控制和细化经超溶线热处理镍基超合金中最终粒度的方法

专利名称：控制和细化经超溶线热处理镍基超合金中最终粒度的方法
技术领域：
总体而言，本发明涉及镍基超合金和加工这类超合金的方法。更具体而言，本发明 涉及一种镍基超合金和自所述镍基超合金锻造制品以促进超溶线热处理过程中更受控的 晶粒生长以便所述制品的特征在于具有较细的均勻粒度的微结构并呈现出改进的低周疲 劳性能的方法。
背景技术：
燃气涡轮发动机的涡轮部分位于燃烧室部分的下游并含转子轴和一个或多个涡 轮级，各个涡轮级具有安装在所述轴上或以其他方式由所述轴携带的涡轮盘(转子)和安 装到所述盘的周缘并自所述盘的周缘径向延伸的涡轮叶片。燃烧室和涡轮部分内的部件常 由超合金材料形成以在热燃烧气体所致的高温下获得可接受的力学性质。现代高压力比率 燃气涡轮发动机中较高的压缩机出口温度也可能使压缩机盘、整体叶盘和其他部件有必要 使用高性能的镍超合金。给定部件适宜的合金组成及微结构取决于部件经受的特定温度、 应力和其他条件。例如，机翼部件如叶片和翼常由等轴、定向凝固(DS)或单晶(SX)的超合 金形成，而形成涡轮盘的超合金通常必须经历仔细控制的锻造、热处理和表面处理如喷丸 硬化以产生具有受控的晶粒结构和所需力学性质的多晶微结构。涡轮盘常由Y ‘析出强化镍基超合金(后文中称Y ‘镍基超合金)形成，所 述超合金含铬、钨、钼、铼和/或钴作为与镍化合形成Y基体的主要元素并含铝、钛、 钽、铌和/或钒作为与镍化合形成所需Y'析出强化相(主要是Ni3(Al，Ti))的主要 元素。特别值得一提的Y'镍基超合金包括Ren688DT(R88DT ；授予Krueger等的美国 专利4，957,567)和Ren6104 (R104 ；授予Mourer等的美国专利6，521，175)以及可以商 标Inconel 、Nimonic 和Udimet 买到的某些镍基超合金。R88DT的组成以重量计 为约 15. 0-17. 0 % 的铬、约 12. 0-14. 0 % 的钴、约 3. 5-4. 5 % 的钼、约 3. 5-4. 5 % 的钨、 约 1. 5-2. 5 % 的铝、约 3. 2-4. 2 % 的钛、约 0. 50-1. 0 % 的铌、约 0. 010-0. 060 % 的碳、约 0. 010-0. 060% 的锆、约 0. 010-0. 040% 的硼、约 0. 0-0. 3% 的铪、约 0. 0-0. 01% 的钒和约 0.0-0. 01%的钇，其余为镍和偶见杂质。R104的标称组成以重量计为约16.0-22.4% 的钴、约6. 6-14. 3 %的铬、约2. 6-4. 8 %的铝、约2. 4-4. 6 %的钛、约1. 4-3. 5 %的钽、约 0. 9-3. 0% 的铌、约 1. 9-4. 0% 的钨、约 1. 9-3. 9% 的钼、约 0. 0-2. 5% 的铼、约 0. 02-0. 10% 的碳、约0.02-0. 10%的硼、约0.03-0. 10%的锆，其余为镍和偶见杂质。另一值得一提的 Y ‘镍基超合金在欧洲专利申请EP1195446中有公开，其组成以重量计为约14-23%的 钴、约11-15%的铬、约0. 5-4%的钽、约0. 5-3%的钨、约2. 7_5%的钼、约0. 25-3%的铌、约 3-6%的钛、约2-5%的铝、至多约2. 5%的铼、至多约2%的钒、至多约2%的铁、至多约2% 的铪、至多约0. 的镁、约0. 015-0. 的碳、约0. 015-0. 