高强度、抗疲劳断裂的合金制品及其制法的制作方法

专利名称：：高强度、抗疲劳断裂的合金制品及其制法的制作方法下列共同授让的申请涉及相关联的技术主题，它们与本申请一起提交了美国专利申请，本文中引证这些文献以供参考美国专利申请号417，095;美国专利申请号417，097;美国专利申请号417，098。本申请涉及与1986年9月15日递交的美国专利申请号06/907276大体相同的主题，该申请已授让给与本申请相同的受让人。此处引证这一相关申请以供参考。本发明涉及飞机的燃气涡轮发动机，更具体地说，本发明涉及为提高性能和效率而在提高的温度下工作的先进燃气涡轮发动机中支承旋转叶片的涡轮盘所使用的材料。在燃气涡轮发动机中用以支承旋转涡轮叶片的涡轮盘上，从中心(即轮毂)部分到外周(即轮缘)部分的半径方向上承受的工作条件是不同的。涡轮叶片暴露于推动涡轮转动的高温燃气中。涡轮叶片将热量传到涡轮的外周部分，从而使其温度高于轮毂即中心孔部分。此外，涡轮盘面上各处的应力状况也不一样。一直到最近，人们才能设计出可以满足涡轮盘各部位不同的应力和温度条件的单一合金涡轮盘。但是，现代燃气涡轮发动机不断增高的功率以及对更高的发动机性能的需求，要求这些发动机在更高的温度下工作。因此，这些先进发动机中的涡轮盘暴露于较之以往的发动机更高的温度之下，这对涡轮盘所用的合金提出了更高的要求。涡轮盘的外周(即轮缘)部分的温度可达1500°F或更高，而中心孔(即轮毂)部分的温度一般比较低，例如1000°F左右。在涡轮盘上，除了这种温度梯度外还有应力的差异。在厚度均匀的涡轮盘中，工作温度较低的轮毂部分产生的应力比较高，而温度较高的轮缘部分产生的应力较低。涡轮盘上各部分工作条件的这些差别导致了对涡轮盘上不同部分的机械性能要求也不同。在先进的涡轮发动机中，为了达到最高工作状态，要求所使用的涡轮盘合金在轮缘部分具有抗高温蠕变和抗应力断裂的性能以及高温带保持时间疲劳裂纹增长抗力、在轮毂部分具有高的抗拉强度和低周疲劳裂纹增长抗力。现行的涡轮盘设计方法一般是使用疲劳性能及常规的拉伸、蠕变和应力破断性能来确定涡轮盘尺寸和进行寿命分析。在许多情况下，用于进行这些分析的最适宜的疲劳特性定量表示方法是通过确定线弹性断裂力学(“LEFM”)中所述的裂纹增长速率。根据LEFM，每一循环的疲劳裂纹扩展速率(da/dN)是一个受温度影响的函数，它可以用应力强度范围(△K)来描述，△K的定义是Kmax-Kmin。△K是作为确定裂纹尖端处应力场大小的尺寸因子，其一般形式为△K＝f(应力、裂纹长度、几何因素)。使上述疲劳分析方法变得复杂化的是在先进涡轮盘的轮缘部分所处的温度范围内施加一个拉伸保持。在通常的飞行任务中，发动机涡轮盘承受的工作条件是频繁的转速变化、巡航与转速变化的各种组合以及大段时间的巡航。在巡航状态中，应力较为恒定，这导致产生下文中所述的“保持时间”循环，在先进涡轮盘的轮缘部分中，这种带保持时间的循环可以在高温下发生，在这样的高温下，环境因素。蠕变和疲劳可能以协同方式结合起来促进已有的材料缺陷迅速发展成裂纹。因此，在这样的条件下的抗裂纹增长性能对于先进涡轮盘轮缘部分的选材来说是一个至关重要的性能。对于改进的涡轮盘来说，要求研制和使用显示出低而稳定的裂纹增长速率和高的拉伸、蠕变和应力破断强度的材料。研制对于飞机燃气涡轮技术的进步所必需的、在拉伸、蠕变、应力破断和疲劳裂纹增长抗力等方面均有改进并使相互兼顾适当平衡的新型镍基高温合金材料是一个相当大的挑战。这种挑战是由于合乎要求的显微组织、强化机制和成分特征之间的矛盾竞争而引起的。