镍基超合金及其制造方法与流程

本发明涉及镍基(Ni基)超合金及其制造方法。更特别地，本发明涉及具有特定组成的中间合金和无纹理的Ni基超合金，及其制造方法。

Ni基超合金是非常有用的合金组，其可设计成在高温下(通常超过它们的绝对熔融温度的0.7)使用，且具有显著的抗蠕变性和抗氧化性。特别关注的高温镍基合金的一种形式为铸造形式，其针对所需的蠕变和环境性质设计，例如抗氧化性和抗热腐蚀性。尤其用于热气路径部件的广泛使用的镍基组合物之一为通用电气公司注册商标的Rene 80^TM材料。

增材制造是直接由数字模型通过增材方法制造三维物体的一套新兴技术，通常通过逐层沉积并使其连接在适当位置。不同于涉及减材(例如切割和剪切)和成形(例如冲压、弯曲和模制)的传统制造方法，增材制造将材料连接在一起以构建产品。

某些部件，例如通过镍基超合金制造的涡轮发动机热气路径部件，可受益于增材制造技术的设计灵活性。然而，增材制造方法可在镍基超合金的可制造性方面和进一步在形成具有类似于通过传统铸造方法制造的镍基超合金的性质的镍基超合金方面产生某些挑战。因此，设计可使用增材制造方法制造并具有类似于其铸造对应物的性质的镍基超合金是合乎需要的。

技术实现要素：

简而言之，一个实施方案涉及一种方法。所述方法包括使粉末至少部分熔融和固化，所述粉末包括约5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本为Ni，以形成包括枝晶结构的中间合金，所述枝晶结构包括柱状区域和柱间区域。所述枝晶结构的初级枝晶臂间隔小于约3微米。所述方法进一步包括在约1050℃至约1250℃的温度范围中热处理所述中间合金以形成无纹理的超合金。

另一个实施方案涉及中间合金。所述中间合金包括包含柱状区域和柱间区域的枝晶结构。所述枝晶结构的初级枝晶臂间隔小于约3微米。所述中间合金具有以下组成，包括：约5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本为Ni。

另一个实施方案涉及Ni基超合金。所述Ni基超合金包括以下组成，包括：约5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本为Ni。所述Ni基超合金包括γ相基体、γ'相沉淀和从γ相基体沉淀的金属碳化物。在Ni基超合金中的金属碳化物小于所述组合物的约0.3摩尔%，且所述金属碳化物的平均尺寸小于约1微米。

本发明还涉及以下方面：

1. 一种方法，其包括

使粉末至少部分熔融和固化，所述粉末包含约5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本为Ni，以形成包含枝晶结构的中间合金，所述枝晶结构包含柱状区域和柱间区域，其中所述枝晶结构的初级枝晶臂间隔小于约3微米；和

