镍基超耐热合金和由所述超耐热合金制成的部件的制作方法

专利名称：镍基超耐热合金和由所述超耐热合金制成的部件的制作方法
技术领域：
本发明涉及镍基超耐热合金领域，尤其是用于制备陆上或航空涡轮机的部件，例如涡轮机的盘。
背景技术：
涡轮机性能的提高需要高温表现越来越好的合金。特别是，它们应能够耐700°C左右的操作温度。为此目的，开发了超耐热合金以确保在上述应用的那些温度下的高机械性能(抗拉强度、抗螺变性和抗氧化性、裂纹扩展强度(crack propagation strength)),同时保持良好的显微结构稳定性，从而为由此制得的部件提供长的寿命。可以满足这些要求的已知合金通常具有高含量的促进Y ’相Ni3(Al，Ti)存在的元素，其比例通常大于结构的45%。这使得这些合金不可能经由常规途径(钢锭途径)以满意的结果实施，在常规途径中，由液体金属铸锭后进行一系列成形处理和热处理。这些合金只能通过粉末冶金术得到，其主要缺点是其制造成本非常高。为了降低其制造成本，开发了允许经由常规途径实施的合金。尤其是称为UDMET720的镍基超耐热合金，如特别记载在文献US-A-3，667，938和US-A-4，083，734中的。这种超耐热合金通常具有以重量百分比描述的以下组成-痕量≤Fes≤0.5%,-12%≤Cr ≤20%,-13%≤Co ≤19%,-2%≤Mo ≤3. 5%,-OK W d，-I. 3%≤Al ≤3%,-4. 75%≤Ti ≤7%,对于低碳种类，-0. 005%≤0. 045% ;对于高碳种类，碳含量可提高到最多
0.15%。-0. 005%≤B ≤0. 03%,-痕量≤Mn ≤0. 75%,-0. 01%≤Zr ≤0. 08%,余量是镍及制造过程产生的杂质。也开发了称为TMW 4的合金，其以重量百分比表示的可能组成通常是-Cr = 15%,-Co = 26. 2%,-Mo = 2. 75%,-W = I. 25%,-Al = I. 9%,
-Ti = 6%,-C = 0. 015%,-B = 0. 015%,余量是镍及制造过程产生的杂质。利用UDMET 720或TMW 4型的超耐热合金，有可能部分实现预期目标。由于其高的Co含量，这些合金在高温下确实保持良好的机械性能，且这些合金可通过常规途径由钢锭获得，因此比通过粉末冶金术更经济的方式获得。然而，正是由于其大的Co含量(通常占12到27% )，它们的成本仍然很高。此夕卜，由于尤其归因于仍然很大(大约45%)的Y ’相的体积分数导致低可锻性，它们仍然难以经由常规钢锭途径实施。事实上，由于Y ’相的大体积分数，可能进行锻造而没有裂纹形成风险的温度区间是窄的，因而使得其需要频繁回炉以在锻造过程中持久地保持合适的温度。而且，对于这些合金而言，Y ’超固溶线(supersolvus)(即，Y ’固溶线(solvus)温度以上，并因此是使Y ’相处于溶液状态的温度)锻造是不可能的，因为具有产生裂纹的风险。这些合金只能进行亚固溶线锻造(因此处于低于Y ’固溶线的温度)，这导致包含相轴，并在用超声波进行的非破坏性试验期间引起渗透性缺陷的异质结构。因此对于这些合金，锻造工艺需要高度技巧、难以控制且是昂贵的。为了降低获得这些合金的成本，开发了允许在接近700°C的使用温度下进行上述应用的新的镍超耐热合金。一种已知的名为“718PLUS”的记载在文献W0-A-03/097888中的这种类型的合金，通常具有以重量百分比表示的以下组成-痕量彡Fe 彡 14%，-12%^ Cr ^ 20%,-5%^ Co ^ 12%,-痕量彡Mo ^ 4%,-痕量彡WS 6%，-0. 6%^ Al ^ 2. 6%,-0. 4%^ Ti ^ I. 4%,-4%^ Nb ^ 8%,-痕量彡CS 0.1%,-0. 