下面是这种竞争的一些典型例子(1)通常，细小的晶粒尺寸例如小于ASTM10左右对于提高抗拉强度是合乎需要的，但对于蠕变/应力断裂和裂纹增长抗力则不合要求;(2)小的、可剪切的沉淀物对于提高在某些条件下的疲劳裂纹增长抗力是合乎需要的，而对于高的抗拉强度来说则希望有抗剪切的沉淀物;(3)高的沉淀物-基体共格应变通常对于良好的稳定性、抗蠕变-断裂性能、或许还有良好的疲劳裂纹增长抗力来说是合乎需要的;(4)丰富的高熔点元素如W、Ta或Nb的含量可显著提高强度，但为了避免合金密度增加，以及避免合金不稳定性，这些元素必须适量使用;(5)与含有低体积百分数有序的γ′相的合金相比，含有高体积百分数有序γ′相的合金一般具有较高的蠕变/断裂强度和带保持时间抗力，但速冷开裂(guenchcracking)的危险也相应增加并且低温抗拉强度受到限制。一旦在实验室规模的研究中发现了显示出有吸引力的力学性能的合金，如何成功地将其变成大规模生产的金属零件例如直径达25英寸(但不受此限制)的涡轮盘，这仍然是一个极大的挑战。这些问题在冶金技术中是人所共知的。大规模生产Ni基高温合金涡轮盘所涉及到的主要问题是，在从固溶温度快速冷却过程中发生开裂。这种现象通常称为速冷开裂。为了获得涡轮盘、特别是其中心孔区域所需要的强度，需要从固溶温度快速冷却。但是，涡轮盘的中心孔区域又是极易速冷开裂的区域，这是因为，中心孔部分比轮缘部分厚因而热应力较大的缘故。因此，由二种合金构成的涡轮盘所使用的合金要求具有抗速冷开裂的能力。目前已研制成功的在较低温度下工作的燃气涡轮发动机中用作涡轮盘的高温合金中，有许多实现了在这些温度下具有高的抗疲劳裂纹扩展性能、强度、蠕变和应力破断寿命。这种高温合金的例子可以在1986年9月15日递交的、共同授让的美国申请中找到，其申请号是06/907，276。尽管这类高温合金对于工作温度和工作条件的要求均低于先进发动机的涡轮盘来说是可以接受的，但是在先进的燃气涡轮发动机中处于更高的工作温度和应力水平的涡轮盘轮毂部分所用的高温合金应当具有较低的密度，其显微组织应具有各种不同的晶界相以及改善的晶粒度均匀性。这种合金还应当可以与能经受在较低温度及较高应力下工作的燃气涡轮发动机由两种合金构成的涡轮盘轮缘部分所经历的严酷环境的高温合金接合到一起。此外，由这种高温合金制成在较低温度和/或应力下工作的整体发动机涡轮盘也是合乎要求的。本文中所述的屈服强度(“YS”)是0.2%残余变形屈服强度，它相当于按美国材料试验协会(ASTM)E8试验规程(或同等方法)和E21试验规程进行试验、在试样上产生0.2%塑性应变所需要的应力，上述E8试验规程参见“StandardMethodsofTensionTestingofMetallicMaterials”AnnualBookofASTMStandards，Vol.03.01，PP130-150，1984.Ksi是应力单位，等于1000磅/平方英寸。本文中使用的术语“余量基本上是镍”，除了构成合金中剩余部分的镍外还包括少量的杂质和偶然带入的元素，它们在性质上和/或数量上对本发明合金的有利方面不会构成有害的影响。本发明的一个目的是，提供一种供燃气涡轮发动机涡轮盘使用的、具有足够的抗拉强度、抗疲劳性能、蠕变强度和应力断裂强度的高温合金。本发明的另一目的是提供在加工过程中具有足够抗速冷开裂性能的高温合金。本发明的第三个目的是，提供一种用于先进燃气涡轮发动机中由二种合金构成的涡轮盘的轮毂部分，具有足够的低周疲劳抗力和足够的抗拉强度的高温合金，这种合金可在高达约1500°F的温度下使用。本发明的第四个目的是，提供一种可供在较低的发动机温度下使用的、由具有本文中所述成分及按本文中所述方法制备的高温合金制成的单一合金涡轮盘。