專利名稱：鎳基超合金及由其制成的構(gòu)件的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明一般地涉及鎳基合金成分，且更特別地，涉及適合于要求多晶顯微構(gòu)造和 高溫停留能力(dwell capability)的構(gòu)件(例如燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪圓盤)的鎳基超
I=I 巫 ο
背景技術(shù)：
燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪部處在燃燒器部的下游，并且包含轉(zhuǎn)子軸和一個(gè)或多個(gè)渦 輪級(jí)，各個(gè)渦輪級(jí)均具有由軸安裝或者以另外方式由軸支撐的渦輪圓盤(轉(zhuǎn)子)，以及安裝 在圓盤的外圍并且從圓盤的外圍徑向延伸的渦輪葉片。在燃燒器和渦輪部?jī)?nèi)的構(gòu)件通常由 超合金材料制成，以便在處于因熱燃燒氣體而導(dǎo)致的升高的溫度中時(shí)達(dá)到可接受的機(jī)械性 能。在現(xiàn)代高壓力比燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)中的更高的壓縮機(jī)出口溫度也使得將高性能鎳超合金 使用于壓縮機(jī)圓盤、葉盤和其它構(gòu)件成為必要。用于指定構(gòu)件的適合的合金成分和顯微構(gòu) 造取決于構(gòu)件遭受的具體溫度、壓力和其它條件。比方說，例如葉片和導(dǎo)葉的翼型件構(gòu)件通 常由等軸、定向凝固(DS)或單晶體(SX)超合金制成，然而渦輪圓盤典型地由必須經(jīng)受仔細(xì) 受控的鍛造、熱處理和例如噴丸處理的表面處理的超合金制成，以產(chǎn)生具有受控晶粒結(jié)構(gòu) 的多晶顯微構(gòu)造和期望的機(jī)械性能。渦輪圓盤常由Y ‘沉淀強(qiáng)化鎳基超合金(在下文中簡(jiǎn)稱Y ‘鎳基超合金)制成， Y ‘鎳基超合金包含鉻、鎢、鉬、錸和/或鈷，這些元素作為與鎳結(jié)合以形成伽瑪(Y)基體 的主要元素，并且Y ‘鎳基超合金還包含鋁、鈦、鉭、鈮和/或釩，它們作為與鎳結(jié)合以形成 期望的Y ‘沉淀強(qiáng)化相(主要是Ni3(Al，Ti))的主要元素。特別著名的Y ‘鎳基超合金包 括 Ren688DT (R88DT ；美國(guó)專利 No. 4,957，567)和 Ren6104(R104 ；美國(guó)專利 No. 6，521，175)， 以及以Inconel 、Nimonic 和Udimet 商標(biāo)可在商業(yè)上獲得的某些鎳基超合金。 R88DT具有以下成分(按重量)大約15.0% -17.0%的鉻、大約12.0% -14.0%的鈷、大 約3. 5% -4. 5%的鉬、大約3. 5% -4. 5%的鎢、大約1. 5% -2. 5%的鋁、大約3. 2% -4. 2% 的鈦、大約0.5% -1.0%的鈮、大約0.010% -0. 060 %的碳、大約0.010% -0. 060 %的 鋯、大約0.010% -0. 040%的硼、大約0.0% -0.3%的鉿、大約0.0% -0.01%的釩、大約
0.0%-0.01%的釔、余下的鎳和附帶的雜質(zhì)。R104具有以下的名義成分(按重量)大約 16. 0% -22. 4%的鈷、大約 6. 6% -14. 3%的鉻、大約 2. 6% -4. 8%的鋁、大約 2. 4% -4. 6% 的鈦、大約1.4% -3. 5%的鉭、大約0.9% -3.0%的鈮、大約1.9% -4.0%的鎢、大約
