本发明大体涉及镍基合金成分，且更具体而言，涉及适合于诸如燃气涡轮发动机的涡轮盘的构件的镍基超级合金，这些构件需要复晶的显微结构和完全不同的特性组合，例如蠕变强度、抗拉强度和耐高温能力。
背景技术：
：燃气涡轮发动机的涡轮段定位在燃烧器段的下游，并且包含转子轴和一个或多个涡轮级，涡轮级各具有通过轴安装或以别的方式携带的涡轮盘(转子)以及安装在涡轮盘上并从涡轮盘的周边径向延伸出来的涡轮叶片。在燃烧器段和涡轮段中的构件通常由超级合金材料形成，从而在热的燃烧气体导致的高温下取得可接受的机械特性。在现代高压力比燃气涡轮发动机中的较高的压缩机出口温度还需要为压缩机盘、叶片盘以及其它构件使用高性能的镍超级合金。用于给定构件的合适的合金成分和显微结构依赖于该构件所遭遇的具体的温度、应力以及其它条件。举例来说，翼型构件如叶片和导叶通常由等轴的、定向固化的(DS)或单晶(SX)超级合金来形成，而涡轮盘典型地由一种超级合金形成，其必须经历仔细控制的锻造、热处理和表面处理，例如冷作硬化，从而产生具有受控制的粒状构造和适宜的机械特性的复晶的显微结构。涡轮盘通常由γ'(gammaprime)沉淀加强的镍基超级合金(后文中，γ'镍基超级合金)形成，其包含铬、钨、钼、铼和/或钴作为与镍结合以形成γ(γ)基质的主元素，并包含铝、钛、钽、铌和/或钒作为与镍结合以形成适宜的γ'沉淀物加强相(主要是Ni3(Al，Ti))的主元素。γ'沉淀物典型地是球状的或立方形的，但细胞状形状也可能发生。然而，如美国专利No.7,740,724中报告得那样，细胞状的γ'由于其对蠕变-破坏寿命的损害效应而典型地被认为是不符合要求的。特别值得注意的γ'镍基超级合金包括Rene88DT(R88DT；美国专利No.4,957,567)和Rene104(R104；美国专利No.6,521,175)，以及以Inconel®、Nimonic®和Udimet®商标售卖的商业上可获得的某些镍基超级合金。R88DT按重量计算具有大约15.0-17.0%的铬、大约12.0-14.0%的钴、大约3.5-4.5%的钼、大约3.5-4.5%的钨、大约1.5-2.5%的铝、大约3.2-4.2%的钛、大约0.5.0-1.0%的铌、大约0.010-0.060%的碳、大约0.010-0.060%的锆、大约0.010-0.040%的硼、大约0.0-0.3%的铪、大约0.0-0.01的钒和大约0.0-0.01的钇、其余量的镍及伴随杂质的成分。R104按重量计算具有大约16.0-22.4%的钴、大约6.6-14.3%的铬、大约2.6-4.8%的铝、大约2.4-4.6%的钛、大约1.4-3.5%的钽、大约0.9-3.0%的铌、大约1.9-4.0%的钨、大约1.9-3.9%的钼、大约0.0-2.5%的铼、大约0.02-0.10%的碳、大约0.02-0.10%的硼、大约0.03-0.10%的锆、其余量的镍和伴随杂质的成分。涡轮盘以及其它关键的燃气涡轮发动机构件通常由晶锭锻造而成，晶锭通过粉末冶金(P/M)、传统的铸造和锻造处理、以及喷铸或有核铸模成形技术产生。虽然可使用任何合适的方法，但是通过粉末冶金形成的γ'镍基超级合金特别能够提供蠕变、拉伸和疲劳裂纹生长特性方面良好的平衡，以满足涡轮盘和某些其它燃气涡轮发动机构件的性能要求。在典型的粉末冶金工艺中，所需超级合金的粉末通过例如热等静压(HIP)和/或挤压固结而经历固结处理。生成的晶锭然后在略低于合金的γ'固溶线的温度下进行等温锻造，从而接近超塑性成形条件，这容许在没有显著的冶金应变积累的条件下通过高几何应变的积累而填充模腔。