本发明是通过提供具有下述成分的合金来实现上述目的的(重量%)约11.8%至约18.2%钴、约13.8%至约17.2%铬、约4.3%至约6.2%钼、约1.4%至约3.2%铝、约3.0%至约5.4%钛、约0.9%至约2.7%铌、约0.005%至约0.040%硼、约0.010%至约0.090%锆、约0.010%至约0.090%碳、任选地选自铪和钽中的一种元素其含量范围是0%至约0.4%、余量基本上是镍。本发明的合金成分中各元素的含量范围所提供的合金，如果按本文中所述进行加工处理，则在直至(包括)约1200°F的预计的轮毂温度下具有增强的低周疲劳裂纹增长抗力和高的强度。由本发明的合金制成的制品或零件，在由γ′溶解度曲线以上温度急剧冷却进入冷却能力很强的冷却介质如盐或油中时具有抗开裂的能力。这种快速冷却对于获得象涡轮发动机的涡轮盘这样一些应用所需要的机械性能来说是必不可少的。高温合金的γ′溶解度曲线温度依合金的成分而改变。本文中所述的超溶解度曲线(Supersolvus)温度范围是指介于γ′溶解度曲线温度与某一较高温度之间的温度，在所述前一温度之上γ′相基本上完全溶入γ基体，而在所述后一温度之上发生了初熔并对高温合金的性能造成明显有害的影响。这一超溶解度曲线温度范围随高温合金的不同而改变，在该温度下γ基体中的γ′相处于生成和溶解相平衡的状态。由本发明的合金按上述方法制成的制品或零件，与具有下述名义成分的商品涡轮盘高温合金相比，使用1.5秒循环加载速度时在750°F/20cpm、1000°F/20cpm、1200°F/20cpm试验条件下其疲劳裂纹增长(“FCG”)速率改善了2倍以上，而在1200°F/90cpm条件下改善了10倍。上述商品高温合金的名义成分(重量)为13%Cr，8%Co，3.5%Mo，3.5%W，3.5%Al，2.5%Ti，3.5%Nb，0.03%Zr，0.03%C，0.015%B和余量为Ni。本发明的合金可以使用各种粉末冶金方法制备，可用于制造燃气涡轮发动机的制品或零件，例如燃气涡轮发动机的单一合金涡轮盘。本发明的合金特别适合用于先进的燃气涡轮发动机中由二种合金构成的涡轮盘的轮毂部分(也叫中心孔部分)。涡轮盘的这一部分要求具有本发明合金所显示出的、在高达1200°F高温下使用所需要的性能。由以下对本发明的进一步详细描述并参照附图，对其它特征和优点可以看得十分清楚。下文中将借助于实施例来说明本发明的原则。图1是本发明合金和一种商品涡轮盘高温合金的断裂强度与纳逊-米勒(Larson-Miller)参数的关系曲线图;图2-4是A3和W5合金在各种应力强度范围(△K)下分别于750°F/20cpm、1000°F/20cpm和1200°F/20cpm条件下得到的疲劳裂纹增长速率(da/dN)的曲线图(对数-对数);图5是A3合金完全热处理后放大约200倍拍摄的光学显微照片;图6是A3合金完全热处理后放大10000倍拍摄的透射电子显微镜复型照片;图7是A3合金完全热处理后放大约60000倍拍摄的透射电子显微镜暗场照片;图8是一张曲线图，图中纵坐标表示A3和W5合金的极限抗拉强度和屈服强度(Ksi)，横坐标表示温度(°F);图9是在1200°F及各种不同应力强度范围(△K)条件下使用90秒保持时间得到的A3和W5合金的疲劳裂纹增长速率(da/dN)曲线图;图10是W5合金完全热处理后放大约200倍的光学显微照片;图11是W5合金完全热处理后放大10000倍左右的透射电子显微镜复型照片;图12是W5合金完全热处理后放大约60000倍的透射电子显微镜暗场照片。根据本发明，提供了一种具有高的高温抗拉强度、极好的抗速冷开裂性能、良好的抗疲劳断裂性能、良好的抗蠕变和抗应力断裂性能以及低密度的高温合金。