003%^ P ^ 0. 03%,-0. 003%^ B ^ 0. 015%,余量是镍及由制备过程产生的杂质。为了降低因所用原料(合金元素)导致的用于获得这些合金的成本，相对于上述合金，718PLUS具有显著更少的Co含量。而且，为了降低这些合金的因热机械处理引起的制造成本，这种合金的可锻性通过显著降低Y ’相的体积分数来改进。然而，Y ’相体积分数的降低通常以损害热力学性能和通常损害部件性能来实现，事实上，其性能明显低于之前提到的那些合金。因此，在陆上或航空涡轮机领域中，718PLUS的使用局限于在热机械应力方面的要求不那么严格的某些应用。此外，718PLUS合金具有高的Nb含量(占4到8% )，这在生产过程中对其化学均匀性不利。事实上，Nb是在固化结束时导致显著偏析的元素。这些偏析可导致生产缺陷(白斑)的形成。仅钢锭生产期间窄的和特定的再熔率窗口可用于减少这些缺陷。因此，718PLUS的生产包括复杂且难以控制的方法。还已知超耐热合金中的高Nb含量对高温下裂纹的扩展相当不利。

发明内容
本发明的目的是提供一种合金，其具有低的制造成本，即，合金元素的成本明显低于UDMET 720型合金，且其可锻性相对高于UDMET 720型合金，且同时所述合金在高温下(700°C)具有高的机械性能，即高于718PLUS的机械机能。换句话说，目的在于提供一种合金，其组成对于上述应用可在高的热机械性能 和可接受的制造成本之间达到平衡。这一合金也应该能够在不太受限的生产和锻造条件下获得，以使其供应更可靠。为此，本发明的目的是具有以下组成的镍基超耐热合金，各种元素的含量以重量百分比表示-I. 3%^ Al ^ 2. 8%,-痕量彡CoS 11%，-14%^ Cr ^ 17%,-痕量彡Fe 彡 12%，-2%^ Mo ^ 5%,-0. 5%^ Nb+Ta ^ 2. 5%,-2. 5%^ Ti ^ 4. 5%,-1%^ W ^ 4%,-0. 0030B ^ 0. 030%,-痕量彡C 彡 0.1%，-0. 01%^ Zr ^ 0. 06%,余量由镍及生产过程产生的杂质组成，所述组成满足其中含量以原子百分比表示的以下关系式8 ^ Al at% +Ti at% +Nb at% +Ta at%^ 110. 7 ^ (Ti at% +Nb at% +Ta at% ) /Al at%^ I. 3优选其组成满足其中含量以原子百分比表示以下关系式I ^ (Ti at% +Nb at% +Ta at% ) /Al at%^ 1.3优选地,所述合金包含重量百分比为3到12%的Fe。优选地，所述合金的组成以重量百分比表示为-I. 3%^ Al ^ 2. 8%,-7 % ^ Co ^ 11%,-14%^ Cr ^ 17%,-3%^ Fe ^ 9%,-2%^ Mo ^ 5%, -0. 5%^ Nb+Ta ^ 2. 5%,-2. 5%^ Ti ^ 4. 5%,
-1%≤ W ≤ 4%,-0. 0030B ≤ 0. 030%,-痕量≤C ≤ 0.1%，-0. 01%≤ Zr ≤ 0. 06%,且其组成满足其中含量以原子百分比表示的以下关系式8 ≤Al at% +Ti at% +Nb at% +Ta at%≤ 110. 7 ≤ (Ti at% +Nb at% +Ta at% ) /Al at%≤ I. 3余量由镍及生产过程产生的杂质组成。优选地，对于这一合金，I≤ (Ti at% +Nb at% +Ta at% ) /Al at%≤ 1.3。优选地，所述合金的组成以重量百分比表示为-I. 8%≤ Al≤ 2. 8%,-7%≤Co ≤ 10%,-14%≤ Cr≤ 17%,-3. 6%≤Fe≤7%,-2%≤ Mo ≤ 4%,-0. 5%≤ Nb+Ta ≤ 2%,-2. 