这些处理步骤设计为用于在晶锭中保持原始细粒尺寸(例如，ASTM10至13或更细)，取得高的可塑性以填充接近净成型锻模，避免锻造期间的破裂，并保持相对较低的锻造应力和模具应力。为了改善高温下的疲劳裂纹生长强度和机械特性，这些合金通常在其γ'固溶线温度之上进行热处理(大体被称为溶解热处理或超固溶线热处理)，以便溶解沉淀物并造成晶粒显著均匀的粗大化。在许多γ'镍基超级合金中，铪(Hf)包含在规定的超级合金成分范围内作为加强元素。例如，在Mourer等人的美国专利No.8,613,810中所述的γ'镍基超级合金包括0.05重量%至0.6重量%的铪。据信较高的Hf倾向于在晶粒边界促成扇形γ'，从而产生所需的交织的晶粒结构。即使在超级合金成分中具有这些铪的好处，但是相对较高的铪的成本限制了其在许多应用中的使用。另外，铪与某些坩埚材料是反应性的，这进一步限制了其使用。在许多γ'镍基超级合金中，锆(Zr)也包含在规定的超级合金成分范围内，因为其有助于高温特性变异性。具体地说，人们通常认为共同添加B和Zr(各大约0.01%)会提供甚至更好的破裂强度、延展性和可加工性。然而，锆(Zr)在γ'镍基超级合金中的使用已经受到限制，因为Zr在燃气涡轮构件领域中具有“坏的反应物”的名声。主要Zr已经与增加的多孔性(尤其在整体的轮铸件中)和热裂开相关联。较高的Zr被被认为降低了初期的熔点，并增加了铸件或铸锭中的共晶成分。粉末冶金处理的使用减轻了这些多孔性和共晶问题。技术实现要素：在以下描述中将部分地陈述本发明的方面和优势，或者可从描述中明白本发明的方面和优势，或者可通过本发明的实践学习到本发明的方面和优势。本发明大体提供了一种含Hf的γ'镍基超级合金以及其制造方法。在一个实施例中，含Hf的γ'镍基超级合金包括：大约10重量%至大约22重量%的钴、大约9重量%至大约14重量%的铬、0重量%至大约10重量%的钽、大约2重量%至大约6重量%的铝、大约2重量%至大约6重量%的钛、大约1.5重量%至大约6重量%的钨、大约1.5重量%至大约5.5重量%的钼、0重量%至大约3.5重量%的铌、大约0.01重量%至大约1.0重量%的铪、大约0.02重量%至大约0.1重量%的碳、大约0.01重量%至大约0.4重量%的硼、大约0.15重量%至大约1.3重量%的锆和其余量的镍及杂质。在一个特定的实施例中，γ'镍基超级合金中的铪和锆的总量是大约0.3重量%至大约1.5重量%。本发明大体还提供了一种γ'镍基超级合金和其制造方法。在一个实施例中，γ'镍基超级合金包括：0重量%至大约21重量%的钴、大约10重量%至大约30重量%的铬、0重量%至大约4重量%的钽、0.1重量%至大约5重量%的铝、0.1重量%至大约10重量%的钛、0重量%至大约14重量%的钨、0重量%至大约15重量%的钼、0重量%至大约40重量%的铁、0重量%至大约1重量%的锰、0重量%至大约1重量%的硅、0重量%至大约5重量%的铌、0重量%至大约0.01重量%的铪、0重量%至大约0.35重量%的碳、0重量%至大约0.35重量%的硼、大约0.25重量%至大约1.3重量%的锆和其余量的镍及杂质，其中γ'镍基超级合金包括至少4重量%的组合量的铝和钛，并且其中γ'镍基超级合金包括钨、铌或其混合物。在某些实施例中，γ'镍基超级合金包括0重量%至大约0.008重量%的铪，并且可以没有铪。本发明还提供了一种γ'镍基超级合金，其包括总重量足够形成定位在合金的晶粒边界上的细胞状沉淀物的Ti和Zr的组合，其中细胞状沉淀物限定γ'臂，其使其定位所在的晶粒边界变形。根据这里公开的任何实施例，含Hf的γ'镍基超级合金和/或γ'镍基超级合金在某些实施例中包括细胞状沉淀物，其主要定位在合金的晶粒边界处，使得细胞状沉淀物限定γ'臂，其使其定位所在的晶粒边界变形。