本发明的高温合金(称为A3合金和W5合金)是采用金属粉末压制和挤压方法制成，不过也可以采用其它加工方法例如常规的粉末冶金方法、锻制或锻造方法。本发明还包括一种高温合金加工方法，用以制造具有涡轮盘、特别是由二种合金构成的先进涡轮盘的轮毂所需要的极好组合性能的材料。当用作先进涡轮盘的轮毂时，如相关的美国专利申请号417，097和417，095中所述，该轮毂必须与轮缘接合到一起，所述的轮缘是相关专利申请号417，098的主题。因此，一个重要的问题是，轮毂和轮缘所用合金在以下方面必须相适应(1)化学成分(例如在轮毂和轮缘界面处不形成有害相);(2)热膨胀系数;(3)动模量值。此外，还希望轮毂与轮缘所用合金可以接受同样的热处理而保持它们各自的特性。本发明合金与相关美国申请号417，098的轮缘合金匹配使用时，满足了这些要求。众所周知，高温合金最需要的一些性能是涉及到燃气涡轮结构所需要的那些性能，其中发动机的运动部件所要求的性能通常高于静态工作部件所需要的性能。抗速冷开裂性能是轮毂所必不可少的一种性能。已经发现，含有较低到中等体积百分数γ′的合金的抗速冷开裂性能高于含有较高体积百分数γ′的合金。此外还发现，用铌代替铝趋向于增加这类合金的速冷开裂敏感性，而以钴代替镍则似乎降低这种敏感性。因此本发明的合金含钴量较高而含铌量较低，其目的在于增强抗速冷开裂性能同时获得其它所要求的性能。本发明的合金由γ′溶解度曲线以上温度速冷时具有抗速冷开裂性能。前已述及，对于抗速冷开裂性能来说，希望有较低到中等体积百分数的γ′。此外还发现，增加基础合金的(Ti+Nb+Ta)/Al比例并保持其它变量恒定则用本发明所述的压制和挤压方法加工合金时其抗拉强度和蠕变/断裂强度提高了。不过，上述比例可以增加的幅度受到几个因素的限制。例如，(Ti+Ta+Nb)/Al比例为1.25(以原子%计)左右时，合金变得不稳定并且在暴露于高温时开始沉淀析出一种称为η(Ni3Al)的针状或片状密排六方相。这种相如果含量较小是可以允许的，但它以足够高的含量存在时就会对机械性能造成损害。铌和钽尽管是有效的强化元素，但为了避免不符合要求的密度，必须限量使用。此外铌还被发现增加速冷开裂的危险，因而是不合需要的。为了抑制η相成核，可以加入一些附加元素，例如钨和钼都可以降低暴露于高温时形成η相晶核的趋势。但它们对密度有不利影响，因此也必须限制使用。碳和硼趋向于抑制η成核，但也必须限制使用，因为它们常常形成碳化物和硼化物，而这些碳化物和硼化物以足够高的含量存在时会损害机械性能。本发明的合金使上述各元素含量达到最优化，从而获得高强度和良好的疲劳裂纹增长特性同时保持可以接受的密度和抗速冷开裂性能。铬由于形成富Cr2O3的保护层而对抗热腐蚀和抗氧化性能有所贡献。此外，铬还替代镍在γ基体中作为固溶强化元素。铝是形成γ′相(Ni3Al)的主要合金元素，不过，其它元素如钛和铌也可以代替γ′中的铝。铝还对抗蠕变性能和应力断裂强度有贡献，另外，由于形成氧化铝表层，对抗氧化性也有贡献。锆、碳和硼以及选择性成分铪是强化晶界的元素。蠕变断裂的裂纹是沿晶界扩展的，这些元素强化了晶界因而抑制了这种对裂纹扩展有贡献的机制。为了满足最小密度、高的速冷开裂抗力、良好的低周疲劳断裂抗力和高强度这些相抵触的要求，根据计算，本发明合金的γ′体积百分数在约40%至约50%之间。A3合金中预计γ′体积百分数为约47%，W5合金中预计的γ′体积百分数为42.6%左右。前面所述商品涡轮盘高温合金，其γ′体积百分数为50%左右，密度约为0.298磅/立方英寸。虽然上述本发明合金的γ′体积百分数低于这种现有技术合金，但本发明高温合金的密度仍比该现有技术涡轮盘高温合金低。