在约1050℃至约1250℃的温度范围中热处理所述中间合金，以形成无纹理的Ni基超合金。

2. 方面1的方法，其中存在于所述中间合金的组合物中的金属碳化物的量小于所述组合物的约0.5摩尔%。

3. 方面2的方法，其中存在于所述中间合金的组合物中的金属碳化物的量小于所述组合物的约0.3摩尔%。

4. 方面2的方法，其中所述金属碳化物主要布置在枝晶结构的柱间区域中。

5. 方面1的方法，其中所述Ni基超合金包含γ相基体。

6. 方面5的方法，其中所述Ni基超合金包含γ'相沉淀。

7. 方面6的方法，其中所述Ni基超合金中的γ'相的量大于40体积%。

8. 方面5的方法，其中所述Ni基超合金包含从γ相基体沉淀的金属碳化物。

9. 方面8的方法，其中存在于所述Ni基超合金中的金属碳化物的量小于所述Ni基超合金的组合物的约0.3摩尔%。

10. 方面1的方法，其中所述Ni基超合金基本不含在固化期间从熔体沉淀的金属碳化物。

11. 方面1的方法，其包含直接金属激光熔融(DMLM)。

12. 一种由方面1的方法形成的中间合金。

13. 一种由方面1的方法形成的Ni基超合金。

14. 一种中间合金，其包含

包含柱状区域和柱间区域的枝晶结构，其中所述枝晶结构的初级枝晶臂间隔小于约3微米；和

包含约5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本为Ni的组合物。

15. 方面14的中间合金，其中存在于所述中间合金中的金属碳化物的量小于所述组合物的约0.5摩尔%。

16. 方面15的中间合金，其中存在于所述中间合金中的金属碳化物的量小于所述组合物的约0.3摩尔%。

17. 方面15的中间合金，其中所述金属碳化物主要布置在所述枝晶结构的柱间区域中。

18. 一种无纹理的Ni基超合金，其包含

包含5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本为Ni的组合物；

γ相基体；

γ'相沉淀；和

从γ相基体沉淀的金属碳化物，其中

存在于所述Ni基超合金中的金属碳化物的量小于所述Ni基超合金的约0.3摩尔%；和

所述金属碳化物的平均尺寸小于约1微米。

附图说明

当参考附图阅读以下详述时，本发明的这些和其它特征、方面和优点将变得更好理解，其中：

图1说明通过使用基准Rene 80组合物形成的铸造式合金的低放大倍数现有技术微观结构图像。

图2说明通过使用基准Rene 80组合物形成和通过直接金属激光熔融(DMLM)方法加工的构造式合金的低放大倍数微观结构图像；

图3说明通过使用基准Rene 80组合物形成的铸造式合金的现有技术微观结构图像。

图4说明通过使用基准Rene 80组合物形成和通过DMLM方法加工的构造式合金的高放大倍数微观结构图像；

图5说明通过使用基准Rene 80组合物形成和通过DMLM方法加工的构造式合金的高放大倍数微观结构图像；

图6说明通过使用基准Rene 80组合物形成和通过DMLM方法加工的镍基超合金的低放大倍数微观结构图像；和

图7说明根据本发明技术的一个实施方案的通过DMLM方法加工的Ni基超合金的低放大倍数微观结构。

具体实施方式

本发明一般适用于包括镍基(Ni基)超合金的体系，和形成在特征为相对高温的环境内运行且因此经受不利的氧化环境和严苛的机械应力的Ni基超合金的方法。这些部件的值得关注的实例包括燃气涡轮发动机的涡轮喷嘴和叶片、外罩和增压器硬件。虽然将参考燃气涡轮发动机硬件描述本发明的优点，但本发明的教导一般适用于可用于高温和严苛环境的任何部件。

如本文说明书和权利要求通篇所用的近似用语可应用于修饰可允许变化而不导致与其相关的基本功能改变的任何定量表达。因此，通过一个或多个术语例如“约”和“基本上”修饰的值不应限于指定的精确值。在一些情况下，近似用语可对应于用于测量该值的仪器的精度。在此和在整个说明书与权利要求中，范围限制可组合和/或互换，确定这些范围并包括在其中包含的所有子范围，除非上下文或用语另有指示。

在以下说明书和权利要求中，单数形式“一种”、“一个”和“该”包括复数对象，除非上下文清楚地另有指示。如本文所用，术语“或”不表示排他性，而是指存在的参考组成部分中的至少之一，并包括其中可存在参考组成部分的组合的情况，除非上下文清楚地另有指示。

如本文所用，术语“可”和“可为”表明以下可能性：在一组情况中发生；拥有指定性质、特征或功能；和/或通过表达与所修饰动词有关的一种或多种能力、性能或可能性修饰另一个动词。因此，使用“可”和“可为”表示所修饰的术语对于所表示的能力、功能或用途是显然适当、能够、或适合的，同时考虑在一些情况下，所修饰的术语可能有时并不适当、能够、或适合的。