045%的硼、约0. 015-0. 15%的 锆，其余为镍和偶见杂质。盘和其他高要求的燃气涡轮发动机部件常自通过粉末冶金(P/M)、常规铸造和锻 造加工及喷射铸造或成核铸造成形技术产生的坯料锻造而成。通过粉末冶金形成的Y ‘镍基超合金特别是能提供蠕变、拉伸和疲劳裂纹扩展性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。在典型的粉末冶金工艺中，所需超合金的粉经历固结，例 如通过热等静压(HIP)和/或挤压固结。所得坯料然后在略低于合金的Y ‘溶线温度的温 度下等热锻造以接近超塑成形条件，这将允许通过高几何应变的积累填充模腔而无显著的 冶金应变的积累。这些加工步骤设计以保持坯料内最初的细粒度(例如ASTM 10到13或 更细)、获得高塑性以填充近净形锻模(near-net-shape)、避免锻造过程中断裂和保持较 低的锻造和模应力。(提及的ASTM粒度全部按的是ASTM标准E 112中确立的衡量尺度)。 为改进高温下的抗疲劳裂纹扩展性和力学性质，这些合金然后在高于其Y'溶线温度的温 度下热处理(通常称为超溶线热处理)以引起晶粒明显、均勻的粗化。锻造的燃气涡轮发动机部件常含粒度为约ASTM 9或更粗、例如ASTM 2到9的晶 粒，但通常优选窄得多的范围，例如粒度在2-3个ASTM单位的有限范围内。这样的有限范 围可被认为是均勻的，本文中用到的“均勻”指特征在于基本没有非均勻的临界晶粒生长的 粒度和生长。本文中用到的临界晶粒生长(CGG)指合金中的局部化过度晶粒生长，其导致 典型的均勻粒度分布之外的晶粒的形成，所述晶粒的粒度充分超过合金中的平均粒度(例 如在ASTM 6-10的域中粗到ASTM 00的区域)而不利地影响自所述合金形成的制品的低 周疲劳(LCF)性能，如CGG区域中的早期优先断裂成核所证实。临界晶粒生长也可能对其 他力学性质如拉伸强度有不利影响。临界晶粒生长发生在热锻造操作后超溶线热处理过 程中，热锻造操作中向材料中引入宽范围的局部应变和应变速率。虽然不希望受任何特定 理论的束缚，但我们认为临界晶粒生长由加工制品内过量的储能所驱动并可能涉及单个晶 粒、小区域内的多个单个晶粒或相邻晶粒的大区域。受影响晶粒的粒径常比所需粒度明显 更粗。自粉末冶金和挤压固结所产生的坯料锻造的盘和其他高要求的燃气涡轮发动机部件 看起来比如果自常规铸造和锻造加工或喷射铸造成形技术所产生的坯料锻造具有较低的 临界晶粒生长倾向，但在任何情况下均易于在超溶线热处理过程中发生临界晶粒生长。上面提到的授予Krueger等的美国专利4，957，567公开了 一种通过控制热锻造操 作过程中经历的局部化应变速率来消除由R88DT所形成的细粒部件中临界(异常)晶粒生 长的工艺。应变速率定义为几何应变随时间的瞬时变化速率。Krueger等公开，局部应变 速率必须总体保持在临界值ε。之下以避免随后的超溶线热处理过程中有害的临界晶粒生 长。按Krueger等，最大应变速率取决于组成、微结构和温度，对于给定的超合金，可通过在 各种应变速率条件下使试样变形、然后通过适宜的超溶线热处理来确定最大应变速率。最 大(临界)应变速率因此定义为这样的应变速率，如果在超合金的变形和加工过程中超过 此速率并伴随足量的总应变则将在超溶线热处理后导致临界晶粒生长。Krueger等确定的避免具有例如30-46%体积和更高的γ ‘含量的镍基超合金中 临界晶粒生长的另一加工限制是确保锻造过程中坯料的超塑变形。为此，坯料被加工为具 有细粒微结构，所述微结构在所述锻造温度和应变速率范围内为超合金获得为约0. 3或更 大的最小应变速率敏感性(m)。如本领域中熟知的，细粒坯料超塑性变形的能力取决于应变 速率敏感性，且超塑性材料具有如下式所代表的低流动应力O=Kem其中σ为流动应力，K为常数，ε为应变速率，m为应变速率敏感性，m的值越高， 对应的超塑性越高。