超级合金还可包括比细胞状沉淀物更细的γ'沉淀物(例如立方形的或球形的沉淀物)。例如，合金可包含大约体积5%至大约体积12%的细胞状沉淀物和/或大约43体积%至大约50体积%的更细的γ'沉淀物。本发明还提供了一种燃气涡轮发动机的旋转构件(例如涡轮盘或压缩机盘)，其中旋转构件由根据这里公开的任何实施例所述的含Hf的γ'镍基超级合金和/或γ'镍基超级合金来形成。在参照以下描述和附属权利要求的条件下，本发明的这些以及其它的特征、方面和优点将变得更好理解。附图包含在本说明书中，并组成本说明书的一部分，附图显示了本发明的实施例，并且与细节描述一起用于解释本发明的原理。附图说明在说明书的结论部分中特别指出并明确申明了被看作本发明的主题。然而通过参照结合附图所做的描述可最好地理解本发明，其中：图1是根据本发明的一个实施例的用于燃气涡轮发动机中的一类示例性的涡轮盘的透视图；图2示意性地显示了根据本发明的一个实施例的超级合金衬底上的防腐蚀和氧化涂层的横截面图；图3是超级合金成分的细胞状γ'沉淀物的示意图。具体实施方式化学元素在本公开中利用其常用的化学缩写，例如常见于元素周期表上的化学缩写进行论述。例如，氢由其常用的化学缩写H表示；氦由其常用化学缩写He表示等等。现在将详细参考本发明的实施例，图中显示了其一个或多个示例。各个示例是作为本发明的说明，而非本发明的限制而提供的。实际上，本领域中的技术人员应该懂得，在不脱离本发明的范围或精神的条件下可在本发明中做出各种修改和变化。例如，作为一个实施例的一部分而被显示或被描述的特征可供另一实施例使用，从而产生又一实施例。因而，本发明意图覆盖落在附属权利要求和其等效等效方案的范围内的这种修改和变化。本发明大体提供了γ'镍基超级合金，其特别适合通过热加工(例如锻造)操作而产生的具有复晶的显微结构的构件。在图1中显示了这种构件的一个具体的示例，如用于燃气涡轮发动机的高压涡轮盘10。本发明将参照盘10的处理进行论述，但是本领域中的技术人员应该懂得，本发明的教导和好处也适用于压缩机盘和燃气涡轮发动机的叶片盘，以及其它在高温下遭遇应力并因此需要高温超级合金的构件。图1中所示的盘10大体包括外轮缘12、中心轮毂或孔14、以及位于轮缘12和孔14之间的腹板16。轮缘12配置为用于通过包括沿着盘外周边的鸠尾榫槽13而连接涡轮叶片(未显示)，其中涡轮叶片插入到盘外周边中。采用通孔形式的孔18居中地定位在孔14中，用于将盘10安装在轴上，并因此孔18的轴线与盘10的旋转轴线重合。盘10是整体的锻件，并代表用于航空发动机中的涡轮盘，包括但不局限于高旁路燃气涡轮发动机，例如由通用电器公司制造的那些燃气涡轮发动机。图1中所示类型的盘典型地通过等温锻造细晶粒的晶锭而产生，晶锭通过粉末冶金(PM)、铸型和锻造处理或喷铸或有核铸模类型的技术来形成。在利用粉末冶金工艺的特定的实施例中，晶锭可通过固结超级合金粉末来形成，例如通过热等静压(HIP)或挤压固结而形成。晶锭典型地在超塑性成形条件下，在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'固溶线温度的温度下进行锻造。在锻造之后，执行超固溶线(溶液)热处理，在此期间发生晶粒生长。超固溶线热处理是在高于超级合金的γ'固溶线温度(但低于初期熔化温度)的温度下执行的，从而使处理过的晶粒结构再结晶，并分解(溶解)超级合金中的γ'沉淀物(主要(Ni,Co)3(Al,Ti))。在超固溶线热处理之后，该构件以合适的速率冷却，以在γ基质中或在晶粒边界处再沉淀γ'，从而取得所需的特定的机械特性。该构件还可经历利用已知技术的老化处理。