本文描述的发明的实施方案处理现有技术状态的注意到的缺点。一些实施方案提出使用增材制造技术制造中间合金和Ni基超合金的方法。此外，一些其它实施方案提出使用增材制造技术制造无纹理的Ni基超合金的方法。

增材制造是指由此通过加入材料沉积层将数字三维(3D)设计数据用于构建部件的方法。可将材料以粉末形式用于按逐层方式构建部件。增材制造可包括3D打印、快速原型制造(RP)、直接数字制造(DDM)、分层制造和增材式制造。有利地，增材制造为设计驱动的制造方法，其有利于制造具有复杂设计的结构。此外，增材制造提供高的设计自由度、功能特征优化和集成和相对高的产品定制程度。

增材制造可包括某些特定方法，例如选择性激光烧结、直接金属激光烧结、选择性激光熔融和直接金属激光熔融等。虽然参考直接金属激光熔融(DMLM)方法描述本文公开的实施方案，但其它增材制造技术以及所需的设计和方法变化可用于生产中间合金、Ni基超合金或本文公开的中间合金和Ni基超合金两者。

在某些实施方案中，通过施用粉末材料薄层至构造平台开始DMLM方法。激光束用于在一个或多个限定的部分熔融或融合粉末。在一个实例中，可通过计算机产生的部件设计数据限定所述部分。随后，在先前的粉末层上施用第二层粉末。任选地，可在施用第二层粉末之前调节(例如降低)构造平台。此外，可使第二层粉末中的材料熔融或融合，以便在一个或多个预定部分将第二层粉末中的材料与下面的层结合。类似地，可将随后的粉末层沉积在第二层上，且可使这些随后的层中的一个或多个部分熔融并固化，以形成相邻层之间的结合。此外，在中间步骤中或在布置所有所得层之后，熔融部分可固化为所需大小与形状的期望部件。此外，在一些实施方案中，得到的部件可经受进一步热处理，以向部件赋予期望的性质，例如所需的微观结构和高温稳定性。

Ni基超合金的微观结构可取决于超合金的组成。因此，在使用期间，由该Ni基超合金制造的部件显示的性质取决于超合金的组成。此外，在使用期间，由该Ni基超合金制造的部件显示的性质还取决于在形成部件期间制造超合金的方法。特别地，在Ni基超合金中，制造方法和给予部件的进一步热处理可决定部件的强度和稳健性。

在一些实施方案中，DMLM方法用于从Ni基超合金构造部件。Ni基超合金具有帮助获得高温和/或高压应用所需性质的组成，所述性质例如但不限于高温强度、抗氧化性和抗蠕变性。可用于燃气涡轮部件的Ni基超合金组合物的一个实例为Rene 80^TM组合物。标准Rene 80组合物可包括钴(Co)、铬(Cr)、钼(Mo)、钨(W)、铝(Al)、钛(Ti)、锆(Zr)、碳(C)和硼(B)，以及镍(Ni)。取决于所需应用，这些元素各自的量可在期望程度上在给定的标准Rene 80合金中变化。在一些实施方案中，标准Rene 80组合物包括约5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.8至5.2重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.15至0.2重量%的C、0.001至0.030重量%的B，其用于燃气涡轮部件所用的给定应用。该标准Rene 80组合物此后在本申请中可称为“基准Rene 80组合物”。

通常，通过使用基准Rene 80组合物形成的Ni基超合金包括包含γ相的基体。γ相为固溶体，具有面心立方(fcc)晶格和随机分布的不同原子物类。在一些实施方案中，Ni基超合金还包括γ'相和/或γ''相沉淀。

在一些实施方案中，当使用DMLM方法处理具有基准Rene 80组合物的Ni基超合金并使其经受热处理后加工时，与由其它方法例如铸造方法形成的相同组成的超合金相比，观察到该超合金具有不同的蠕变性能。不限于任何理论，本发明人将该蠕变性能的差异归为在DMLM方法所得到的基准Rene 80组合物的原样形成的超合金中出现的微观结构差异。可能因为在DMLM方法中达到的高冷却速率，在经由DMLM方法制造Ni基超合金时形成的微观结构显著不同于在使用传统铸造或熔模铸造方法制造合金时形成的微观结构。