用授予Yoon等的共同受让的美国专利5，529，643和授予Raymond等的美国专利 5，584，947的教导已获得最终粒度控制的进一步改进。除要求锻造过程中的超塑性(换句 话说，保持高m值)外，Raymond等教导了对于在、‘含量至多为65%体积的合金中获得 晶界钉扎而言最大应变速率与化学控制特别是合金的碳和/或钇含量的重要性。在一个特 定的实例中，Raymond等对R88DT (Raymond等称之为合金D)提及了低于约0. 032每秒(s—1) 的上限应变速率。除保持高m值外，Yoon等也确定了不超过约0. 032s—1的最大应变速率， 特别是关于锻造R88DT (Yoon等称之为合金A)。Yoon等还对锻造过程中的最大应变速率梯 度设定了上限并要求在低于溶线温度下对锻件进行较长时间的退火以在进行超溶线热处 理前除去储存的应变能。最后，Yoon等通过使坯料形成为粒度细于约ASTM12并保持坯料 微结构以获得锻造温度范围内约m = 0. 3的最小应变速率敏感性而获得了最佳超塑性。除无临界晶粒生长外，自细粒镍基超合金锻造的部件的力学性质还将受益于改进 对粒度分布的控制以分别获得尽可能窄和尽可能细的分布和平均粒度。这样的能力对于高 温、高Y ‘含量(如约30%体积和更高)超合金如R88DT和R104特别有利，对于燃气涡轮 盘，所需的均勻粒度通常不粗于ASTM 6。虽然上面所述类型的现有锻造方法已获得ASTM 5到8范围内的粒度，但仍不能获得最佳力学性质。例如，图1的曲线图证明，随着平均粒 度变粗，低周疲劳寿命趋于降低，即便粒度均勻也如此。平均粒度对经超溶线热处理的P/ M超合金的低周疲劳性能的影响在低到中等温度下例如对于R104来说在约400° F到约 800° F(约200°C到约425°C)范围内最为明显。虽然R104和其他P/M合金提供的总体温 度能力和性质平衡非常吸引人并为最先进的现有发动机应用所依赖，但如果其在低到中等 温度下的低周疲劳性能和拉伸行为可得到改善，则可从这些合金获得甚至更多好处。

发明内容
本发明提供了一种Y'析出强化镍基超合金及自所述超合金锻造制品以促进超 溶线热处理过程中更受控的晶粒生长以便所述制品的特征在于具有较细的均勻粒度的微 结构并呈现出改进的低周疲劳性能的方法。所述方法包括配制以重量计具有如下组成的超合金约16. 0-22. 4%的钴、约 6. 6-14. 3% 的铬、约 2. 6-4. 8% 的铝、约 2. 4-4. 6% 的钛、约 1. 4-3. 5% 的钽、约 0. 9-3. 0% 的 铌、约1. 9-4. 0%的钨、约1. 9-3. 9%的钼、约0. 0-2. 5%的铼、高于0. 05%并在某些实施方 案中高于0. 的碳、至少0. 的铪、约0. 02-0. 10%的硼、约0. 03-0. 10%的锆，其余为镍 和偶见杂质。所述超合金在组成上与R104相似，明显的不同在于R104不含铪且碳含量为 0.02-0. 10%重量。由所述超合金形成坯料并在低于所述超合金的Y ‘溶线温度的温度下 加工以形成加工制品。