因为涡轮盘10的孔14和腹板16具有比轮缘12更低的操作温度，所以在轮缘12和孔14中需要不同的特性，在这种情况下，不同的显微结构对于轮缘12和孔14也可能是最优的。典型地，相对较细的晶粒度对于孔14和腹板16是最优的，以提高抗拉强度、爆破强度以及耐低循环疲劳(LCF)的强度，而较粗糙的晶粒度在轮缘12中是更好的，以提高高温下的抗蠕变、抗应力破坏和抗LCF、以及耐疲劳裂纹生长强度。另外，晶粒边界特征随着操作温度升高而变得更为重要，并且晶粒边界失效模式变成限制性行为。这种被朝着晶粒边界的趋势驱动的行为成为限制因素导致了超固溶线粗糙晶粒处理的使用，部分地为了提供更曲折的晶粒边界失效路径，这促进了高温行为方面的改善。因而晶粒边界因素在盘的轮缘处甚至更为重要，晶粒边界因素包括晶粒边界的锯齿程度，从而用于增加潜在晶粒边界失效路径的曲折度。如之前论述的那样，与更先进的发动机相关联的较高的操作温度对于涡轮盘，尤其对涡轮盘轮缘的蠕变和耐裂纹生长特征提出了更大的需求。虽然耐疲劳裂纹生长强度在轮缘12中可通过在溶解热处理之后避免过高的冷却速率或减少冷却速率或淬火而得以改善，这种改善典型地是以轮缘12中的蠕变特性为代价而获得的。此外，因为盘轮缘12典型地更薄，具有减小的横截面，所以必须对保持较低的冷却速率给予特别的注意，这增加盘热处理调度和任何冷却速率程序、夹具或器械的复杂性。γ'镍基超级合金大体经过包括溶解热处理和淬火在内的处理，从而具有包含γ'的细胞状沉淀物的显微结构。在图3中示意性地显示了细胞状沉淀物30。在图3中，所示细胞状沉淀物具有扇形结构，其包括从公共且小得多的原点辐射出来的多个臂。在特定的实施例中，细胞状沉淀物被相当小的(细的)γ'沉淀物包围，相当小的(细的)γ'沉淀物散布在细胞状沉淀物的较大的臂之间，并且大体被分散在整个晶粒内部。同细胞状沉淀物相比，更小的γ'沉淀物更为离散，且典型地是立方形的或球形的，大体具有在γ'沉淀加强的镍基超级合金中典型地能发现的类型、形状和尺寸。更小的γ'沉淀物的体积率大于细胞状沉淀物的体积率，并且典型地在大约43体积%至大约50体积%的范围内。术语“细胞状”这里是按照与本领域中一致的方式使用的，即指向晶粒边界生长的γ'相，其造成该相具有有机细胞的外观。更具体地说，γ'细胞状沉淀物的生长是固态转变的结果，其中沉淀物有核，并且随着对准的群体向晶粒边界生长。虽然不希望受到任何理论的束缚，但是可推测在溶解后淬火期间，过饱和的γ基质使γ'不均质地成核，γ'以扇形结构形态朝着晶粒边界生长，并使晶粒边界由其优选的低能量最小曲率路径变形。图3中所示的细胞状沉淀物30定位在超级合金的复晶显微结构的两个晶粒34之间的边界32处。沉淀物30具有基底部分36和扇形部分38，扇形部分38从中心位置或轨迹点40以远离总体原始轨迹的方向延伸，总体原始轨迹可包括基底部分36。明显地，扇形部分38比基底部分36(如果存在)大得多。此外，扇形部分38具有大且明确限定的多个瓣部或臂42，其导致扇形部分38具有盘旋的边界44。虽然从二维观察时，臂42为沉淀物30赋予了扇形外观，但当从观测的其全三维性质来看时，臂42更像椰菜花类型的形态。图3代表朝着局部晶粒边界32延伸并使其优选的自然路径变形的扇形部分38的臂42，自然路径通常是低能量最小曲率路径。在存在足够体积率的图3所示的细胞状沉淀物的条件下，例如至少5体积%，例如大约5体积%至大约12体积%，超级合金的晶粒边界倾向于具有锯齿形的、盘旋的或其它不规则形状，这则产生了曲折的晶粒边界破裂路径，其被认为提高了超级合金的疲劳裂纹生长强度。