專利名稱：具有改善的劣化行為的鎳基高溫合金的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及材料技術(shù)領(lǐng)域。所涉及的是一種鎳基高溫合金 (Nickel-Basis-Superlegierung)，尤其用來生產(chǎn)單晶部件(SX合金)或者具有定向凝固結(jié) 構(gòu)(gerichtet erstarrtem Gefuge)的部件(DS合金)，例如燃?xì)廨啓C(jī)的葉片，該鎳基高溫 合金的特征在于改善的劣化行為(Degradationsverhalt)。
背景技術(shù)：
鎳基高溫合金是已知的。這些合金制成的單晶部件在高溫下具有非常好的材料強(qiáng) 度。由此可以力圖提高燃?xì)廨啓C(jī)(Gasturbine)的進(jìn)氣溫度，從而提高燃?xì)廨啓C(jī)的效率。用于單晶部件的鎳基高溫合金(例如由US 4, 643, 782, EP O 208 645和US 5，270，123已知)為此含有混合晶體硬化合金元素，例如Re、W、Mo、Co、Cr，以及形成 Y ‘-相的元素，例如Al、Ta和Ti?；w(奧氏體Y-相)中高熔點(diǎn)合金元素(W、Mo、Re) 的含量隨合金的負(fù)荷溫度增大而連續(xù)增大。這樣，例如用于單晶的常規(guī)鎳基高溫合金含有 6-8% W、至多6%的Re和至多2%的Mo (均以重量％給出)。上述出版物所公開的合金均 具有高的蠕變強(qiáng)度、良好的LCF(低周疲勞)和HCF(高周疲勞)特性以及高的抗氧化性。這些已知的合金都是專為飛機(jī)渦輪而開發(fā)的，因此針對短期和中期使用優(yōu)化，即 將負(fù)荷持續(xù)時間長度設(shè)計為至多20000小時。而工業(yè)燃?xì)廨啓C(jī)部件則與此不同，必須將其 負(fù)荷持續(xù)時間設(shè)計為至多75000小時。例如，在燃?xì)廨啓C(jī)中的試驗性使用中，得自US 4，643，782的合金CMSX-4在高于 1000°c的溫度下經(jīng)過300小時負(fù)荷持續(xù)時間之后顯示出強(qiáng)烈的Y ‘“相粗化，這不利地導(dǎo) 致合金的蠕變速度增大。還需要改善已知合金在極高溫度下的耐氧化性。例如按照文件US4，719，080所 述，加入Pt、Pd、Ru和Os有利于提高該文件所述單晶高溫合金的抗氧化性和耐腐蝕性，且這 些元素的總份額應(yīng)為0 10重量％。已知鎳基高溫合金例如由US 5，435，861已知的合金的另一個問題在于，大型部 件(例如長度大于80mm的燃?xì)廨啓C(jī)葉片)的可鑄造性不盡人意。很難用鎳基高溫合金鑄造 完美無缺的相對大型定向凝固單晶部件，因為這些部件多數(shù)具有缺陷，例如小角晶界、“雀 斑(Freckles)”(具有高共晶體含量的整直(gleichgerichtet)晶粒鏈引起的缺陷)、等軸 散射晶界(Streugrenz)、微孔率等等。這些缺陷會使得部件在高溫下弱化，從而無法達(dá)到所 需的渦輪機(jī)使用壽命或者工作溫度。但由于鑄造無缺陷單晶部件極其昂貴，工業(yè)界傾向于 容忍一定數(shù)量的缺陷，只要不會影響使用壽命或工作溫度即可。最為常見的缺陷之一是那些尤其損害單晶部件高溫特性的晶界。小角晶界在小型 部件中相對少出現(xiàn)，但是對于大型SX或DS構(gòu)件的可鑄造性、機(jī)械特性以及高溫下的氧化行 為而言很重要。晶界是晶格的高度局部無序區(qū)域，這是因為在這些區(qū)域中相鄰晶粒相互碰撞 (zusammenstossen)，從而在晶格之間存在一定的錯誤取向(Desorientierung)。取向錯誤程度越大，則無序度越大，也就是晶界中用來使兩個晶粒相互配合的位錯數(shù)越大。這種無序 度與材料在高溫下的行為有直接關(guān)系。如果溫度高于等內(nèi)聚溫度(=0. 5x熔點(diǎn)(K))，則會 使材料弱化。由GB 2 234 521 A已知這種效應(yīng)。在傳統(tǒng)型鎳基單晶合金和例如在871°C試驗溫 度下，如果晶粒的錯誤取向度大于6°，其斷裂強(qiáng)度就會急劇下降。即使在定向凝固結(jié)構(gòu)的 單晶部件情況下，也發(fā)現(xiàn)了這種現(xiàn)象，因此一般存在這樣的觀點(diǎn)，不允許錯誤取向大于6°。由上述GB 2 234 521 A還已知的是，在定向凝固時增加鎳基高溫合金的硼或碳含 量，產(chǎn)生具有等軸或者棱柱狀晶粒構(gòu)造的結(jié)構(gòu)。