特别地，在加工坯料的同时使应变速率保持尽可能高以控制平均粒 度，但低于超过0.03每秒的应变速率上限以避免临界晶粒生长。加工制品然后在高于所 述超合金的Y'溶线温度的温度下热处理足以均勻粗化加工制品的晶粒的时间，其后以足 以在加工制品内再析出Y'的速率冷却加工制品。经冷却的加工制品的平均粒度不粗于 ASTM 7，优选不粗于ASTM 8，并基本没有比平均粒度粗超过三个ASTM单位的晶粒。鉴于上述情况，所述超合金具有足够高的碳含量并在足够高的局部应变速率下锻 造，以致在超溶线热处理后所得锻造部件具有粒度细且粒度分布基本均勻的特征。此外优 选避免了临界晶粒生长，临界晶粒生长将产生粒度比部件中的平均粒度粗超过五个优选三
5个ASTM单位的单个晶粒或晶粒小区域，或粒度均勻但粒度比所需粒度范围粗约两个ASTM 单位的大区域。因此，所述锻造部件能表现出改进的力学性质，特别是低周疲劳性能。虽然 不希望受任何特定理论的束缚，但我们认为配制与R104化学组成相似但含较高碳含量尤 其是高于R104的上限(0. 10%重量)的碳含量的超合金将可使用高应变速率，从而产生能 表现出更细的平均粒度和基本无临界晶粒生长的锻造部件，更细的平均粒度和基本无临界 晶粒生长一起将改善部件的低周疲劳寿命。特别是在约400° F到约800° F(约200°C到 约425°C)的温度范围内，低周疲劳寿命可相对于常规碳含量至高为0. 10%重量的R104有 改善。本发明获得的较细的平均粒度的其他好处包括因较低的噪声而改进的声波检验能力 及因较细粒度的改进的屈服强度而导致使用中改进的屈服性能。通过下面的详细描述，本发明的其他方面和优势将得到更好的理解。


图1为示意图，示出了多种镍基超合金的低周疲劳与平均粒度数据间的关系。图2为燃气涡轮发动机中所用一种类型的涡轮盘的透视图。图3用表格列出了最初确定的用以评价碳和铪含量对低周疲劳性能及保载时间 疲劳裂纹扩展速率行为的影响的一系列镍基超合金组合物。图4用表格列出了在不同条件下获得并经热机械加工的一系列镍基超合金组合 物，包括根据本发明的实施方案的那些。图5用表格列出了图4的组合物及使用不同的锻造条件得到的平均粒度。图6示出了来自图4的两个试样的四个扫描图像。图7为图示了 R104和图4的试样的平均粒度与碳含量、锻造温度及锻造速率间的关系。图8和9图示了图5的三个试样的拉伸强度性能与ASTM粒度间的关系，粒度的变 化通过使用碳化物增强粒度控制获得。
具体实施例方式本发明涉及Y ‘镍基超合金，特别是适用于通过热加工(如锻造)操作生产以便 具有多晶微结构的部件的那些。图2中所示特定实例为燃气涡轮发动机的高压涡轮盘10。 本发明将结合燃气涡轮发动机的高压涡轮盘的加工予以讨论，但本领域技术人员应理解， 本发明的教导和好处也适用于燃气涡轮发动机的压缩机盘和整体叶盘以及众多其他在高 温下经受应力并需要低周疲劳和高温保载(dwell)能力的部件。图2中所示类型的盘通常通过等温锻造由粉末冶金(PM)、铸造和锻造加工、或喷 射铸造或成核铸造类型的技术形成的细粒坯料来生产。进行这样的工艺是为了产生细粒度 (通常约ASTM 10或更细)的坯料以在锻造过程中获得低流动应力。在采用粉末冶金工艺 的一个优选实施方案中，坯料可通过固结超合金粉末形成，例如通过热等静压(HIP)或挤 压固结。坯料通常在合金的再结晶温度下或在接近合金的再结晶温度下但低于合金的Y‘ 溶线温度的温度下在允许通过高几何应变的积累填充锻造模腔而无显著的冶金应变的积 累的条件下锻造。虽然为此目的常采用超塑成形条件(对应于锻造温度下0.3或更高的应 变速率敏感性(m))，但本发明的一个方面在于坯料可在锻造工艺不是完全超塑性的条件下