8%≤ Ti ≤ 4. 2%,-I. 5%≤ W≤ 3. 5%,-0. 0030B ≤ 0. 030%,-痕量≤CS 0.07%,-0. 01%≤ Zr ≤ 0. 06%,且其组成满足其中含量以原子百分比表示的以下关系式8 ≤ Al at% +Ti at% +Nb at% +Ta at%≤ 110. 7 ≤(Ti at% +Nb at% +Ta at% ) /Al at%≤ I. 3余量由镍及生产过程产生的杂质组成。在所述合金的某些情况下，0.7 < (Ti at % +Nb at% +Ta at% ) /Al at*%<1.15。在所述合金的某些情况下，I≤ (Ti at% +Nb at% +Ta at% ) /Al at%≤ 1.3。优选地，这些超耐热合金的Y ’相分数为30到44%，优选为32到42%，且所述超耐热合金的Y ’相的固溶线低于1145°C。优选地，所述合金的组成满足以下关系式，其中元素含量以700°C下的Y基质计算并以原子百分比表示0. 717Ni at%+0. 858Fe at%+l. 142Cr at% +0. 777Co at%+l. 55Moat% +1. 655Wat% +1.9A1 at% +2. 271Ti at% +2. 117Nb at% +2. 224Taat%≤ 0. 901。优选地，700°C下的Y基质中Cr含量(以原子百分比表不)大于24at*%。优选地，Y基质中Mo+W含量(以原子百分比表示)为≥2.8at%。本发明的目的也涉及镍超耐热合金的部件，其特征在于其组成分为之前的类型。所述部件可以是航空或陆上涡轮机的组件。应理解，本发明是基于合金组成的精确平衡，从而获得机械性能、易锻造性和优选地尽可能适度的合金材料成本，使得所述合金适于经由标准钢锭途径经济地生产可以在高的机械和热应力下操作的部件，尤其是在陆上和航空涡轮机中的部件。以下将参考附图
I描述本发明，图I显示了对本发明合金和UDMEI720型对照合金的重熔和均质化钢锭在1000-1180°C温度下测定的相应可锻性(由收缩表示)，替代UDIMET 720型合金是本发明的目的。本发明的合金提供良好的机械性能的同时，通过限制生成Y ’相的元素含量(特别是Nb)避免生产期间的偏析问题而具有良好的可锻性。例如，本发明合金在合金的超固溶线范围内是可锻的，由此可以确保金属的较好均质性且可以明显降低与锻造工艺有关的成本。如可观察到的，除降低与原料相关的成本之外，本发明的超耐热合金还可以降低与由该超耐热合金制造部件的生产工艺以及热机械处理工艺(锻造和闭模锻造)有关的成本。根据本发明获得的合金是以整体上相对低的成本获得的，在任何情况下以低于 UDIMET 720型合金的成本获得，且同时所述合金具有高的高温机械性能，即，高于718PLUS型合金的机械性能。通过使Co含量降至低于11 %，可以相当大地降低合金的成本，Co是大量地存在于本发明中的合金元素中最昂贵的。为了在蠕变和牵引期间保持良好的机械性能，Co含量的降低一方面通过调节形成Y ’硬化相的Ti、Nb和Al含量来补偿，另一方面通过调节使合金的Y基质硬化的W和Mo含量来补偿。本发明人能够注意到，通过添加Fe作为Co含量的部分替代(相对于UDMET 720或TMW-4型合金)，也可以明显降低合金的成本。本发明人能够注意到，优选通过将3到9%的Fe，更优选为3. 6到7%的Fe加入组成中以实现机械性能例如抗蠕变性的明显提高而同时保持原料的低成本，最佳Co含量占7到11%，优选为7到10%。本发明人能够注意到，Co超过11%，合金的性能没有显著改善。按照该组成的合金提供了达到接近于性能最好的合金例如上述合金(UDMET 720和TMW-4)的机能性能而同时保持获得它们的低成本的可能性，这是因为，例如，可以容易地获得低于24 €/kg的原料成本(接近718PLUS原料的成本，参见以下实施例)。