虽然不希望受到任何特定理论的束缚，但人们认为细胞状γ'沉淀物的扇形部分看起来优选朝着超级合金的晶粒边界进行定向，并且典型地观测到广泛的扇形区域与晶粒边界相交或重合。扇形部分的明显生长会受到关注，其使晶粒边界变形至晶粒边界具有非常不规则形状的程度，通常描绘扇形部分的轮廓，并产生呈现一定程度的晶粒互锁的形态。某些晶粒边界已经被观测到具有接近球窝布置的形态，证实了由扇形部分造成的高度的晶粒边界锯齿形态或曲折度。在特定的实施例中，γ'镍基超级合金形成锯齿形或曲折的晶粒边界，其通过图3中所示类型的扇形细胞状沉淀物，通过应用溶解了所有γ'沉淀物的溶解热处理来促进，之后以某一速率冷却下来或淬火，这可以容易利用传统的热处理设备来实现。优选的溶解热处理也不需要复杂的热处理调度，例如缓慢且受控制的初始冷却速率，并且高温保持γ'固溶线温度以下，就如之前促进锯齿成形所需要的那样。此外，利用优选的热处理在超级合金中产生的锯齿形的且曲折的晶粒边界已经被观测到具有比通过晶粒边界局部的γ'沉淀物的简单生长所产生的晶粒边界更大的幅度和更高程度的外观互锁。一个特定的热处理示例尾随在由超级合金利用合适的锻造(热加工)工艺产生物品之后。超级合金锻件在大约2100°F至2175°F(大约1150°C至大约1190°C)或更高的温度下进行超固溶线溶解，在此之后，整个锻件可在大约50至大约300°F/分钟(大约30至大约170°C/分钟)的速率下，更优选在大约100至大约200°F/分钟(大约55至大约110°C/分钟)的速率下进行冷却。冷却直接从超固溶线温度执行至大约1600°F(大约870°C)或更小的温度。因此不需要执行涉及多个不同的冷却速率、高温控制和/或较缓慢的淬火的热处理，以促进晶粒边界具有锯齿形、盘旋的或其它不规则的形状，这又产生了被认为促进了超级合金的疲劳裂纹生长强度的曲折的晶粒边界破裂路径。镍基超级合金主要通过基质中的Ni3Alγ'相进行加强。Ni-Al相图指出Ni3Al相具有更广的潜在化学成分的范围。宽泛的化学成分范围暗示了炼制大量γ'合金是可行的。γ'中的Ni位置主要由Ni占据，但“Ni位置”可能实际上包含可观的Co含量。聚焦于“Al位置”，Al原子可能被诸如Si,Ge,Ti,V,Hf,Zr,Mo,W,Ta或Nb原子置换。在γ'合金炼制中的主要因素是元素的相对大小/直径以及其对γ'晶格变形和增加共格应变的影响。虽然它们是潜在有效的添加剂，但是Si,Ge和V具有减少用于炼制γ'合金的适宜性的因素。钼和钨限制了Ni3X中的X的溶解度，并且其对由于Ni3X中的晶格参数的变化所造成的错配的影响不是可观的。聚焦通过Ti,Hf,Zr,Ta或Nb炼制γ'合金，它们仅基于增加直径和增加耐火性所增加的效应对其重新排序Ti,Nb/Ta和Zr/Hf(最适宜的)。因此，由于相对较大的原子尺寸以及这些原子价之间的差异、APB能量、以及与(100)面上的交叉滑移相关联的能量，Hf和Zr是γ'镍基超级合金中高度有效的加强元素(例如Ni3Al)。人们认为Hf和Zr增加作用在(100)面上的CRSS(解决的关键的剪应力)，并且仅仅微弱地影响(111)面。因而，增加了滑移系统的传递温度。另外，Hf和Zr减少了APB能量，增加了与超位错相关联的{111}至{100}的交叉滑移的速率。另外，目前人们认为较高的Hf水平倾向于促进晶粒边界处的扇形γ'产生所需的互锁晶粒结构，例如图3中所示，并且认为Ti/Zr/Hf水平和相对量是扇形γ'成形的关键因素。基于其在周期表中的位置，包括其原子直径，Zr被认为提供了与Hf相似的增强晶粒边界处的扇形γ'的效果，在高温行为方面具有与高度曲折的晶粒边界路径和互锁晶粒结构相一致的改善。使用Zr替代Hf在成本和内容物含量方面具有潜在的优势。