本发明的合金可用于制造单一合金涡轮盘，因为它们能提供在这种较低温度下使用所需的机械性能。将本发明合金用作在较低温度下工作的单一合金涡轮盘还需要具有可以接受的蠕变和应力断裂性能，因为涡轮盘合金必须提供涡轮盘上各部分所需的令人满意的机械性能。虽然由二种合金构成的涡轮盘中轮毂合金的蠕变和应力断裂性能不如对于轮缘合金那样重要，但它也必须显示出一定程度的轮毂应用所需的抗蠕变和应力断裂性能。本发明合金的蠕变和应力断裂性能采用纳逊和米勒(Larson和Miller)提出的方法(见A.S.M.E学报，1952，第74卷，765-771页)加以说明。纳逊-米勒方法是将应力(单位Ksi)作为纵坐标、纳逊-米勒参数(“LMP”)作为横坐标绘制的蠕变和应力断裂曲线图。LMP是使用下述公式由试验数据得能LMP＝(T+460)×〔25+Log(t)〕×10-3式中LMP＝纳逊-米勒参数T＝温度(°F)t＝至发生断裂的时间(小时)。将设计工作应力和温度代入该公式并结合预计的应力和温度的知识，采用图解法或解析法可以计算出在这些条件下的设计应力断裂寿命。本发明合金的蠕变和应力断裂强度示于图1中。与前面所述商品涡轮盘高温合金相比，这些性能得到改进。裂纹增长即裂纹扩展速率是所加应力(σ)和裂纹长度(a)的函数。这二个因素结合在一起构成了称为应力强度(K)的参数，它与所加应力和裂纹长度平方根的乘积成正比。在疲劳条件下，每一疲劳循环中的应力强度代表循环应力强度的最大变化(△K)，即K的最大值与最小值之差。在中等温度下，裂纹增长主要取决于循环应力强度(△K)直至达到静断裂韧性Klc。裂纹增长速度用数学方式表示成(da)/(dN)∝(△K)n式中N＝循环次数n＝常数，2≤n≤4K＝循环应力强度a＝裂纹长度循环频率和温度是决定裂纹增长速率的重要参数。本专业的技术人员都知道，在高温下对于给定的循环应力强度来说，较慢的循环频率会导致较快的疲劳裂纹增长速率，在高温条件下，疲劳裂纹扩展的这种人们所不希望的依赖于时间的特性在大多数现有的高强度高温合金中都可能发生。业已发现，在循环过程中的峰值应力下施加一个保持时间时就会产生这种不合需要的依赖于时间的裂纹增长特性。使试样以恒定的循环方式承受应力，当试样处于最大应力时使应力恒定保持一段时间，这段时间称为保持时间。保持时间结束时，重新开始施加循环应力。按照这种带保持时间的加载方式，在以循环方式加载时每当应力达到最大值时将应力保持一段指定的保持时间。对于研究裂纹增长来说，这种带保持时间的应力施加方式是一个独立的判据，它是低周疲劳寿命的指标.B.Cowles、J.R.Warren和F.K.Hauke等人在根据与(美)国家航空和航天局的合同进行的一项研究中对这类带保持时间的方式作了描述，该研究报告的文件号是NASACR-165123，题目是“EvaluationoftheCyClicBehaviorofAircraftTurbineDiskAlloys”，第Ⅱ部分，最终报告，1980年8月。根据设计实践，低周疲劳寿命可以认为是承受转动或者类似的周期或循环高应力的燃气涡轮发动机零件的限制因素。假定存在有原始的、尖锐的裂纹状材料缺陷，那么疲劳裂纹增长速率就是涡轮盘循环寿命的限制因素。已经确定，在低温下疲劳裂纹扩展基本上完全取决于以循环方式对这类结构的零、部件施加应力的强度。在高温下的裂纹增长速率不能简单地确定为是所加循环应力强度范围(△K)的函数。疲劳频率也会影响扩展速率。上述NASA研究报告表明，循环频率越慢则每一应力循环的裂纹增长越快。此外还观察到，在疲劳循环过程中施加保持时间时裂纹扩展比较快。