为了确定构成液体金属(由其铸造和锻造钢锭)的原料的成本，考虑了各元素的以下每千克成本-Ni 20€/kg,-Fe 1 €/kg,-Cr 14 € /kg,-Co 70€/kg,-Mo 55 S /kg,-W 30€/kg,-Al 4€/kg,-Ti 11 €/kg,-Nb 50 € /kg,-Ta 130€/kg,当然，这些数字可能随着时间改变很大，将会显示的关系式(I)(通过该关系式来确定在原料成本方面什么代表合金组成的优化)仅具有指示价值，并不构成应该严格遵守以使合金符合本发明的参数。Ti,Nb和Ta的总含量与Al含量的目标比例提供了确保经由Y ’相的固溶体硬化而同时避免合金中出现可以改变其延展性的针状相的风险的可能性。理想的是达到最低相分数(优选30%，更优选32%)来获得700°C蠕变和牵引过程中非常好的强度。然而，优选地，该分数和Y ’相的固溶线应该分别小于44% (优选为42% )和1145°C，使得合金能保持优良的可锻性，以及合金也可以在超固溶线范围内(即处于固溶线与熔融开始温度之间的温度)部分地锻造。
存在于合金中的相的比例，例如Y ’相的体积分数以及TCP相(其定义稍后给出)的摩尔浓度，由发明人根据所述组成采用由热力学计算得到的相图(借助于目前冶金学者使用的THERM0CALC软件包)来确定。通常用作超耐热合金稳定性的指示物的参数Md应小于0. 901，以赋予本发明合金最佳的稳定性。因此，在本发明范围内，可以调节所述组成以使Md彡0.901而不损害合金的其他机械性能。超过0. 901，则合金具有不稳定的风险，即，在延长使用期间导致不利相的析出，例如使合金脆化的O和y相。y基质中Mo+W含量的上述条件经验证以避免O或ii型脆性金属间化合物的析出。当。和U相过量产生时，引起合金的延展性和机械强度的明显降低。也观察到过量Mo和W含量极大地改变合金的可锻性且相当大地减小可锻性范围，即合金耐受大的变形的用于热成型的温度范围。这些元素还具有高的原子质量，且其存在由对于航空应用的主要标准的合金比重的显著增加来表示。本发明的组成提供在700°C下保持合金中的TCP(拓扑密排相=拓扑学上的紧密相，例如y + o相，其含量以相摩尔百分比表示)含量小于6%的可能性。该值可以证实本发明的超耐热合金具有很好的高温微结构稳定性。本发明合金组成的强制或最佳经验方程是(I)(最佳)成本(€/kg) < 25，其中成本=20Ni % +Fe % +14Cr % +70Co %+55Mo% +30ff% +4A1% +IlTi% +50Nb% +130Ta% (重量百分比)，其中由于合金元素的价格的不可避免的变化，在该标准的严格有效性上有上述表示的保留。(2)(最佳)Md = 0. 717Ni at % +0. 858Fe at% +1. 142Cr at% +0. 777Co at%+1. 55Mo at% +1. 655W at% +1. 9A1 at% +2. 271Ti at% +2. 117Nb at% +2. 224Ta at%<0.901，各种元素的含量(at%)以700°C时的、基质计算得到(通常由在镍基超耐热合金领域中工作的冶金学者通常所知的模型进行的热力学计算得到的关系式)。(3)(最佳)700°C时的Y基质中Cr ^ 24at%，从而优化抗氧化性(由热力学计算得到的优化)。(4)(强制)0. 7 ( (Ti at% +Nb at% +Ta at% )/Al at%^ I. 3 以确保 Y ’ 的硬化并限制出现针状相的风险，和最佳地I ( (% Ti+% Nb+% Ta)/% Al彡I. 3以较好地硬化，和最佳地0. 