镍-钴合金的制作方法
【专利说明】镜-钴合金
[0001] 本发明的主题涉及镍-钴合金。
[0002] 燃气涡轮机中的旋转盘的重要金属材料是镍合金Alloy718。在表1中列出根据 标准AMS5662的所述合金Alloy718的化学组成。
[0003] 在表2中列出根据标准AMS5662的合金Alloy718必须满足的机械性质的要求。 此外，对于用作航空涡轮机中的旋转盘而言，要求按照蠕变测试在650°C的温度和550MPa 的负荷在35h的负载时间之后（在还更高的要求下在100h之后）〈0. 2%的伸长以及在疲 劳强度试验（低循环疲劳，LowCycleFatigue/LCF-测试）中预期直至断裂的高循环数。 在此，取决于测试条件，要求几万次循环直至大于十万次循环的循环数，所述测试条件基于 不同的盘设计而指定。根据标准AMS5662,必须满足在三阶段退火之后的机械要求：在介于 940和1000°C之间的退火温度的一阶段固溶退火+在720°C时效硬化8h+620°C维持8h。
[0004] 两个析出相实质上对镍合金Alloy718的高的强度特性负责。这一方面是y〃-相 Ni3Nb和另一方面为y'_相Ni3(Al，Ti)。第三基本析出相是相，其将合金Alloy718的 应用温度限制在650°C的最高温度，因为高于该温度亚稳的相转变为稳定的相。 通过该转化，材料损失其蠕变强度特性。然而，在材料Alloy718从再熔炼铸锭到经锻造的 钢坯的半成品的制造过程中，S-相在锻造工艺期间具有重要作用，从而实现非常细晶粒的 均匀的晶粒结构。在相的析出温度范围内锻造温度的情况下，在晶粒细化中产生小份 额的相的析出。钢坯组织的该小晶粒仍然存在或者由于在尤其是涡轮机盘的制造时 的热加工而还是细晶粒的，虽然在该情况下从低于相-固溶温度的温度开始锻造。非 常细晶粒的组织是在LCF测试的情况下直至断裂的非常高的循环数的前提条件。因为合 金Alloy718的y' -相的析出温度比大约1020°C的S-相-固溶温度低得多，所述合金 Alloy718具有宽的成型温度窗口，从而使得从铸锭锻造成钢坯或从钢坯锻造成涡轮机盘 在由于Y'_相析出的可能的表面断裂方面是没有困难的，在非常低的温度锻造时可能出 现所述表面断裂。因此，合金Alloy718在热成型工艺方面是非常好的。然而，不足之处在 于合金Alloy718的直至650°C的相对低的应用温度。
[0005] 另一种镍合金"Waspaloy"由于在直至约750°C的较高温度的良好的组织稳定性 而出众并且因此提供比合金Alloy718高约100K的应用温度。合金Waspaloy由于元素A1 和Ti的更高的合金份额而达到了在高至更高的温度的组织稳定性。由此，合金Waspaloy 具有相的高的固溶温度，这使得较高的应用温度成为可能。合金Waspaloy的化学组 成在表3中根据标准AMS5704列出。
[0006] 在表4中列出合金Waspaloy根据标准AMS5704必须满足的机械性质方面的要 求。此外，对于用作航空涡轮机中的旋转盘而言，要求按照蠕变测试在测试温度和测试负荷 在35h的负载时间之后（在还更高的要求下在100h之后）〈0. 2%的伸长以及在疲劳强度 试验（低循环疲劳，LowCycleFatigue/LCF-测试）中预期直至断裂的高循环数。在此， 取决于测试条件，要求几万次循环直至大于十万次循环的循环数，所述测试条件基于不同 的盘设计而指定。根据标准AMS5704,必须满足在三阶段退火之后的机械要求：在介于996 和1038°C之间的退火温度的四阶段固溶退火+在845°C稳定化退火4h+在760°C时效硬化 16h〇
[0007] 然而，约1035°C的高的y' -固溶温度也是合金Waspaloy的差的可热成型性的原 因。在约< 980°C的表面温度的情况下，在从再熔炼铸锭到钢坯或者从钢坯到涡轮机盘的锻 造工艺时就以可能由于Y' -相析出出现在锻件表面处的深度断裂。因此，Waspaloy的成 型温度窗口相当小，这通过在加热炉中多次储存（RUcklagen)引起多个成型加热，由此导 致较长的加工时间和因此较高的制造成本。由于必不可少的较高的锻造温度和不存在晶粒 细化的S-相，由合金Waspaloy构成的经锻造的钢坯不可实现非常细的晶粒结构，如在合 金Alloy718的情形下所描述那样。