6加工，即应变速率敏感性值低于约0. 3，例如在加工(例如锻造)温度下约0. 2的应变速率 敏感性值下非超塑性地加工。锻造后进行超溶线(固溶)热处理，其间发生晶粒生长。超 溶线热处理在高于超合金的Y‘溶线温度(但低于初熔温度)的温度下进行以使经加工的 晶粒结构再结晶和使Y ‘析出物溶解(固溶)在超合金中。超溶线热处理后使部件以适宜 的速率冷却以使Y'在Y基体内或在晶界处再析出以便获得所需的特定力学性质。如果 想要减少残余应力，则部件也可用已知技术在高于合金的时效温度的温度下以短应力释放 周期时效处理。在镍基超合金R104的情况下，上述类型的超溶线热处理通常产生可接受但不完 全最佳的约ASTM 5-7的平均粒度范围，结果是所得涡轮盘的低周疲劳性能欠佳，特别是在 约400° F到约800° F(约200°C到约425°C )的温度下。本发明提供改变R104的化学组 成以控制和限制超溶线热处理过程中的晶粒生长，从而在超溶线热处理后获得和保持较细 的粒度以及避免临界晶粒生长。根据本发明的一个方面，较细且更受控的平均粒度可通过 改变R104合金至具有较高的碳含量获得，例如高于0.05%重量的碳，有时高于0. 重量 的碳。根据本发明的第二方面，改进的高温保载性能可通过改变R104合金至含至少0. 1% 重量的铪获得。根据本发明的其他方面，可通过在锻造过程中采用较高的应变速率和较低 的温度来进一步促进晶粒细化。授予Krueger等的美国专利4，957，567、授予Yoon等的美 国专禾Ij 5，529，643和授予Raymond等的美国专利5，584，947的教导通过引用结合到本文 中，特别是关于锻造过程中高应变速率的使用及应变速率上限(临界应变速率)的设定以 避免超溶线热处理过程中的临界晶粒生长。在获得本发明的研究中，如图3的表中所示确定了一系列目标合金组合物(以重 量百分数计)。为参考起见，表中所列前两个组合物落在R104的公开的范围内。所述目标 组合物反映了评价碳含量处于和高于R104的为0. 重量的最大碳含量及添加了铪的合 金的意图。在这些目标组合物的基础上取得了九种合金，这些合金的实际化学组成在图4 的表中示出。合金的加工包括固结合金组合物的粉以产生各合金的多个坯料，所述坯料然 后经热加工(锻造)并随后经超溶线热处理。使用两组锻造条件。第一组在图5中称为 “热/慢”，需要的锻造条件包括约2060° F(约1130°C )的锻造温度下约0. 003/秒的最大 应变速率。第二组在图5中称为“常规”，需要的锻造条件包括约1925° F(约1050°C)的 锻造温度下约0.03/秒的常规最大应变速率。超溶线热处理在约2140° F(约1170°C)的 温度下进行，此温度高于R104的γ'溶线温度(但低于初熔温度)。在热处理过程中，锻 造试样经加工的晶粒结构再结晶且Y ‘析出物溶解(固溶)。在超溶线热处理后使试样以确保Y ‘在Y基体内或晶界处再析出的速率冷却。 采用受控的空气冷却为所有试样产生约200° F/分钟的大致恒定的冷却速率。最后将试样 在约1550° F(约845°C )下时效处理约四小时，然后在约1400° F(约760°C )下时效处 理约八小时。如上所述且如本领域熟知的，除晶粒再结晶和溶解Y'析出物外，超溶线热处理 还导致晶粒生长(粗化)，从而通常导致粒度比最初的坯料粒度粗。