1.9% -3. 9% 的鉬、大約 0. 0% -2. 5% 的錸、大約 0. 02% -0. 10% 的碳、大約 0. 02% -0. 10% 的硼、大約0. 03% -0. 10%的鋯、余下的鎳和附帶的雜質(zhì)。圓盤和其它關(guān)鍵的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)構(gòu)件常由坯件鍛造而成，而坯件通過粉末冶 金法(P/M)、傳統(tǒng)鑄造和鍛造加工、以及噴射鑄造(spraycast)或者成核鑄造(nucleated casting)形成技術(shù)生產(chǎn)。由粉末冶金法形成的Y ’鎳基超合金尤其能夠提供蠕變、抗拉 和疲勞裂紋擴(kuò)展特性的良好平衡，以滿足渦輪圓盤及某些其它燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)構(gòu)件的性能 要求。在典型的粉末冶金加工中，所需的超合金的粉末經(jīng)歷固結(jié)，例如通過熱等靜壓(HIP)和/或擠壓固結(jié)。產(chǎn)生的坯件然后以稍微低于合金的Y'固溶溫度的溫度等溫鍛造，以 接近超塑性形成條件，超塑性形成條件允許通過高幾何應(yīng)變的積聚的模槽填充，而沒有顯 著的冶金學(xué)應(yīng)變的積聚。這些加工步驟設(shè)計(jì)成保持最初在坯件內(nèi)的精細(xì)晶粒尺寸(例如 ASTMlO到13或者更精細(xì))，獲得高的可塑性以填充近終形的鍛模，避免在鍛造期間的斷裂 并且維持相對(duì)低的鍛件和模應(yīng)力。為了改善在升高溫度下的疲勞裂紋擴(kuò)展抵抗性和機(jī)械性 能，然后在這些合金的Y'固溶溫度之上對(duì)這些合金進(jìn)行熱處理(通常稱為超固溶熱處理 (supersolvus heat treatment))，以引起晶粒顯著、均勻的粗化。盡管例如R88DT和R104的合金已經(jīng)提供了超合金的高溫能力方面的顯著提升，但 更進(jìn)一步的改善還是被不斷地探求。例如，因?yàn)榕c更先進(jìn)的軍事和商業(yè)發(fā)動(dòng)機(jī)應(yīng)用相關(guān)的 高溫和應(yīng)力，高溫停留能力已經(jīng)突出為重要的因素。由于開發(fā)了更高溫度且更先進(jìn)的發(fā)動(dòng) 機(jī)，當(dāng)前合金的蠕變和裂紋擴(kuò)展特性傾向于達(dá)不到所要求的能力以滿足任務(wù)/壽命目標(biāo)以 及先進(jìn)的圓盤應(yīng)用的要求。已經(jīng)變得清楚的是，滿足該挑戰(zhàn)的具體方面是研究出這樣的成 分，其在1200F。(大約650°C)以及更高溫度下展示出在蠕變和保持時(shí)間(停留)疲勞裂 紋擴(kuò)展速率特性方面期望且平衡的改善，同時(shí)還具有良好的可生產(chǎn)性和熱穩(wěn)定性。然而，以 下的事實(shí)使得該挑戰(zhàn)變得復(fù)雜，即難以同時(shí)改善蠕變和裂紋擴(kuò)展特性，并且某些合金成分 的存在與否和存在于超合金中的合金成分的水平的相對(duì)小的變化均可顯著地影響蠕變和 裂紋擴(kuò)展特性。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明提供Y'鎳基超合金和由其形成的構(gòu)件，這些構(gòu)件展示出改善的包括蠕變 和保持時(shí)間疲勞裂紋擴(kuò)展特性的高溫停留能力。根據(jù)本發(fā)明的第一方面，Y ‘鎳基超合金包含以下成分(按重量)18.0%到 30. 0%的鈷、11. 4%到16. 0%的鉻、最多6. 0%的鉭、2. 5%到3. 5%的鋁、2. 5%到4. 0%的 鈦、5. 5%到7. 5%的鉬、最多2. 0%的鈮、最多2. 0%的鉿、0. 04%到0. 20%的碳、0. 01%到 0. 05%的硼、0. 03%到0. 09%的鋯，余下基本上是鎳和雜質(zhì)，其中鈦對(duì)鋁的重量比是0. 71 至1. 60。在本發(fā)明的某些優(yōu)選實(shí)施例中，Y ‘鎳基超合金基本上沒有鎢，即，包含0. 1重量 百分比或更少。