7 ( (Ti at% +Nb at% +Ta at% )/Al at%^ I. 15以避免出现针状相的风险。(5)(强制)8<六1 at% +Ti at% +Nb at% +Ta at*%<ll,从而确保 Y ’相的足够分数。(6)(最佳)30%< Y ’分数<45%和固溶线<1145°C (由热力学计算得到的优化)较佳32%< Y ’分数<42% ;其处于一方面获得蠕变强度和抗拉强度之间的最佳平衡，另一方面获得蠕变强度和可锻性之间的最佳平衡的这一区间中；最佳值为约37%。(7)(最佳)700°C时TCP相的摩尔百分比彡6%，以确保良好的高温微结构稳定性(由热力学计算得到的优化)。(8)(最佳)700°C时Y相中的Mo at% +W at 2. 8，从而确保Y基质的适当硬化(由热力学计算得到的优化)，但Mo重量含量不超过5%以及W重量含量不超过4%，以避免O或ii型脆性金属间化合物的析出。现在将逐个元素详细描述本发明含量的选择。链出于经济理由考虑，钴含量限于小于11%的含量，优选小于10%，因为该元素是进入合金组成的最昂贵的元素之一(参见关系式(I)，其中该元素具有仅次于Ta的第二大权重)。有利地，理想的是最低含量为7%，以保持非常好的蠕变强度。迭用铁代替镍或钴具有明显降低合金成本的优点。然而，加入铁促使O相的析出，这不利于延展性和缺口敏感性。因此，应该调节合金的铁含量以获得成本的明显降低而同时确保高温下高度稳定的合金(关系式(2)、(7))。一般情况下铁含量为痕量至12%，但优选为3到12 %，更优选为3到9 %，和更优选为3. 6到7 %。铝、钛、铌、钼这些元素的重量含量为I. 3到2. 8%，优选铝为I. 8到2. 8%,Ti为2. 5到4. 5%,优选2. 8到4. 2 %，Ta+Nb总含量为0. 5到2. 5 %，优选0. 5到2 %。尽管镍基合金中Y ’相的析出基本上是由于足够浓度铝的存在，如果合金中存在足够浓度的元素Ti、Nb和Ta，则可以促进该相的出现元素铝、钛、铌和钽据称是“ Y ’ -生成”元素。因此，Y ’相的稳定域(该合金典型的Y ’固溶线)和Y ’相分数取决于铝、钛、铌和钽的原子浓度(at%)的总和。因此，调节这些元素以获得最优的相分数(30%到44%，优选32%到42% )和Y ’相固溶线(低于1145°C )。本发明合金中足够的Y ’相分数通过使Al、Ti、Nb和Ta含量的总和大于或等于8at%且小于或等于llat%得到。理想的是最低的Y ’相分数以在700°C下获得非常好的蠕变和抗拉强度。然而，优选地，相的分数和固溶线应分别小于40%和1145°C，以使得合金保持良好的可锻性，且也可以在超固溶线范围内(即Y ’固溶线与熔融开始温度之间的温度下)部分地锻造。超过上述上限的Y ’相分数和固溶线温度将使得经由常规钢锭途径的合金的应用更困难，这将具有减弱本发明优点之一的风险。根据本发明的一个非常有利的方面，铝、钛、铌和钽含量使得钛、铌和钽的总含量与铝含量之间的比例大于或等于0. 7且小于或等于I. 3。事实上，由Ti、Nb和Ta提供的、’相的固溶体的硬化总是较高的，因为该比例(Ti at% +Nb at% +Ta at% )/Al at%较高。为确保较好的硬化，大于或等于I的比例将是优选的。然而，对于相同的铝含量，太高的Ti、 Nb或Ta含量促使n型(Ni3Ti)或5型(Ni3(Nb，Ta))针状相的析出，但这不是本发明范围所需要的如果这些相以太大量存在，它们可以通过在晶界处作为针析出而改变合金的热延展性。因此，比例(Ti at% +Nb at% +Ta at% )/Al at*%应该不超过I. 3,优选不超过I. 15，以防止这些不利相的析出。另一方面，Nb和Ta含量小于钛含量，以使得合金的密度保持为可接受的(小于8. 35)，尤其用于航空应用。本领域技术人员也已知太高的铌含量不利于抗热裂纹扩展性￠50-7001:)。优选铌存在的比例大于钽，因为钽的成本和原子质量高于铌。关系式(I)、⑷和(5)考虑了这些条件。