图1说明基准Rene 80组合物的铸造式合金100的低放大倍数现有技术微观结构图像，而图2说明基准Rene 80组合物的通过DMLM方法加工的构造式合金200的低放大倍数微观结构。如本文所用，术语“铸造式合金”是指使用常规铸造方法制造的合金，而术语“构造式合金”是指使用DMLM方法制造的合金。基准Rene 80组合物的构造式合金200的微观结构包括柱状结构。然而，在图2的说明实施方案中，柱状结构太小，不能在与图1的铸造式合金100中说明的柱状结构相同的放大倍数下解析为任何更细小的细节。图3显示基准Rene 80组合物的现有技术铸造式合金100的另一个图像，使用20微米的放大比例尺。图4和5显示基准Rene 80组合物的构造式合金200相对高放大倍数的图像(相比图2)。具体地，图4和5说明基准Rene 80组合物的构造式合金200，分别使用1微米(µm)和500纳米(nm)的放大比例尺。

比较图3的铸造式合金100与图4和5的构造式合金200，能够看出，观察到存在于图3的铸造式合金100的碳化物102在合金100中随机散布，而观察到在图4和5的构造式合金200中看到的碳化物202优先位于柱间区域204。柱间区域204由构造式合金200的柱状区域206限定，其作为DMLM方法的标志而存在。

此外可注意到，存在于如图3所示的基准Rene 80组合物的铸造式合金100的微观结构中的碳化物102在其形态和分布上显著不同于存在于如图4和5所示的基准Rene 80组合物的构造式合金200的微观结构中的碳化物202。例如，与存在于构造式合金200的柱间区域204的碳化物202相比，铸造式合金100的碳化物102在尺寸上相对大。例如，虽然存在于铸造式合金100中的碳化物102可具有约2-10微米(µm)的平均直径，但在如图4和5所示的构造式合金200中观察到的碳化物202的平均直径小于约300纳米(nm)。

此外，本发明人观察到，存在于基准Rene 80组合物的构造式合金的柱间区域204的碳化物202在数量上相对更多，且在柱间区域204中形成基本紧密间隔的区段，例如碳化物膜或阵列。在构造式合金200的柱间区域204中形成这些较小碳化物的膜或阵列是出乎意料，且至今未被注意到。例如，在铸造式合金100中，通常不能发现这些基本紧密间隔的区段。

通常，已知Ni基超合金的增强机理是复杂的，且主要涉及在晶粒中以及在晶界的金属间相和碳化物沉淀。在Ni基超合金中发现可能有三种类型的碳化物，即MC类型、M₂₃C₆类型和M₆C类型碳化物。MC类型碳化物为具有MC组成的碳化物，其中M为金属而C为碳。已知MC类型碳化物为一级碳化物或固化类型碳化物，并用作二次碳化物(例如M₂₃C₆和M₆C类型碳化物)的碳源。存在于晶界的一级和二次碳化物可阻碍在通过Ni基超合金制造的部件的形成或工作期间位错和晶界的任何移动。

在构造式合金200的柱间区域204中观察到的碳化物202的高数量密度和密堆积可阻碍在构造式合金200的进一步热处理期间的任何晶粒生长。此外，紧密间隔的碳化物202可有效限制在通过构造式合金200制造的部件的形成或工作期间晶粒通过热处理的应力弛豫。另外，不能适应应力积聚可导致合金中裂纹的形成，因此损害通过这些合金制造的部件的机械完整性和高温性能。