本發(fā)明的另一方面是可由上述合金形成的構(gòu)件，構(gòu)件的具體示例包括渦輪圓盤和 壓縮機(jī)圓盤以及燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的葉盤(blisk)。本發(fā)明的一個(gè)顯著優(yōu)點(diǎn)是如上所述的鎳基超合金為高溫停留特性方面的平衡的 改善提供了可能，該平衡的改善包括在1200° F(大約650°C)以及更高的溫度下的蠕變和 保持時(shí)間疲勞裂紋擴(kuò)展速率(HTFCGR)的改善，同時(shí)上述鎳基超合金還具有良好的可生產(chǎn) 性和良好的熱穩(wěn)定性。在其它特性方面的改善也認(rèn)為是可能的，尤其是如果使用粉末冶金 法、熱加工和熱處理技術(shù)進(jìn)行適當(dāng)?shù)募庸?。根?jù)以下具體實(shí)施方式
，本發(fā)明的其它方面和優(yōu)點(diǎn)將變得更好理解。


圖1是在燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)中使用的一種類型的渦輪圓盤的透視圖。圖2是列出了由本發(fā)明確定為用作渦輪圓盤合金的可能成分的第一系列的鎳基
4超合金成分的表格。圖3是對(duì)圖2的鎳基超合金成分編制了各種預(yù)測(cè)特性的表格。圖4是根據(jù)圖3的數(shù)據(jù)繪制了蠕變和保持時(shí)間疲勞裂紋擴(kuò)展速率的圖。圖5是列出了由本發(fā)明確定為用作渦輪圓盤合金的可能成分的第二系列的鎳基 超合金成分的表格。圖6是對(duì)圖5的鎳基超合金成分編制了各種預(yù)測(cè)特性的表格。圖7是根據(jù)圖6的數(shù)據(jù)繪制了蠕變和保持時(shí)間疲勞裂紋擴(kuò)展速率的圖。圖8是列出了由本發(fā)明確定為用作渦輪圓盤合金的可能成分的第三系列的鎳基 超合金成分的表格。圖9是對(duì)圖8的鎳基超合金成分編制了各種預(yù)測(cè)特性的表格。圖10是對(duì)圖8的鎳基超合金成分繪制了斷裂數(shù)據(jù)相對(duì)HTFCGR數(shù)據(jù)的圖。部件目錄10 圓盤
具體實(shí)施例方式本發(fā)明指向Y ‘鎳基超合金，特別是那些適合于通過熱加工(例如鍛造)操作制 造以具有多晶顯微構(gòu)造的構(gòu)件的、‘鎳基超合金。圖1中描繪的具體示例是用于燃?xì)鉁u輪 發(fā)動(dòng)機(jī)的高壓渦輪圓盤10。將參考用于燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的高壓渦輪圓盤的加工而討論本發(fā) 明，盡管本領(lǐng)域技術(shù)人員將理解本發(fā)明的教導(dǎo)和好處還可應(yīng)用于壓縮機(jī)圓盤和燃?xì)鉁u輪發(fā) 動(dòng)機(jī)的葉盤以及許多其它構(gòu)件，這些構(gòu)件在高溫下遭受應(yīng)力并且因而要求高溫停留能力。圖1中所示類型的圓盤典型地通過對(duì)細(xì)晶粒的坯件進(jìn)行等溫鍛造而制造，該細(xì)晶 粒的坯件由粉末冶金法(PM)、鑄造和鍛造加工、或者噴射鑄造或者成核鑄造類技術(shù)形成。在 一個(gè)利用粉末冶金方法的優(yōu)選的實(shí)施例中，坯件可通過固結(jié)超合金粉末形成，例如通過熱 等靜壓(HIP)或者擠壓固結(jié)。典型地以處在或接近合金的再結(jié)晶溫度但低于合金的Y ‘固 溶溫度的溫度并且在超塑性形成條件下鍛造該坯件。在鍛造后，進(jìn)行超固溶(supersolvus) (溶解)熱處理，在此期間發(fā)生晶粒長(zhǎng)大。超固溶熱處理以高于超合金的Y ‘固溶溫度(但 低于初始熔化溫度)的溫度進(jìn)行，以使加工過的晶粒結(jié)構(gòu)再結(jié)晶并且分解(溶解)在超合 金中的Y ‘沉淀。在超固溶熱處理之后，以合適的速率冷卻構(gòu)件以在Y基體內(nèi)或在晶界處 再沉淀Y'，從而達(dá)到期望的特別的機(jī)械性能。