钼和钨Mo含量应为2到5%以及W含量应为I到4%。最佳地，Mo含量为2到4%以及W含量为I. 5到3. 5%。钥和钨通过固溶体效应提供Y基质的强硬化。应小心地调节Mo和W含量以获得最佳硬化而不引起O或U型脆性金属间化合物的析出。当这些相以过大的量发生时，它们引起合金的延展性和机械强度的明显降低。也观察到过大Mo和W含量强烈改变合金的可锻性并相当大地降低可锻性范围，即用于热成型的合金耐受明显变形的温度范围。这些元素还具有高的原子质量，且其存在由合金比重的明显增加来表现，而这尤其对于航空应用是不希望的。关系式(2)、(7)和(8)考虑了这些条件。铬铬对合金的抗氧化性和抗腐蚀性而言是不可缺少的，因此在合金在高温下抗环境影响中起着重要作用。考虑到太高的铬含量促进不利相(例如O相)的析出并因此破坏热稳定性的事实，确定本发明合金的铬含量(14到17重量％ )以在700°C下将最低浓度的24at%的Cr引入的、相。关系式(2)、(3)和(7)考虑了这些条件。硼、锆、碳B含量为0. 0030到0. 030%。Zr含量为0. 01到0. 06%。C含量为痕量到0.1%，优选痕量到0.07%。所谓的微量元素例如碳、硼和锆在晶界形成偏析，例如作为硼化物或碳化物。它们通过捕获不利元素(例如硫)以及通过改变晶界处的化学组成有助于提高合金的强度和延展性。缺少它们将是不利的。然而，过多的含量引起熔融温度的降低并强烈改变可锻性。因此，它们必须保持在所说明的范围内。
具体实施例方式现在将描述用于实施本发明的在实验室中测试的实施例，并与参照实施例比较。表I的含量以重量百分比表示。这些实施例都不含明显比例的钽，但如所述的该元素的性能与铌的性能相当。
权利要求
1.镍基超耐热合金，具有各种元素的含量以重量百分比表示的以下组成-I. 3%≤ Al ( 2. 8%, -痕量≤ Co ≤ 11%， -14%≤ Cr ≤ 17%, -痕量≤Fe ( 12%, -2%≤ Mo ( 5%,-O. 5%≤ Nb+Ta ≤ 2. 5%,-2. 5%≤ Ti ( 4. 5%, -1%≤ W ≤ 4%,-O. 0030%≤ B ≤ O. 030%, -痕量≤C ≤ O. 1%,-O. 01%≤ Zr ≤ O. 06%, 余量由镍和制造过程产生的杂质组成， 且所述组成满足以下关系式，其中含量以原子百分比表示 8 ≤Al at% +Ti at% +Nb at% +Ta at%≤ 11,0. 7 ≤ (Ti at% +Nb at% +Ta at% ) /Al at%≤I. 3。
2.如权利要求I所述的超耐热合金，其特征在于其组成满足以下关系式，其中含量以原子百分比表示 I ≤ (Ti at% +Nb at% +Ta at% ) /Al at%≤ I. 3。
3.如权利要求I或2所述的超耐热合金，其特征在于所述合金包含重量百分比为3到12%的 Fe。
4.如权利要求I至3任一项所述的超耐热合金，其特征在于所述合金的组成以重量百分比表示为-I. 3%≤ Al ≤ 2. 8% ； -7%≤ Co ( 11% ； -14%≤ Cr ( 17% ； -3%≤Fe ≤ 9% ； -2%≤ Mo ( 5% ；-O. 5%≤Nb+Ta ≤ 2. 5% ；-2. 5%≤ Ti ≤ 4. 5% ； -1%≤ W ≤ 4% ；-O. 0030%≤ B ≤ O. 030% ； -痕量≤C ≤ O. 1% ；-O. 01%≤Zr ≤ O. 06% ； 且其组成满足以下关系式，其中含量以原子百分比表示 8 ≤ Al at% +Ti at % +Nb at % +Ta at%≤ 11 0. 7 ≤ (Ti at % +Nb at % +Ta at % ) /Al at%≤ I. 3 余量由镍和制造过程产生的杂质组成。