图6说明在将基准Rene 80组合物的构造式合金200热处理之后获得的Ni基超合金600的低放大倍数微观结构。在约1200℃下使用热等静压(HIP)方法进行热处理。比较图2的构造式合金200的微观结构与图6的Ni基超合金600的微观结构，观察到Ni基超合金600的晶粒尺寸增大与构造式合金200的晶粒尺寸相比不显著。这种晶粒生长的缺乏可归因于构造式合金200充分受限的微观结构。此外，晶粒的柱状特性和构造式合金200随后的纹理在由该方法形成的Ni基超合金600中充分保持。因此，在某些实施方案中，在通过DMLM方法获得的构造式合金200的热处理之后形成的基准Rene 80组合物的Ni基超合金600可具有基本上各向异性的机械性质，例如各向异性蠕变性能。在一些实施方案中，可能不期望Ni基超合金600的蠕变性能下降和蠕变能力的定向变动。不限于任何特定理论，本发明人将该改变的蠕变性能归因于在构造式合金200热处理期间降低的晶粒生长。

对于一些应用，例如在热气路径部件中，期望包括基本上等轴的晶粒、具有γ'的γ镍固溶体的基体和碳化物的细分散体的Ni基超合金微观结构，其中晶界基本上不含脆化的碳化物膜或相。

在这些实施方案的一些中，Ni基超合金600的蠕变性能可通过使构造式合金200在热处理期间晶粒生长来改进。此外，在一些实施方案中，期望产生随机取向的晶粒生长使通过DMLM方法构造的合金性质与经热处理的铸造式合金的性质更紧密地匹配。

不限于任何特定理论，本发明人设想，构造式合金200的晶粒的重结晶和具有基本等轴取向的晶粒生长可通过减少形成由DMLM方法构造的合金的柱间区域中细碳化物的膜或阵列来形成。本文描述的一些实施方案涉及降低构造式合金的柱间区域中的碳化物含量。

在某些实施方案中，可通过使用以下方法减少晶界中的碳化物含量，例如但不限于：降低初始反应性粉末中的碳含量，降低参与碳化物形成的金属含量，允许使用可得的碳形成更多一次碳化物并阻止形成二次碳化物，引导可得的碳与除了倾向形成二次碳化物形式的材料之外的其它元素反应，引导碳内含物进入晶粒区域，或它们的组合，从而阻止碳化物的晶界偏析。

本文描述的一些实施方案涉及降低晶界中碳化物形成的方法，通过降低初始起始粉末中的碳量以及任选降低参与二次碳化物形成的金属元素的百分比。在某些实施方案中，比起在形成Ni基超合金的粉末中通常使用的碳含量，存在于考虑以DMLM方法加工的初始起始粉末中的碳量降低。例如，在具有基准Rene 80组合物的Ni基超合金中，如果碳含量为约0.15重量%至约0.2重量%范围，用于某些实施方案的改变的组成具有小于总粉末组成的0.15重量%的碳含量。

在一些实施方案中，形成一次碳化物的元素的量也降低，而且降低用于通过DMLM方法形成Ni基超合金的起始粉末中的碳含量。在一些实施方案中，起始粉末中的钛量受限制，而且限制碳元素，以限制所形成合金中的碳化物形成。例如，如果钛通常以约4.8重量%至约5.2重量%范围存在于用于铸造的基准Rene 80粉末组合物中，用于本发明的某些实施方案的改变的Rene 80粉末组合物具有小于总粉末组成的4.7重量%的钛含量。

降低形成一次碳化物的元素的量并降低碳含量特别有益于保留名义上类似于基准Rene 80组合物的铸造式合金的构造式合金的基体合金化学组成。如本文所用，“基体合金化学组成”代表基体相的合金组成。保留基体合金化学组成特别有利于基本避免一些与合金化学组成相关的性质方面的变化，例如相不稳定性、形成的合金的强度降低和各相之间的晶格错配。