“对于时间的依赖性”这一术语适合应用于这类在疲劳频率和保持时间是关键参数的高温条件下的断裂行为。本发明合金的疲劳裂纹增长抗力比商品涡轮盘高温合金有大幅度提高。除了在750°F/20cpm、1000°F/20cpm和1200°F/20cpm条件下进行了疲劳裂纹增长试验(分别见图2、图3和图4)外，为了评定带保持时间的疲劳特性，还使用90秒保持时间和相当于20cpm的循环加载速率(1.5秒)进行了带保持时间的试验。测得的拉伸强度即极限抗拉强度(“U.T.S.”)和屈服强度(“Y.S.”)必须满足旋转涡轮盘的轮毂部分所要求的应力水平。虽然本发明合金的某些拉伸性能略低于上述商品涡轮盘合金，但其极限抗拉强度(“U.T.S”)足以承受先进燃气涡轮发动机的轮毂部分，以及在较低温度下工作的燃气涡轮发动机的整体涡轮盘所受到的应力水平，同时还附带提供了增强的损伤容限、蠕变/应力破断抗力和速冷开裂抗力。为了获得本发明合金的性能和显微组织，合金的加工是重要的环节。先制备金属粉末，再采用压制和挤压方法加工该粉末，然后是热处理，不过，对本专业的技术人员来说，不言而喻，也可以采用产生规定的成分、晶粒度和显微组织的任何其它方法及相关的热处理。例如，真空感应熔炼由常规方法制成的本发明合金成分的锭，然后在氩气气氛中使该液态合金雾化、制成粉末，这种粉末的粒度是106微米(0.0041英寸)左右或更小，然后在真空中将其装入不锈钢罐中，密封起来，利用压制和挤压方法压实，得到具有二相即γ基体和γ′沉淀物的均匀的、完全致密的、细晶粒的挤压坯。已经发现，这一方法成功地消除了粉末压制方法通常所产生的孔隙。尽管采用的方法是制备粉末、然后使用压制和挤压方法加工，但任何在固溶处理前制造具有适当晶粒度的规定的组合物的方法都是可以使用的。最好是在低于溶解度曲线温度的适当的高温下采用等温闭式模锻方法将上述挤压坯锻成预制坯。将合金在至少约2065°F(最好是2065°F至约2110°F)的温度下超溶解度曲线固溶处理约1小时，速冷，然后在适合于获得在约1200°F使用时保持稳定的显微组织的温度下进行时效处理。速冷最好是在不形成速冷开裂而又在合金组织中产生均匀分布的γ′的条件下，以尽可能快的冷却速度进行。我们发现，在1400°F±25°F时效处理约8小时提供了这种在直至约1350°F温度下使用时保持稳定的显微组织。作为替代方法，也可以将合金先加工成制品或零件，然后施以上述热处理。也可以将合金在1500°F±25°F下时效处理约4小时以提供在更高温度(例如1475°F)下使用时稳定的显微组织。在这一温度下形成的显微组织与在1400°F形成的基本相同，不过γ′颗粒比较低温度时效的显微组织略粗。这些合金经过超溶解度曲线固溶处理、速冷以及时效处理得到平均晶粒度约10至约20微米的显微组织，不过偶尔有些晶粒的大小可能达到约40微米。晶界上常常缀饰有γ′、碳化物和硼化物质点。晶内的γ′尺寸约为0.1-0.3微米。这些合金通常还含有分布遍及所有晶粒的细小的γ′，其大小约15毫微米。本发明合金的极限抗拉强度(“U.T.S”)，在室温下约为238-246Ksi、在1000°F下约230-240Ksi、在1200°F下约225-230Ksi、在1400°F下约165-174Ksi。在室温下，0.2%残余变形屈服强度(“Y.S.”)约168-185Ksi、在1000°F下约155-168Ksi、在1200°F下约150-160Ksi、在1400°F下约147-158Ksi。固溶处理可以在高于γ′溶解度曲线温度、低于合金发生明显初熔的温度的任何温度下进行，最好是使γ′完全溶解。这一超溶解度曲线温度范围依合金的实际成分而改变。对于本文中所述成分的合金，超溶解度曲线温度范围由约至少2040°F延伸至约2250°F。