11. 根据权利要求8的γ'镍基超合金，其中所述钨含量为3.0-5.0重量％。12. 根据权利要求8的γ'镍基超合金，其中所述铬含量为10.0-12.5重量％，所述铌含量 为1.8-2.2重量％，且所述钨含量为3.0-5.0重量％。13. 根据权利要求8的γ'镍基超合金，其中所述钛含量为2.5-2.9重量%且所述钼含量 为2.5-3.0重量％。14. 由权利要求8的γ'镍基超合金形成的部件。15. 根据权利要求14的部件，其中所述部件为选自燃气涡轮发动机的涡轮盘和压缩机 盘以及整体叶盘的粉末冶金部件。16. γ'镍基超合金，以重量计其由以下组成： 17.0- 20.5% 钴； 10.0- 12.5% 铬； 4.5- 5.5% 钽； 3.0- 3.4% 铝； 2.5- 2.9% 钛； 3.0- 5.0%|!|； 2.5- 3.0% 钼； 1.8-2.2% 银； 至多0.6%铪； 0.048-0.068% 碳； 0.015-0.04% 硼； 0.04-0.06% 错； 余量基本上为镍和杂质； 其中所述超合金具有至少-6的W+Nb-Cr值，不含可观察到的量的σ和τι相，且在1300 7和 1OOksi下发生0.2%懦变的时间至少为1000小时。17. 根据权利要求16的γ'镍基超合金，其中所述铬含量为最大12.0重量％。18. 根据权利要求16的γ'镍基超合金，其中所述铬含量为10.02-12.08重量％，所述铌 含量为1.97-2.99重量％，且所述钨含量为3.1-4.6重量％。19. 由权利要求16的γ'镍基超合金形成的部件。20. 根据权利要求19的部件，其中所述部件为选自燃气涡轮发动机的涡轮盘和压缩机 盘以及整体叶盘的粉末冶金部件。
【专利摘要】本发明涉及γ′镍基超合金和由其形成的部件，其呈现改进的高温保压能力，包括蠕变和停留时间疲劳裂纹生长行为。部件的具体例子为燃气涡轮发动机的粉末冶金涡轮盘。所述γˊ镍基超合金以重量计包含：16.0-30.0%钴；9.5-12.5%铬；4.0-6.0%钽；2.0-4.0%铝；2.0-3.4%钛；3.0-6.0%钨；1.0-4.0%钼；1.5-3.5%铌；至多1.0%铪；0.02-0.20%碳；0.01-0.05%硼；0.02-0.10%锆；余量基本上为镍和杂质。所述超合金具有至少-6的W+Nb-Cr值，不含可观察到的量的σ和η相，且在1300℉和100ksi下至0.2%蠕变的时间至少为1000小时。
【IPC分类】C22C19/05, C22F1/10
【公开号】CN105492639
【申请号】CN201480041751
【发明人】D.P.穆雷尔, R.迪多米齐奥, T.汉伦, D.Y.魏, A.E.维斯曼, K.R.拜恩, A.M.鲍威尔
【申请人】通用电气公司
【公开日】2016年4月13日
【申请日】2014年2月20日
【公告号】CA2918337A1, EP3024957A1, WO2015012888A1
最新回复(0)