除了降低起始粉末中的碳含量之外，或代替降低起始粉末中的碳含量，在一些实施方案中，还降低两种或更多种形成一次碳化物的金属元素的量。在某些实施方案中，形成一次碳化物的金属元素的总量降低为小于起始粉末总组成的5重量%。形成一次碳化物的金属元素的这种降低可与降低碳含量一起进行或代替降低碳含量。如本文所用，“形成一次碳化物的金属元素”包括可在使用DMLM方法形成构造式合金的正常加工条件中形成一次碳化物的金属元素，且其中由此形成的碳化物很可能偏析到构造式合金的柱间区域。在一些实施方案中，形成一次碳化物的金属元素可包括元素周期表4A族和5A族的过渡金属元素。形成一次碳化物的金属元素的非限制性实例可包括钛、锆、铪、钒、铌和钽中的一个或多个。在一些实施方案中，除了降低在起始粉末中的碳含量之外，还降低形成一次碳化物的金属元素的量，且可与碳水平的降低成比例。在一个实施方案中，形成一次碳化物的金属元素的总原子百分比的降低基本等于起始粉末中碳的原子百分比降低。

此外，不限于任何理论，本发明人认为，当碳和形成碳化物的金属元素的百分比低于用于形成具有改变的Rene 80组合物的Rene 80合金的初始粉末中的测定值时，合金中形成的一次碳化物(MC类型)主要在固化后冷却时从γ相基体沉淀，而不是在固化期间从熔体本身沉淀。这与形成具有基准Rene 80组合物的合金对比，其中碳和形成碳化物的金属以相对高的量存在，并诱导形成固化类型(即从熔体固化)的一次碳化物沉淀。观察到在基准Rene 80组合物中形成的这些固化类型碳化物位于晶界以内和周围。然而，从改变的Rene 80组合物中的γ相基体沉淀的一次碳化物不限于晶界。有利地，从γ相基体沉淀的一次碳化物遍及构造式合金的微观结构充分分布，但优先在枝晶的柱间区域中分布。因此，当使用改变的Rene 80组合物(具有降低量的碳和形成碳化物的元素)由DMLM方法形成的构造式合金经热处理时，在微观结构中充分分散的一次碳化物可在随后的热处理期间再沉淀为二次碳化物(M₂₃C₆/M₆C)，而且可在由此形成的经热处理Ni基超合金的晶粒和晶界两者中充分分散。

在一些实施方案中，使用DMLM方法制造构造式合金的方法包括使粉末至少部分熔融和固化，所述粉末包括约5至15重量%的Co、10至20的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C和0.001至0.030重量%的B，且余量基本为Ni。在某些实施方案中，钛含量可为粉末的约4.2重量%至约4.7重量%范围，且在一些其它实施方案中，钛含量可为粉末的约4.4重量%至约4.6重量%。此外，在某些实施方案中，碳含量可为粉末的约0.01重量%至约0.04重量%范围，且在一些其它实施方案中，钛含量可为粉末的约0.01重量%至约0.03重量%范围。本文提供的所选碳范围特别帮助降低晶粒和晶胞间边界中碳化物的密集分布。

在一些实施方案中，通过使用具有改变的Rene 80组合物的粉末形成构造式合金，所述改变的Rene 80组合物具有约0.015重量%至约0.060重量%范围的碳，且钛量为粉末的约4.2重量%至约4.7重量%范围。通过使用具有上述改变的Rene 80组合物的粉末形成的这种构造式合金此后在本申请可称为“中间合金”。

在一些实施方案中，部分熔融和固化可作为构造中间合金中DMLM方法的一部分进行。如上文描述，由熔融和固化改变的Rene 80组合物形成的中间合金具有柱状区域。柱状区域为具有优选取向的细长枝晶的区域。由于在固化步骤期间在特定方向的竞争性生长，可形成柱状区域。柱间区域为相邻柱状区域之间的区域。枝晶生长为在金属、合金和许多其它材料在低热梯度下固化时遇到的晶体生长的普通形式。枝晶生长包括柱状区域和柱间区域。