另外，Zr倾向于填充界面边界或晶粒边界处的晶格不连续性，增加了成角度的晶格之间的结构规则性和粘合强度。这种界面偏析和空位填充还将用于减少或阻碍这种物质的晶粒边界扩散，例如氧和硫，这是高温行为方面的主要因素。因而，增强的Zr水平可在晶粒边界和硼化物/基质界面处进一步富集，并在MC碳化物和基质中变成固溶体，可能改变了初级MC碳化物，并影响了γ'形态。因而，Zr的添加可填充晶粒边界空位，从而通过减少空位密度和增加GB之间的粘合强度而改善晶粒边界结构。大体的机制是奇数的原子(~20-30%过大或过小)在晶粒边界处分离，填充空位和减少晶粒边界扩散。当Zr聚集在晶粒边界并填充晶粒边界微型空腔时，这减少了晶粒边界应力集中，延缓了裂纹发源和传播，并增加了破坏寿命和延长率。另外，已经发现锆形成Zr4C2S2，极大地减少了晶粒边界处的元素硫的量，并延缓了晶粒边界裂纹的产生。这些倾向促进了应力的适应性，改善了延展性，并延缓裂纹的发源和传播，增加了合金的高温强度和耐力。尽管Zr有各种好处，但是在锻造的超级合金中使用了0.05重量%微乎其微水平的Zr，某些合金高达0.10重量%。然而，较高的Zr富集水平(例如大约0.15重量%至大约1.3重量%，例如0.2重量%至大约0.4重量%)具有进一步改善的可能，尤其作为Hf的替代或增加Hf添加剂。因为Ti/Zr/Hf水平和相对量被认为是扇形γ'成形的关键因素，以下论述致力于两种类型的γ'镍基超级合金：(1)含Hf的γ'镍基超级合金和(2)无Hf或只包含微乎其微量的Hf(例如高达0.01重量%)的γ'镍基超级合金。在一个实施例中，大体提供的含Hf的γ'镍基超级合金包括：大约10重量%至大约25重量%的钴(例如大约17重量%至大约21重量%的钴)、大约9重量%至大约14重量%的铬(例如大约10.5重量%至大约13重量%的铬)、0重量%至大约10重量%的钽(例如大约4.6重量%至大约5.6重量%的钽)、大约2重量%至大约6重量%的铝(例如大约2.6重量%至大约3.8重量%的铝)、大约2重量%至大约6重量%的钛(例如大约2.5重量%至大约3.7重量%的钛)、大约1.5重量%至大约6重量%的钨(例如大约2.5重量%至大约4.5重量%的钨)、大约1.5重量%至大约5.5重量%的钼(例如大约2重量%至大约5重量%的钼)、0重量%至大约3.5重量%的铌(例如大约1.3重量%至大约3.2重量%的铌)、大约0.01重量%至大约1.0重量%的铪(例如大约0.3重量%至大约0.8重量%的铪)、大约0.02重量%至大约0.1重量%的碳(例如大约0.03重量%至大约0.08重量%的碳)、大约0.01重量%至大约0.4重量%的硼(例如大约0.02重量%至大约0.04重量%的硼)、大约0.15重量%至大约1.3重量%的锆(例如大约0.25重量%至大约1.0重量%的锆，例如大约0.25重量%至大约0.55重量%)、以及其余量的镍和杂质。在下表1中概括了上面陈述的成分范围，其以重量百分比(重量%)来表达：表1成分宽泛的(重量%)优选的(重量%)示例性的(重量%)Co10.0-25.017.0-21.020.0Cr9.0-14.010.5-13.011.0Ta高达10.04.6-5.65.0Al2.0-6.02.6-3.83.2Ti2.0-6.02.5-3.72.7W1.5-6.02.5-4.54.3Mo1.5-5.52.0-5.02.5Nb高达3.51.3-3.22.0Hf0.01-1.00.3-0.80.5C0.02-0.100.03-0.080.058B0.01-0.40.02-0.040.03Zr0.15-1.30.25-0.550.25Ni其余其余其余表1中规定的合金的钛：铝重量比被认为是重要的，其基础是较高的钛水平对于大多数机械特性大体是有益的，但是较高的铝水平提高了对于高温下的使用所必要的合金稳定性。