構(gòu)件還可經(jīng)歷使用已知技術(shù)的老化。通過使用專用的分析預(yù)測(cè)方法研究出本發(fā)明的超合金成分，該方法旨在確定相比 現(xiàn)有鎳基超合金能夠展現(xiàn)出更好的高溫停留能力的合金成分和水平。更具體地，分析和預(yù) 測(cè)利用了專用的研究，該研究涉及對(duì)于按上述方式制造的渦輪圓盤的抗拉、蠕變、保持時(shí)間 (停留)裂紋擴(kuò)展速率、密度和其它重要的或期望的機(jī)械性能的基本傳遞函數(shù)的確定。通過 同時(shí)求解這些傳遞函數(shù)，執(zhí)行成分的評(píng)估以確定顯得具有滿足先進(jìn)的渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)要求所期 望的機(jī)械性能特性的那些成分，所期望的機(jī)械性能特性包括蠕變和保持時(shí)間疲勞裂紋擴(kuò)展 速率(HTFCGR)。分析研究還利用可在商業(yè)上獲得的軟件包以及專用的數(shù)據(jù)庫(kù)以預(yù)測(cè)基于成 分的相體積分?jǐn)?shù)，容許了接近或在一些情況下稍微超出不期望的平衡相穩(wěn)定性邊界的成分 的進(jìn)一步確定。最終，確定溶解溫度和Y'及碳化物的優(yōu)選的量以確定具有機(jī)械性能、相成 分和Y'體積分?jǐn)?shù)的期望結(jié)合的成分，同時(shí)避免了不期望的相，如果平衡相因?yàn)槭褂弥械沫h(huán)境特性而充分地形成，該不希望的相可降低使用中的能力。在該研究中，可以基于從歷史 上的圓盤合金開發(fā)工作中獲得的挑選后的數(shù)據(jù)創(chuàng)立回歸方程式或傳遞函數(shù)。該研究還依賴 于上述鎳基超合金R88DT和R104的定性和定量的數(shù)據(jù)。為確定可能的合金成分而使用的具體標(biāo)準(zhǔn)包括要求Y ‘ ((Ni, Co)3(Al, Ti，Nb， Ta))的體積百分?jǐn)?shù)大于R88DT中γ' ((Ni，Co) 3 (Al，Ti，Nb，Ta))的體積百分?jǐn)?shù)，其目的 在于在延長(zhǎng)的時(shí)期內(nèi)提高在1400° F(大約760°C)以及更高溫度下的強(qiáng)度。為了在熱處 理和淬火期間使制造容易，不高于2200° F(大約1200°C)的Y'固溶溫度也被確定為是 所期望的。另外，某些成分參數(shù)被確定為對(duì)于成分的出發(fā)點(diǎn)，包括為了高溫強(qiáng)度而包含鉿、 為了抗腐蝕的10%重量或更多的鉻水平、大于名義R88DT水平以維持γ ‘ (Ni3(Al, Ti,Nb, Ta))穩(wěn)定性的鋁水平、以及大于18%重量以幫助最小化堆積斷層能(fault energy)(為良 好的循環(huán)特性而期望)并且控制Y ‘固溶溫度的鈷水平。回歸方程式和現(xiàn)有的經(jīng)驗(yàn)還顯示 為改善高溫特性，難熔元素的相對(duì)高的水平是期望的，并且利用鈦、鎢、鈮和鉬水平的選擇 性平衡以最優(yōu)化蠕變和保持時(shí)間疲勞裂紋擴(kuò)展特性。最終，利用涉及特定的機(jī)械性能的回 歸因素以嚴(yán)密地確定可能能夠展示出優(yōu)良的高溫保持時(shí)間(停留)特性的可能合金成分， 如果不對(duì)非常大量的合金進(jìn)行廣泛的實(shí)驗(yàn)，將不能以其它方式確定這些合金成分。此類性 能包括極限抗拉強(qiáng)度(UTS)(在1200° F(大約6500C )下)、屈服強(qiáng)度(YS)、延伸率(EL)、 斷面收縮率(RA)、蠕變(在1200° F和115ksi (大約650°C和大約790MPa)下到0.2%蠕變 的時(shí)間)、保持時(shí)間(停留)疲勞裂紋擴(kuò)展速率(FTFCGR;da/dt)(在1300° F(大約700°C) 下)以及25ksi V in (大約27. 