枝晶或枝晶结构通常特征在于与枝晶有关的微观结构参数。中间合金的枝晶结构的微观结构通常特征在于初级枝晶或晶胞臂间隔。初级枝晶臂间隔为用于确定合金固化中偏析模式的特征长度尺度。通常，通过测量相邻枝晶芯(中心)之间的距离获得初级枝晶臂间隔。在一些实施方案中，中间合金的枝晶结构的初级枝晶臂间隔小于约3微米。在某些实施方案中，中间合金的枝晶结构的初级枝晶臂间隔小于约2微米。在某些实施方案中，枝晶结构的初级枝晶臂间隔小于约3微米。中间合金具有以下组成，包括：约5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本为Ni。

在一些实施方案中，在中间合金中形成的枝晶结构仅具有初级臂和臂间隔，且可不包含任何显著的二级臂和二级臂间隔。仅具有初级臂和臂间隔的这些枝晶结构称为晶胞结构。

在粉末熔融和固化期间，存在于粉末中的元素之间可发生多个化学反应，以形成中间合金。在熔融和固化时，与使用具有规律水平的碳和形成碳化物的金属元素的基准Rene 80组合物的铸造式合金相比，具有相对低水平的碳和形成碳化物的金属元素的中间合金可具有相对低水平的金属碳化物形成。因此，在所述方法的一些实施方案中，存在于中间合金的金属碳化物的量小于中间合金组合物的约0.5摩尔%。特别是，用于形成中间合金的初始粉末组合物包括一定量的碳化物形成剂，使得在固相线温度附近的温度下，中间合金的平衡碳化物含量小于约0.5摩尔%。在某些实施方案中，金属碳化物的量可进一步限制为小于中间合金组合物的约0.3摩尔%。

在某些实施方案中，在中间合金中沉淀的金属碳化物可存在于柱状区域和柱间区域两者中。在一些实施方案中，金属碳化物布置在中间合金的柱间区域。与存在于柱状区域内的金属碳化物相比，存在于柱间区域的金属碳化物可阻碍晶粒在热处理期间生长至更大程度。在一些实施方案中，存在于枝晶结构的柱间区域中的金属碳化物的量小于中间合金组合物的约0.3摩尔%。根据某些实施方案，柱间区域中的金属碳化物的量可进一步限制为小于中间合金组合物的约0.2摩尔%。

所述方法进一步包括在约1050℃至约1250℃的温度范围中热处理中间合金，以形成无纹理的Ni基超合金。通过热处理中间合金(改变的Rene 80组合物的)形成的该Ni基超合金此后在本申请可称为“改性的Ni基超合金”。

可注意到，认为改性的Ni基超合金的组成具有与中间合金基本相似的组成。特别是，当中间合金经受热处理以形成改性的Ni基超合金时，在中间合金的基体合金化学组成上没出现显著改变。改性的Ni基超合金的基体合金组成基本形成于中间合金形式本身中。具体地，用于将中间合金转化为改性的Ni基超合金的热处理步骤为用于将中间合金的微观结构改变为改性的Ni基超合金的微观结构(而不是用于形成改性的Ni基超合金的组成)的加工步骤。中间合金和改性的Ni基超合金在组成上的轻微变化(如果存在)可能由于已经形成的中间合金与环境之间的相互作用。在热处理期间在组成上的任何这些变化限于小于改性的Ni基超合金的约1体积%。在一些实施方案中，所述方法包括在约1150℃至约1250℃的温度范围中热处理中间合金，以形成改性的Ni基超合金。

对如以上所述在柱间区域中具有低碳化物含量的中间合金进行的热处理允许由此形成的改性的Ni基超合金中显著的晶粒生长。改性的Ni基超合金包括晶粒、晶界和金属碳化物。金属碳化物可布置在晶粒或晶界中。在一些实施方案中，改性的Ni基超合金基本不含从合金的熔体或液态沉淀的碳化物。在一些实施方案中，改性的Ni基超合金包括从固体γ相基体沉淀的金属碳化物。此外，在由具有改变的(降低的)碳含量的粉末获得的Ni基超合金中观察到等轴取向。因此，降低的碳含量帮助获得基本改性的Ni基超合金。