钼:钼+钨重量比也被认为是重要的，因为这个比值指出了用于高温响应的耐火材料含量，并且平衡γ和γ'相的耐火材料含量。另外，钛、钽和铬(与其它难熔元素)的量得以平衡，以避免产生脆化相，例如σ相或η相或其它拓扑密排(TCP)相，其是不符合要求的，并且在大量的情况下将降低合金能力。除表1中所列出的元素之外，人们认为可存在较少量的其它合金成分，而不会导致不符合要求的特性。这种成分和其量(按重量计算)包括高达2.5%的铼、高达2%的钒、高达2%的铁和/或高达0.1%的镁。根据本发明一个优选的方面，表1中所述的超级合金提供了用于平衡改善耐高温特性方面的可能，包括高温下蠕变和疲劳裂纹生长强度方面的改善，同时限制与Hf使用相关联的负面影响。虽然在上面表1中参照一种具体的γ'镍基超级合金进行了论述，但在包含Hf的任何γ'镍基超级合金中可利用Zr替代Hf。在这个实施例中，在γ'镍基超级合金中存在铪和锆，其中铪和锆(Hf+Zr)的总量是大约0.3重量%至大约1.5重量%。例如，在这样一个实施例中，锆的量可能是至少γ'镍基超级合金的大约0.25重量%(例如大约0.25重量%至大约1.0重量%的锆，例如大约0.25重量%至大约0.55重量%)，其中至少存在一定量的铪(例如大约0.01重量%至大约1.0重量%)。参照表2，其该出了若干种商业上可得到的含Hfγ'镍基超级合金的成分，其以重量百分比(重量%)来表达：表2如上所述，在各个这些含Hfγ'镍基超级合金中的Zr的浓度可增加至大约0.15重量%至大约1.3重量%，例如大约0.25重量%至大约0.55重量%，同时减少了Hf浓度。然而，许多合金容许Hf作为一种组成，但不正式地确定其为合金成分的一部分。在这些合金中，就算有的话，Hf的浓度典型地以微乎其微的量存在。也就是说，这种合金包括0重量%(即，无Hf)至大约0.01重量%(即，存在微乎其微量的Hf)。因而备选实施例致力于包含微乎其微的Hf和/或没有Hf的γ'镍基超级合金。在这些包含微乎其微的Hf和/或没有Hf的γ'镍基超级合金中，Zr浓度是大约0.15重量%至大约1.3重量%，例如大约0.25重量%至大约0.55重量%，同时如果有的话也进一步最大限度地减少了Hf存在的需求，并仍然实现了改善的蠕变强度、抗拉强度和耐高温能力。如此改善的合金可使超级合金的晶粒边界具有增强的锯齿形的盘旋的或其它不规则的形状，这又产生了被认为提高了超级合金的疲劳裂纹生长强度的曲折的晶粒边界破裂路径。例如，在这样一个实施例中，锆的量可能是至少γ'镍基超级合金的大约0.15重量%(例如大约0.25重量%至大约1.3重量%的锆，例如大约0.25重量%至大约0.55重量%)，其中铪的量完全不存在或微乎其微地存在于γ'镍基超级合金中(例如大约0.001重量%至大约0.1重量%，例如大约0.01重量%至大约0.08重量%)。另外，为了证明γ'镍基超级合金为高强度，合金成分包括至少大约4重量%的组合量的Al和Ti(例如大约4重量%至大约15重量%)，以及至少钨或铌的其中一个或这两者。因而，在一个实施例中，大体提供了一种γ'镍基超级合金，其包括0重量%至大约0.01重量%的Hf、至少大约4重量%的组合量的Al和Ti(例如大约4重量%至大约15重量%)、至少W或Nb的其中一种、以及大约0.15重量%至大约1.3重量%的锆，例如大约0.25重量%至大约0.55重量%的锆。