[0008] 为了航空应用，将合金Alloy718和Waspaloy在V頂-炉中作为初生熔体熔融 并在浇铸成圆形电极。在另外的加工步骤之后，所述电极在双熔熔炼法ESU-工艺中或在 VAR-工艺中再熔炼或者在三熔方法V頂/ESU/VAR中生产VAR-再熔炼铸锭。在所述再熔炼 铸锭可以热成型之前，使其经受均质化退火。接着在多个锻造加热中将再熔炼铸锭锻造成 钢坯，再将所述钢坯用作用于制造例如涡轮机盘的锻造前体材料。
[0009] 1^ 6,730,264公开了以下组成的镍-铬-钴-合金：12至20%0，最高4%1〇， 最高 6%W，0. 4 至 1. 4%Ti，0. 6 至 2. 6%Al，4 至 8%Nb(Ta)，5 至 12%Co,最高 14%Fe， 最高 0? 1%C，0. 003 至 0? 03%P，0. 003 至 0? 015%B，余量的镍。
[0010] DE699 34 258T2公开了用于制备由Waspaloy形成的物品的方法，包括以下步 骤：
[0011] a)提供材料装料，其以重量％计由18至21Cr、3. 5至5Mo、12至15Co、2. 75至 3. 25Ti、l. 2至1. 6A1、至多0. 08Zr、0. 003至0. 010B、余量Ni和可能的杂质组成；
[0012] b)在真空环境中在低于100ii(13. 33Pa)的压力下在不含陶瓷的熔融系统中熔 融所述材料装料，并将所述材料装料升温至高于合金熔点200°F(93°C)以内的有限的过 执. ，
[0013] c)在真空环境中在压铸设备的注射筒（Schussbilchse)中浇铸经熔融的原料装 料，从而使经熔融的原料填充少于所述注射筒的一半；和
[0014] d)在压力下以可再利用的形式注射经熔融的原料。
[0015] 本发明的目的在于提供合金，所述合金能够兼有两种已知合金Alloy718和 Waspaloy的前文所述的优点，S卩合金Alloy718的良好的可热成型性和合金Waspaloy的直 至约750°C的较高温度的组织稳定性。
[0016] 该目的由Ni-Co-合金得以解决，所述合金具有30至65重量％Ni、>〇-最多10重 量％?6、>12至〈35重量％Co、13至23重量％Cr、l至6重量％Mo、4至6重量％Nb+Ta、 >〇-〈3重量％A1、>0至〈2重量％Ti、>0 -最多0. 1重量％C、>0 -最多0. 03重量％P、 >0 -最多0. 01重量％Mg、>0 -最多0. 02重量％B、>0 -最多0. 1重量％Zr，所述合金满 足以下所列出的要求和标准：
[0017] &)在3原子％彡厶1+11(原子％)彡5.6原子％以及11.5原子％彡（：〇彡35原 子％的情况下，900°C彡y'_固溶温度彡1030°C;
[0018] b)在800°C时效处理退火（AuslagerungsglUhung)500h之后的稳定组织和比例 Al/Ti彡5(基于以原子％计的含量）。
[0019] 根据本发明的合金的有利的实施方案参考所附的从属权利要求。
[0020] 基于权利要求1所述的参数，根据本发明的合金不再具有合金Alloy718的缺点， 即相对低的应用温度，也不再具有合金Waspaloy的缺点，即差的可热成型性。
[0021] 根据本发明的合金优选满足以下要求：945°C<y' -固溶温度< 1000°C。
[0022] 特别有利的是，当在AT(S-y'）彡80K且Al+Ti彡4. 7原子％时，可以将Co-含 量调节为介于11. 5和35原子％之间。
[0023] 根据本发明的合金有利地具有等于或大于140K的S-固溶温度和y' -固溶温度 之间的温度间隔并且在此具有介于15和35原子％之间的Co-含量。
[0024] 根据本发明的另一方面，在所述合金中将Ti-含量调节为<0.8原子％，其中优选 基于含量<0.65原子％的含量。同样对此可以有帮助的是将（Nb+Ta)-含量限制在介于 4. 7和5. 7重量％之间的值，这改进了合金Alloy718的良好可热成型性和合金Waspaloy 的高达约750°C的较高温度的组织稳定性。
[0025] 两种元素含量比例的值域对于以原子百分比和重量百分比计的结果而言是不同 的。在结构水平上，原子份额是重要的。尤其是在表6a中，对于根据本发明的合金重要的 兀素，即Al、