图7说明在热处理中间合金之后获得的改性的Ni基超合金700的低放大倍数微观结构。在约1200℃下进行热处理。在一些实施方案中，使用热等静压(HIP)方法进行热处理。虽然以上公开的热处理特别涉及在中间合金中形成所需的微观结构变化，以形成改性的Ni基超合金，但在热处理期间可能有某些其它偶然变化在合金中发生，例如γ'相分布的变化。在一些实施方案中，可对经热处理的中间合金进行额外的热处理，以形成改性的Ni基超合金700。例如，中间合金可经受额外处理，以获得碳化物再沉淀和/或获得优选的γ'分布。

通过比较图7的改性的Ni基超合金700的微观结构与图6描绘的在热处理基准Rene 80组合物的构造式合金之后获得的Ni基超合金600的微观结构，可清楚观察到初始粉末中碳或碳化物形成剂的量的效果。改性的Ni基超合金700的微观结构描绘与Ni基超合金600的具有较低晶粒尺寸的柱状晶粒相比较大和等轴的晶粒。通过使用电子反向散射检测(EBSD)技术进一步测量改性的Ni基超合金700中的单独晶粒的尺寸和取向(未显示)。EBSD显示，相对于通过基准Rene 80组合物获得的Ni基超合金600，改性的Ni基超合金700导致在热处理之后随机取向的晶粒以及显著的晶粒生长。

因此，在一些实施方案中，由上述方法形成的改性的Ni基超合金700无纹理。如本文所用，“无纹理合金”定义为“其中在任何方向上优选的结晶取向小于所考虑合金的任何代表性区域的20体积%的合金”。在一些实施方案中，改性的Ni基超合金700中的结晶取向小于10体积%，且在某些实施方案中，改性的Ni基超合金700在任何特定方向上基本没有优选的结晶取向。

考虑改性的Ni基超合金的组成基本与中间合金的组成相同，在一些实施方案中，存在于改性的Ni基超合金组合物中的金属碳化物的量小于所述组合物的约0.5摩尔%。根据某些实施方案，金属碳化物的量可进一步限于小于改性的Ni基超合金组合物的约0.3摩尔%。根据某些实施方案，改性的Ni基超合金中金属碳化物的量可进一步限于小于改性的Ni基超合金组合物的约0.2摩尔%。此外，改性的Ni基超合金中的金属碳化物的平均尺寸可小于约1微米。

在一些实施方案中，本文形成的改性的Ni基超合金包括以下组成，包括：约5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本为Ni。改性的Ni基超合金可通过在上文描述的方法形成且具有无纹理形式，其包括γ相基体、沉淀的γ'相和从γ相基体沉淀的金属碳化物。布置在改性的Ni基超合金中的金属碳化物小于组合物的约0.3摩尔%，且存在于改性的Ni基超合金的金属碳化物的平均尺寸小于约1微米。

有利地，改性的Ni基超合金在其组成中具有降低的碳化物含量，而不仅是降低的碳量。降低的碳化物含量帮助保持存在于合金的不同相(除了碳化物)的局部化学组成，例如γ和γ'相。保持局部化学组成特别有利，因为合金不易受尺寸改变和基体与沉淀相之间的晶格错配变化的影响。

此外，在改性的Ni基超合金中降低碳化物含量(而不是碳含量)和保持局部相化学组成类似于使用传统途径制备的标准母合金，会提高改性的Ni基超合金的长期微观结构稳定性和进一步支持所形成的改性的Ni基超合金连接至现有的标准合金。

虽然本文已说明和描述本发明的仅某些特征，但本领域技术人员将想到许多修改和变化。因此，应理解所附权利要求旨在涵盖落入本发明真实精神内的所有这些修改和变化。