5.如权利要求4所述的超耐热合金，其特征在于I≤ (Ti at% +Nb at% +Ta at% )/Al at%≤ I. 3。
6.如权利要求4所述的超耐热合金，其特征在于所述合金的组成以重量百分比表示为-I. 8%≤Al ≤ 2. 8% ； -7%≤Co ≤ 10% ； -14%≤ Cr ≤ 17% ；-3. 6%≤Fe ≤7% ； -2%≤ Mo ≤ 4% ；-O. 5%≤ Nb+Ta ≤ 2% ；-2. 8%≤Ti≤4. 2% ；-I. 5%≤ W ≤ 3. 5% ；-O. 0030%≤ B ≤ O. 030% ； -痕量≤C≤O. 07% ；-O. 01%≤ Zr ≤O. 06% ； 且其组成满足以下关系式，其中含量以原子百分比表示 8 ≤ Al at% +Ti at% +Nb at% +Ta at%≤ 11 0. 7 ≤ (Ti at% +Nb at% +Ta at % ) /Al at%≤I. 3 余量由镍和制造过程产生的杂质组成。
7.如权利要求6所述的超耐热合金,其特征在于O. 7 ≤ (Ti at% +Nbat% +Ta at% )/Al at%≤ I. 15。
8.如权利要求6所述的超耐热合金,其特征在于I≤ (Ti at% +Nb at% +Ta at% )/Al at%≤ I. 3。
9.如权利要求I至8任一项所述的超耐热合金，其特征在于所述超耐热合金的Y’相分数占30到44%，优选32到42%，且所述超耐热合金的、’相的固溶线低于1145°C。
10.如权利要求I至9任一项所述的超耐热合金，其特征在于所述合金的组成满足以下关系式，其中元素含量以700°C的Y基质计算并以原子百分比表示O. 717Ν at % +0. 858Fe at % +1. 142Cr at% +0. 777Co at% +1. 55Moat % +1. 655Wat% +1. 9A1 at% +2. 271Τ at% +2. 117Nb at% +2. 224Taat%≤ 0. 901。
11.如权利要求I至10任一项所述的超耐热合金，其特征在于700°C的Y基质中Cr含量(以原子百分比表不)大于24at%。
12.如权利要求I至11任一项所述的超耐热合金，其特征在于Y基质中Mo+W含量(以原子百分比表不)为≥ 2. 8at %。
13.镍超耐热合金部件，其特征在于其组成为权利要求I至12任一项所述。
14.如权利要求12所述的镍超耐热合金部件，其特征在于其是航空或陆上气轮机的组件。
全文摘要
镍基超耐热合金，具有各种元素的含量以重量百分比表示的以下组成-1.3％≤Al≤2.8％，-痕量≤Co≤11％，-14％≤Cr≤17％，-痕量≤Fe≤12％，-2％≤Mo≤5％，-0.5％≤Nb+Ta≤2.5％，-2.5％≤Ti≤4.5％，-1％≤W≤4％，-0.0030％≤B≤0.030％，-痕量≤C≤0.1％，-0.01％≤Zr≤0.06％，余量由镍和制造过程产生的杂质组成，且所述组成满足以下关系式，其中含量以原子百分比表示8≤Al at％+Ti at％+Nb at％+Ta at％≤11，0.7≤(Ti at％+Nb at％+Ta at％)/Al at％≤1.3。
文档编号C22C1/02GK102625856SQ201080048118
公开日2012年8月1日 申请日期2010年8月20日 优先权日2009年8月20日
发明者亚历山大·德沃, 菲利普·埃里捷 申请人:奥贝尔&杜瓦尔公司