5MPa V m)的最大應(yīng)力強(qiáng)度、疲勞裂紋擴(kuò)展速率(FCGR)、γ ‘ 體積百分?jǐn)?shù)(Λ' % )和Y ‘固溶溫度(固溶溫度)，它們均在回歸基礎(chǔ)上被評(píng)估。用于 此處介紹的這些性能的單位是用于UTS和YS的ksi、用于EL、RA和γ'體積百分?jǐn)?shù)的百分 數(shù)、用于蠕變的小時(shí)數(shù)、用于裂紋擴(kuò)展速率(HTFCGR和FCGR)的in/sec以及用于、‘固溶 溫度的° F。還進(jìn)行熱力學(xué)的計(jì)算以評(píng)定例如相體積分?jǐn)?shù)、Y ‘的穩(wěn)定性和溶隙(solvii)、 碳化物、硼化物和拓?fù)涿芘?TCP)相的合金特性。利用專家意見和指導(dǎo)迭代地執(zhí)行如上所述的方法，以限定用于制造和評(píng)估的優(yōu)選 的成分。根據(jù)該方法，確定了第一系列的合金成分(按重量百分?jǐn)?shù))，如在圖2的表格中所 列。在該表格中還包括了 R88DT，以供參考。在圖3的表格中包含了對(duì)于圖2的合金的基于 回歸的性能預(yù)測(cè)，而圖4包含了根據(jù)圖3的保持時(shí)間疲勞裂紋擴(kuò)展速率(HTFCGR)和蠕變數(shù) 據(jù)的圖表。根據(jù)圖4的可視描繪，可見到分析地預(yù)測(cè)合金ME42、ME43、ME44、ME46、ME48、 ME49以及ME492展示出蠕變和保持時(shí)間裂紋擴(kuò)展速率特性的最佳組合，蠕變超過7000小時(shí) 而HTFCGR為大約lXl(T7in/s (大約lXl(T6mm/s)或更小，并且因而對(duì)R88DT、R104和在圖 4中繪出的其它的當(dāng)前合金提供基于回歸預(yù)測(cè)的顯著改善。預(yù)測(cè)具有超越ReneSSDT的改善 的停留疲勞和蠕變的那些合金通過熱力學(xué)計(jì)算被進(jìn)一步評(píng)估以評(píng)定合金特性，例如相體積 分?jǐn)?shù)、穩(wěn)定性和溶隙。根據(jù)該分析，預(yù)測(cè)合金ME43、ME44、ME48以及ME492可能傾向于有害 的拓?fù)涿芘?TCP)相的潛在不期望的水平，拓?fù)涿芘?TCP)相為例如δ相(通常為(Fe， Mo)χ(Ni，Co)y，此處 χ 和 y 等于 1 到 7)和 / 或 η 相(Ni3Ti)。盡管TCP相的熱力學(xué)計(jì)算被認(rèn)為具有一些不確定性，避免TCP相形成的不希望 的水平的期望為確定第二系列的合金成分提供了基礎(chǔ)，第二系列的合金成分被標(biāo)示為合 金HL-06到HL-15，它們的成分(按重量百分?jǐn)?shù))被概括在圖5的表格中。該第二系列包括設(shè)計(jì)的基于實(shí)驗(yàn)的系列合金(HL-06，-07，-08，-09和-10)和更基于探索的系列合金 (HL-11，-12，-13，-14和-15)。設(shè)計(jì)的基于實(shí)驗(yàn)的系列主要地是基于提供相對(duì)高的鉭水平 而同時(shí)平衡Ti/Al和Mo/W+Mo比率的目標(biāo)。該五種探索性合金中的四種被配制以研究高鉭 水平的影響，而第五種(HL-15)被配制成具有較低的鉭水平但具有高得多的鉬水平，以研 究用抵銷鎢的影響。對(duì)于第二系列合金的基于回歸的性能預(yù)測(cè)被概括在圖6的表格中，而圖7包含了 根據(jù)圖6的HTFCGR和蠕變數(shù)據(jù)的圖表。根據(jù)圖7的可視性描繪，可見到分析地預(yù)測(cè)了合 金HL-07、HL-08和HL-09展示出蠕變和保持時(shí)間裂紋擴(kuò)展速率特性的最佳結(jié)合，蠕變超過 7000小時(shí)而HTFCGR為大約3 X l(T7in/s (大約7. 6 X I(TWs)或更小，并且因而對(duì)R88DT、 R104和在圖7中繪出的其它當(dāng)前合金提供了基于回歸預(yù)測(cè)的顯著改善。