碳和硼增強(qiáng)晶界，這是因為碳和硼引起在晶 界上析出碳化物和硼化物，它們在高溫下是穩(wěn)定的。此外存在于晶界之中或者沿著晶界存 在的這些元素還會減少擴(kuò)散過程，擴(kuò)散過程是晶界削弱的主要原因。因此可以將取向錯誤 度提高到10° 12°，并盡管如此仍然可以在高溫下實(shí)現(xiàn)良好的材料特性。但是，特別是 在由鎳基高溫合金制成的大型單晶部件情況下，這些小角晶界對于特性有不利影響。由EP 1 359 231 Bl已知用于制備單晶部件的鎳基高溫合金，與上述合金相比該 合金具有改善的可鑄造性，和提高的抗氧化性，特征在于以下化學(xué)組成(以重量％給出)7. 7-8. 3Cr5. 0-5. 25Co2. 0-2. IMo7. 8-8. 3ff5. 8-6. ITa4. 9-5. IAl1. 3-1. 4Ti0. 11-0. 15Si0. 11-0. 15Hf200-750ppm C50-400ppm B余量的鎳和生產(chǎn)引起的雜質(zhì)。在澆鑄過程之后對這類高溫合金進(jìn)行熱處理，在第一固溶退火步驟使得鑄造期間 在結(jié)構(gòu)中不均勻析出的Y ’ _相完全或部分溶解。在第二熱處理步驟中使得該相重新受控 析出。為了實(shí)現(xiàn)最佳特性，如此進(jìn)行這種析出熱處理，使得在Y-相(=基體)中產(chǎn)生細(xì)小 均勻分布的Y'-相粒子。已發(fā)現(xiàn)如果在長時間高溫負(fù)荷下受到機(jī)械負(fù)荷作用(蠕變應(yīng)力)，或者在材料承 受高溫負(fù)荷而出現(xiàn)塑性變形之后，會在這類合金的結(jié)構(gòu)中引起Y ‘ _粒子定向粗化，也就 是所謂形成筏(rafting)。在高Y ‘-含量情況(即Y ‘ _體積份額至少為50% )，這就 會導(dǎo)致微觀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變，也就是Y ‘變?yōu)檫B續(xù)相，其中已嵌入了之前的Y-基體。熱處理(高 溫退火)之后出現(xiàn)的高溫合金塑性變形也會形成這種結(jié)構(gòu)變化。由于金屬間Y ‘-相傾向于環(huán)境脆化(environmental embrittlement)，隨后這 就會在某些負(fù)荷條件下導(dǎo)致機(jī)械特性(主要是屈服強(qiáng)度)在室溫下(25°C )與沒有承受這 類蠕變應(yīng)力的試樣相比大大下降。這種屈服強(qiáng)度變差稱作性能“退化(Degradierimg)”(參 見Pessah—Simonetti，P. Caron禾口T. Khan :Effeet of long-term prior aging on tensilebehaviour of high—performance single crystal superalloy,Journal de Physique IV, Colloque C7，第 3 卷，1993 年 11 月)。但如果并非在室溫下、而是在例如950°C的高試驗溫度下進(jìn)行拉伸試驗，那么在受 到不同負(fù)荷的材料之間則不存在或者幾乎不存所述的屈服強(qiáng)度和可鍛性差異。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于避免上述缺點(diǎn)。本發(fā)明基于如下任務(wù)開發(fā)上述類型的鎳基高 溫合金，其特征在于改善的劣化行為，例如在高溫下經(jīng)受長時間機(jī)械負(fù)荷之后，在室溫下存 在盡可能高的(剩余)強(qiáng)度％硬度。根據(jù)本發(fā)明，上述任務(wù)通過如下方式解決根據(jù)本發(fā)明的具有改善的劣化行為的 鎳基高溫合金，其特征在于以下化學(xué)組成(以重量％給出)7. 7-8. 3Cr5. 0-5. 25Co2. 0-2. IMo7. 8-8. 3ff5. 8-6. ITa4. 9-5. IAl1. 3-1. 4Ti0. 1-0. 6Pt0. 1-0. 5Nb0. 11-0. 15Si0. 11-0. 15Hf200-750ppm C50-400ppm B余量的鎳和生產(chǎn)引起的雜質(zhì)。本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)在于，該合金具有由EP 1 359 231 Bl已知合金的非常好的特性 (好的可鑄造性，高溫下有好的抗氧化性，好的持久強(qiáng)度)，而且在經(jīng)過預(yù)先高溫蠕變應(yīng)力 之后屈服強(qiáng)度在室溫下不會下降，也就是具有良好的劣化行為。如果合金具有以下組成(以重量％給出)，則特別有益7.7-8.3Cr