图5示出了对各合金 组合物观察到的平均ASTM粒度。从图5可以看出，“热/慢”锻造方法产生比“常规”锻造 方法显著较粗的晶粒。后者中观察到的较细的平均粒度(通常为ASTM 8或更细)预期将 促进锻造试样具有改进的力学性质(包括抗低周疲劳性、拉伸强度、疲劳强度)和涡轮或压缩机盘所需的其他力学性质。此外获得了约两个或三个ASTM单位范围内均勻的平均粒度， 这也预期将提升试样的抗低周疲劳性和其他力学性质。无因临界晶粒生长所致的过大晶粒 的存在归因于试样锻造过程中保持应变速率低于超合金组合物的临界(最大)应变速率， 虽然速率高于Krueger等所教导的那些。根据Krueger等，γ'镍基超合金的临界应变速 率取决于组成、微结构和温度，对于给定的超合金，可通过在各种应变速率条件下使试样变 形、然后进行适宜的超溶线热处理来确定。临界应变速率因此定义为这样的应变速率，如果 在超合金的变形和加工过程中超过此速率并伴随足量的总应变则将在超溶线热处理后导 致临界晶粒生长。本研究中得出结论，合金试样的应变速率上限高于0. 03每秒并很可能高 达0. 32每秒。图6含图5中称之为IOlB的锻造试样的两个显微照片的扫描图像以及锻造的 R104试样的两个显微照片的扫描图像。图像证明IOlB试样内的碳化物网络比R104的有 显著增多。增多的碳化物网络归因于IOlB试样中的高碳含量及铪的存在。不希望受任何 特定理论的束缚，但因为铪是强的初生MC碳化物形成元素，故IOlB试样的铪含量可能促进 了高度稳定碳化物的形成，从而有助于高温碳化物稳定性并通过初生MC碳化物在基体内 的分散而有助于控制粒度的能力。图7为曲线图，比较了 ASTM平均粒度与碳含量间的关 系，证明了碳含量对锻造试样的平均粒度有着显著影响。例如，在约2060° F(约1130°C) 的锻造温度下，高于0. 重量的碳含量得到比ASTM 7细的平均粒度，而在约1925° F(约 1050 0C )的锻造温度下，高于0.05%重量和高于0. 重量的碳含量分别得到比ASTM 8和 ASTM 8. 5细的平均粒度。根据图1，较高碳含量时获得的较细的平均粒度预期将对应于改 进的抗低周疲劳性。图7还证明，通过在较高的最大应变速率和较低的锻造温度下锻造获 得了显著较细的平均粒度。从这些结果可以得到以下结论，通过使碳含量增至R104的公开 的上限之上可获得较细的平均粒度。这种增加的碳含量的作用部分被认为是由于钉扎力增 加而抑制异常晶粒生长。通常得出结论，图6(a)和6(b)中观察到的细分散碳化物在超溶 线热处理过程中具有受限的晶界移动，以致晶粒不允许过度和/或无规生长至发生临界晶 粒生长的程度。从此研究可见，另一好处似乎是在较低温度例如约1925° F(约1050°C) 下及或许约1875-约1975° F(约1025-约1080°C )的范围内进行锻造操作的能力。锻造试样的ASTM粒度与拉伸行为间的关系在图8和9中证明，此两个图示出了约 800° F(约425°C)下拉伸行为和延展性与ASTM粒度的关系。改进的拉伸性归因于增多的 碳的存在和所用的导致了试样粒度的细化的锻造技术。考虑到上面的结果，为比常规R104超合金获得抗低周疲劳性和保载裂纹扩展行 为的改进的目的，设计了宽、较窄和优选的组合物和重量百分数范围。这些组合物和范围在 下表1中给出。表 1
宽较窄优选Co16. 0-22. 418-2220. 2-20. 9
权利要求