这种γ'镍基超级合金包括：大约0重量%至大约21重量%的钴(例如大约1重量%至大约20重量%的钴)、大约10重量%至大约30重量%的铬(例如大约10重量%至大约20重量%的铬)、0重量%至大约4重量%的钽(例如0重量%至大约2.5重量%的钽)、0.1重量%至大约5重量%的铝(例如大约1重量%至大约4重量%的铝)、0.1重量%至大约10重量%的钛(例如大约0.2重量%至大约5重量%的钛)、0重量%至大约14重量%的钨(例如大约1重量%至大约6.5重量%的钨)、0重量%至大约15重量%的钼(例如大约1重量%至大约10重量%的钼)、0重量%至大约40重量%的铁(例如0重量%至大约15重量%的铁)、0重量%至大约1重量%的锰(例如0重量%至大约0.5重量%的锰)、0重量%至大约1重量%的硅(例如0重量%至大约0.5重量%的硅)、0重量%至大约5重量%的铌(例如0重量%至大约3.6重量%的铌)、0重量%至大约0.01重量%的铪(例如0重量%至大约0.005重量%的铪)、0重量%至大约0.35重量%的碳(例如大约0.01重量%至大约0.1重量%的碳)、0重量%至大约0.35重量%的硼(例如大约0.01重量%至大约0.01重量%的硼)、大约0.15重量%至大约1.3重量%的锆(例如大约0.25重量%至大约1.0重量%的锆，例如大约0.25重量%至大约0.55重量%)、以及其余量的镍和杂质。在下表3中概括了上面陈述的成分范围，其以重量百分比(重量%)来表达：表3成分宽泛的(重量%)优选的(重量%)Co0-21.01-20Cr10-3010-20Ta0-40-2.5Al0.1-5.01-4Ti0.1-100.2-5W0-141-6.5Mo0-151-10Fe0-400-15Mn0-10-0.5Si0-10-0.5Nb0–50–3.6Hf0-0.010-0.005C0-0.350.01-0.1B0-0.350.01-0.1Zr0.15-1.30.25-0.55Ni其余其余除表3中所列出的元素之外，人们认为可存在较少量的其它合金成分，而不会导致不符合要求的特性。这种成分和其量(按重量计算)包括高达2.5%的铼、高达2%的钒、高达2%的铁和/或高达0.1%的镁。根据本发明一个优选的方面，表3中所述的超级合金提供了用于平衡改善耐高温特性方面的可能，包括高温下蠕变和疲劳裂纹生长强度方面的改善，同时限制与Hf使用相关联的负面影响。表4显示了若干种商业上可得到的无Hf的γ'镍基超级合金的成分，其以重量百分比(重量%)来表达：表4如上所述，在各个这些包含微乎其微的Hf或没有Hf的γ'镍基超级合金中的Zr的浓度可增加至大约0.15重量%至大约1.3重量%，例如大约0.25重量%至大约0.55重量%，同时接近或完全消除了合金中的任何Hf(即，小于大约0.01重量%)。因而可改善表4中所示的各种合金，以包括大约0.25重量%至大约1.3重量%的Zr，例如大约0.25重量%至大约0.55重量%的Zr。在一个实施例中，超级合金构件可具有耐腐蚀涂层。参照图2，所示的耐腐蚀涂层22沉淀在超级合金衬底26的表面区域24上。超级合金衬底26可能是图1的盘或燃气涡轮发动机中的任何其它构件。本文使用示例来公开本发明，包括最佳模式，并且还可使本领域中的技术人员实践本发明，包括制造和利用任何装置或系统，并执行任何所含方法。本发明可达到专利的范围由权利要求限定，并且可包括本领域中的技术人员想到的其它示例。如果这些其它示例包括并非不同于权利要求语言的结构元件，或者如果其包括与权利要求语言无实质差异的等效的结构元件，那么这些其它示例都属于权利要求的范围内。当前第1页1 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