5.0-5.25Co
2.0-2.IMo
7.8-8.3ff
5.8-6.ITa
4.9-5.IAl
1.3-1.4Ti
0.1-0.5Pt
0.1-0.2Nb
0.11-0. 15Si
0. 11-0. 15Hf200-300ppm C50-100ppm B余量的鎳和生產(chǎn)引起的雜質(zhì)。特別優(yōu)選的合金具有以下化學(xué)組成(以重量％給出)8Cr5Co2Mo8ff6Ta5A11. 4Ti0. 5Pt0. 2Nb0. ISi0. IHf200ppm C80ppm B余量的鎳和生產(chǎn)引起的雜質(zhì)。這種合金特別適用于生產(chǎn)大型單晶部件，例如用于 燃?xì)廨啓C(jī)的葉片。


附圖中示出本發(fā)明的工作實(shí)施例。其中附圖1各自示出對比合金的顯微照片，a)初始狀態(tài)下，以及b)經(jīng)過冷軋并且隨后在1050°C溫度下進(jìn)行204小時高溫處理之后；附圖2各自示出本發(fā)明的合金的顯微照片，a)初始狀態(tài)下，以及b)經(jīng)過冷軋并且隨后在1050°C溫度下進(jìn)行204小時高溫處理之后；附圖3對比合金VL和本發(fā)明的合金L的硬度與各組織狀態(tài)((iefUgezustand)之 間的關(guān)系。
具體實(shí)施例方式以下將根據(jù)附圖1 3的工作實(shí)施例，對本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)闡述。對具有表1中給 出的化學(xué)組成的鎳基高溫合金進(jìn)行研究(以重量％給出)
權(quán)利要求
1.具有改善的劣化行為的鎳基高溫合金，特征在于以下化學(xué)組成(以重量％給出): 7. 7-8. 3Cr/5. 0-5. 25Co/2.0-2. IMo 7. 8-8. 3ff 5. 8-6. ITa/4.9-5. IAl/1.3-1. 4Ti 0. 1-0. 6Pt 0. 1-0. 5Nb 0. 11-0. 15Si/0.11-0. 15Hf 200-750ppm C 50-400ppm B余量的鎳和生產(chǎn)引起的雜質(zhì)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鎳基高溫合金，尤其用于生產(chǎn)單晶部件，特征在于以下化學(xué) 組成(以重量％給出)/7. 7-8. 3Cr/5.0-5. 25Co/2.0-2. IMo 7. 8-8. 3ff 5. 8-6. ITa 4. 9-5. IAl/1.3-1. 4Ti 0. 1-0. 5Pt 0. 1-0. 2Nb 0. 11-0. 15Si/0.11-0. 15Hf 200-300ppm C 50-100ppm B余量的鎳和生產(chǎn)引起的雜質(zhì)。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的鎳基高溫合金，特征在于以下化學(xué)組成(以重量％給出) 8Cr/5Co 2Mo 8ff 6Ta 5A1 1.4Ti/0. 5Pt /0. 2Nb /0. 1Si /0. 1Hf /200ppm C /8/0ppm B余量的鎳和生產(chǎn)引起的雜質(zhì)。
全文摘要
本發(fā)明涉及具有改善的劣化行為的鎳基高溫合金，具體地，涉及一種鎳基高溫合金。本發(fā)明所述合金的特征在于以下化學(xué)組成(以重量％給出)7.7-8.3Cr、5.0-5.25Co、2.0-2.1Mo、7.8-8.3W、5.8-6.1Ta、4.9-5.1Al、1.3-1.4Ti、0.1-0.6Pt、0.1-0.5Nb、0.11-0.15Si、0.11-0.15Hf、200-750、優(yōu)選200-300ppm C、50-400、優(yōu)選50-100ppm B，余量的鎳和生產(chǎn)引起的雜質(zhì)。其特征在于改善的劣化行為。
文檔編號C22C19/05GK102146538SQ20111005288
公開日2011年8月10日 申請日期2011年2月1日 優(yōu)先權(quán)日2010年2月5日
發(fā)明者A·金茨勒, C·P·格德斯, M·納茲米 申請人:阿爾斯托姆科技有限公司