還評(píng)定了合金例如 相體積分?jǐn)?shù)、穩(wěn)定性和溶隙的合金特性，上述特性均預(yù)測(cè)不具有TCP相形成的潛在地不希 望的水平。在以上預(yù)測(cè)的基礎(chǔ)上，用基于第二系列的十種合金的成分制備了九種合金(合金 A到I)。在圖8的表格中概括了制備的這些合金的實(shí)際化學(xué)成分(按重量百分?jǐn)?shù))。在這 些合金中，部分地基于它們不同的鉭和鉬含量而確定兩種可區(qū)別的合金類型。第一合金類 型，包含合金A到H，被概括在以下的表格II中并且部分地以相對(duì)高的鉭水平為特征。第二 合金類型，包含合金I，被概括在以下的表格III中并且以相對(duì)高的鉬含量為特征。在表格 II中還概括的是對(duì)于合金A和E的成分的合金范圍，其被認(rèn)為具有基于在HTFCGR(da/dt) 測(cè)試中的實(shí)際性能的特別有前途的性能，HTFCGR(da/dt)測(cè)試在大約1400° F下并且使用 三百秒保持時(shí)間(停留)和20ksi V in(大約22MPa V m)的最大應(yīng)力強(qiáng)度進(jìn)行。在以下 的表格I中概括了合金A至I的裂紋擴(kuò)展速率和它們相對(duì)于R104的裂紋擴(kuò)展速率。在圖 9中提供的表格概括了合金A至I相對(duì)于R104的其它性能。在1400° F(大約760°C )下 評(píng)估了極限抗拉強(qiáng)度(UTS)、屈服強(qiáng)度(0. 02% YS和0. 2% YS)、延伸率(EL)和斷面收縮率 (RA)，而在1400° F和IOOksi (大約760°C和690MPa)下評(píng)估了到0. 2%蠕變的時(shí)間(0. 2% 蠕變)和斷裂(斷裂時(shí)間)。應(yīng)該指出的是合金A、E和I的蠕變和斷裂特性顯著高于R104 的蠕變和斷裂特性，而R104本身被認(rèn)為是展示出非常好的蠕變和斷裂特性。圖10提供了 繪出圖9的斷裂數(shù)據(jù)相對(duì)表格I中的HTFCGR數(shù)據(jù)的圖。根據(jù)圖10的可視性描繪，可見到 合金A、E和I展示出保持時(shí)間裂紋擴(kuò)展速率和斷裂的最佳結(jié)合，并且指示了超越R104的顯 著改善。表格I 更高的鈦水平通常對(duì)大多數(shù)機(jī)械性能是有益的，盡管更高的鋁水平提高對(duì)在高溫 下使用而言必要的金屬穩(wěn)定性，在此基礎(chǔ)上，認(rèn)為對(duì)表格II和III的合金而言鈦對(duì)鋁的重 量比是重要的。另外，鉬對(duì)鉬加鎢的重量比也被認(rèn)為對(duì)表格II的合金而言是重要的，因?yàn)?該比值顯示了對(duì)于高溫響應(yīng)的難熔物含量并且平衡了 Y和Y ‘相的難熔物含量。同樣地， 在適用處在表格II和III中也包括了這些比值。除了在表格II和III中列出的元素之外， 認(rèn)為也可以存在微小量的其它合金成分而不導(dǎo)致不期望的性能。此類成分和它們的量(按 重量)包括最多2. 5%的錸、最多2%的釩、最多2%的鐵以及最多0. 的鎂。表格II 表格III 盡管在圖2、圖5和圖8中確定的合金成分以及在表格II和表格III中確定的合 金和合金范圍最初基于分析預(yù)測(cè)，但依賴于廣泛的分析和資源以進(jìn)行預(yù)測(cè)和確定這些合金 成分為這些合金的潛力提供有力的指示，尤其是表格II和表格III的合金成分，以達(dá)到在 蠕變和保持時(shí)間疲勞裂紋擴(kuò)展速率特性方面的顯著改善，這些改善對(duì)燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的渦 輪圓盤是期望的。雖然已經(jīng)按照具體實(shí)施例(包括鎳基超合金的具體成分和性能)描述了本發(fā)明， 但本發(fā)明的范圍不限于此。相反，本發(fā)明的范圍僅僅由所附權(quán)利要求書限定。