一种自具有γ′溶线温度的γ′析出强化镍基超合金形成制品(10)的方法，所述方法包括步骤配制以重量计具有如下组成的γ′析出强化镍基超合金约16.0 22.4％的钴、约6.6 14.3％的铬、约2.6 4.8％的铝、约2.4 4.6％的钛、约1.4 3.5％的钽、约0.9 3.0％的铌、约1.9 4.0％的钨、约1.9 3.9％的钼、约0.0 2.5％的铼、高于0.05％的碳、至少0.1％的铪、约0.02 0.10％的硼、约0.03 0.10％的锆，其余为镍和偶见杂质；形成所述超合金的坯料；在低于所述超合金的γ′溶线温度的温度下加工所述坯料以形成加工制品(10)，其中所述坯料被加工以发生变形并获得低于应变速率上限以避免临界晶粒生长但足够高以控制平均粒度的最大应变速率；在高于所述超合金的γ′溶线温度的温度下热处理所述加工制品(10)足以均匀粗化加工制品(10)的晶粒的时间；和以足以在加工制品(10)内再析出γ′的速率冷却加工制品(10)，其中所述加工制品(10)的平均粒度不粗于ASTM 7并基本没有比平均粒度粗超过三个ASTM单位的晶粒。
2.根据权利要求1的方法，所述方法的特征在于所述形成步骤包括选自粉末冶金、铸 造和锻造、及喷射铸造成形技术的工艺。
3.根据权利要求1或2的方法，所述方法的特征在于所述形成步骤包括所述超合金的 粉的热等静压或挤压固结以形成所述坯料。
4.根据权利要求1-3中的任一项的方法，所述方法的特征在于所述超合金含超过 0. 重量的碳。
5.根据权利要求1-3中的任一项的方法，所述方法的特征在于所述超合金含超过 0. 重量、至高约0. 125%重量的碳。
6.根据权利要求1-5中的任一项的方法，所述方法的特征在于所述超合金含 0. 1-0. 6%重量的铪。
7.根据权利要求1-6中的任一项的方法，所述方法的特征在于所述最大应变速率为至 少0. 003每秒。
8.根据权利要求1-6中的任一项的方法，所述方法的特征在于所述最大应变速率为至 少0. 03每秒。
9.根据权利要求1-8中的任一项的方法，所述方法的特征在于所述加工制品(10)的平 均粒度不粗于ASTM 8。
10.通过权利要求1-9中的任一项的方法形成的加工制品(10)，其特征在于所述加工 制品(10)为选自燃气涡轮发动机的涡轮盘和压缩机盘及整体叶盘的部件(10)。
全文摘要
本发明涉及一种γ′析出强化镍基超合金及自所述超合金锻造制品(10)以提升制品(10)的抗低周疲劳性和高温保载行为的方法。所述超合金以重量计具有如下组成16.0-22.4％的钴、6.6-14.3％的铬、约2.6-4.8％的铝、2.4-4.6％的钛、1.4-3.5％的钽、0.9-3.0％的铌、1.9-4.0％的钨、1.9-3.9％的钼、0.0-2.5％的铼、高于0.05％的碳、至少0.1％的铪、0.02-0.10％的硼、0.03-0.10％的锆，其余为镍和偶见杂质。由所述超合金形成坯料并在低于所述超合金的γ′溶线温度的温度下加工以形成加工制品(10)，所述加工制品(10)然后在高于所述超合金的γ′溶线温度的温度下热处理以均匀粗化所述制品(10)的晶粒，其后冷却所述制品(10)以使γ′再析出。所述制品(10)的平均粒度不粗于ASTM 7并基本没有临界晶粒生长。
文档编号C22C19/05GK101935780SQ20101022698
公开日2011年1月5日 申请日期2010年6月30日 优先权日2009年6月30日
发明者D·P·穆雷尔, K·R·贝恩 申请人:通用电气公司