權(quán)利要求
一種γ′鎳基超合金，按重量包括18.0％至30.0％的鈷；11.4％至16.0％的鉻；最多6.0％的鉭；2.5％至3.5％的鋁；2.5％至4.0％的鈦；5.5％至7.5％的鉬；最多2.0％的鈮；最多2.0％的鉿；0.04％至0.20％的碳；0.01％至0.05％的硼；0.03％至0.09％的鋯；余下基本上是鎳和雜質(zhì)，其中，鈦對(duì)鋁的重量比是0.71至1.60。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的Y'鎳基超合金，其特征在于，所述鉬的含量是5.8%至 7. 1%。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的γ'鎳基超合金，其特征在于，所述鈦對(duì)鋁的重量比是 0. 88 至 1. 29。
4.根據(jù)權(quán)利要求1到3中任一項(xiàng)所述的γ'鎳基超合金，其特征在于，所述鉭的含量 為最多4.0%。
5.根據(jù)權(quán)利要求1到4中任一項(xiàng)所述的Y‘鎳基超合金，其特征在于，所述Y ‘鎳 基超合金按重量由以下成分組成18. 0%至22. 0%的鈷、11. 4%至14. 0%的鉻、最多4% 的鉭、2. 8%至3. 4%的鋁、3. 0%至3. 6%的鈦、5. 8%至7. 的鉬、最多1. 2%的鈮、最多 0. 49%的鉿、0. 04%至0. 11%的碳、0. 01%至0. 04%的硼、0. 03%至0. 09%的鋯、余下的鎳 和雜質(zhì)，其中，所述鈦對(duì)鋁的重量比是0. 88至1. 29。
6.根據(jù)權(quán)利要求1到5中任一項(xiàng)所述的γ'鎳基超合金，其特征在于，所述鉭的含量 為 3.3% 至 4.0%。
7.根據(jù)權(quán)利要求1到6中任一項(xiàng)所述的鎳基超合金，其特征在于，所述鈮的含量 為 1. 0%至 1. 2%。
8.根據(jù)權(quán)利要求1至7中任一項(xiàng)所述的Y’鎳基超合金，其特征在于，所述鉿的含量 為至少0. 3%。
9.根據(jù)權(quán)利要求1至8中任一項(xiàng)所述的γ‘鎳基超合金，其特征在于，所述Y ‘鎳基 超合金具有不高于1200°C的Y ‘固溶溫度。
10.一種構(gòu)件，其由根據(jù)權(quán)利要求1至9中任一項(xiàng)所述的γ'鎳基超合金形成，其中， 所述構(gòu)件是從由渦輪圓盤和壓縮機(jī)圓盤以及燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的葉盤組成的組中選擇的粉 末冶金構(gòu)件。
全文摘要
本發(fā)明涉及鎳基超合金及由其制成的構(gòu)件，γ′鎳基超合金及由其制成的構(gòu)件展示出改善的包括蠕變和保持時(shí)間疲勞裂紋擴(kuò)展特性的高溫停留能力。構(gòu)件的具體示例是燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的粉末冶金的渦輪圓盤。γ′鎳基超合金按重量包含18.0％至30.0％的鈷、11.4％至16.0％的鉻、最多6.0％的鉭、2.5％至3.5％的鋁、2.5％至4.0％的鈦、5.5％至7.5％的鉬，最多2.0％的鈮、最多2.0％的鉿、0.04％至0.20％的碳、0.01％至0.05％的硼、0.03％至0.09％的鋯、余下基本上是鎳和雜質(zhì)，其中，鈦對(duì)鋁的重量比是0.71至1.60。
文檔編號(hào)C22C19/05GK101899595SQ20101019663
公開日2010年12月1日 申請(qǐng)日期2010年5月28日 優(yōu)先權(quán)日2009年5月29日
發(fā)明者A·E·韋斯曼, D·P·莫雷爾, K·R·貝恩, L·克里特尼, R·迪多米奇奧, T·漢隆 申請(qǐng)人:通用電氣公司