下述具体的实施例描述了本发明的合金、制品和方法。它们只用于说明目的，不应视为对本发明的限定。实施例1采用真空感应熔炼和铸造方法制备25磅下述成分的高温合金铸锭表1A3合金的成分</tables>然后在氩气中使上述成分的合金锭雾化、制成粉末。筛分该粉末、除去大于150目的粉末。筛分后得到的粉末也称为-150目粉末。将-150目粉末移至不锈钢压制罐中。采用闭式模压制法在γ′溶解度曲线以下约150°F的温度对合金进行初压实，然后在γ′溶解度曲线以下约100°F的温度下以7∶1的压缩比进行挤压，制成完全致密的细晶粒挤压坯。然后在2100°F±10°F对挤压坯进行超溶解度曲线固溶处理约1小时。超溶解度曲线固溶处理使γ′相基本上完全溶解，形成了完全退火的组织。这种固溶处理还使细晶粒的组织发生再结晶和晶粒长大，使得在后续的加工过程中γ′发生控制的再沉淀。可以将该挤压坯锻成所需要的任何形状然后再速冷。采用控制的风扇氦气冷却方式使固溶处理的合金由固溶处理温度快速冷却。这种速冷是以足以形成遍及合金组织分布的γ′的冷却速度进行的。实际使用的冷却速度约为250°F/分钟。速冷之后，合金在1400°F±25°F时效约8小时，然后在空气中冷却。这一时效促进了细小的γ′均匀分布。现在看图5-7，图中所示为A3合金完全热处理后的显微组织。图5是一张显微照片，它表明平均晶粒度为约10至约20微米，不过偶尔有几个晶粒的大小可达约40微米。冷却初期成核、随后长大的γ′以及碳化物和硼化物质点位于晶界处。冷却时形成的晶内γ′约0.20微米大小，由图6中观察到它们是块状微粒，而由图7中观察到的是大的白色微粒。在1400°F时效处理中形成的均匀分布的细小γ′大小约为15毫微米，从图7中看出，它们以细小白色粒子形式分布在大的白色块状粒子之间。图2-4是使用三角形波及0.33Hz加载频率分别在750°F(图2)、1000°F(图3)和1200°F(图4)测得的A3合金与作为对照的商品涡轮盘高温合金的疲劳裂纹增长特性的曲线图。图9是使用90秒保持时间和1.5秒循环加载速率、在1200°F下测得的A3合金与作为对照的商品涡轮盘高温合金的低周疲劳裂纹增长特性的K与da/dN关系曲线图。与这种现有技术的涡轮盘高温合金相比，其疲劳裂纹增长特性有了显著的改善。A3合金的蠕变和应力断裂性能示于图1中。另外还测定了A3合金的拉伸性能，结果列于表Ⅱ中。将极限抗拉强度和屈服强度数据绘制成图8。这些强度与由二种合金构成的涡轮盘的轮毂部分的强度要求相一致。表ⅡA3合金的拉伸性能极限抗拉强度(Ksi)75°F750°F1000°F1200°F1400°F245.4237.3237.8228.6173.70.2%屈服强度(Ksi)75°F750°F1000°F1200°F1400°F176.3168.2162.9153.3152.8延伸率(%)75°F750°F1000°F1200°F1400°F16.918.113.714.412.2断面收缩率(%)75°F750°F1000°F1200°F1400°F26.924.915.821.721.2A3合金用作先进涡轮发动机涡轮盘的轮毂时，必须与轮缘合金结合到一起。这些合金必须具有相适应的热膨胀性能以及相适应的化学成分和动模量。A3合金用作单一合金的涡轮盘时，其热膨胀特性必须是在高温下使用时不致与相邻的部件发生抵触。A3合金的热膨胀特性示于表Ⅲ中，可以看出，它与美国相关申请号417，098中所述的轮缘合金是相适应的。表Ⅲ实施例2用真空感应熔炼及浇铸方法制备25公斤具有下列成分的高温合金锭表ⅣW5合金的成分重量%容许偏差范围(重量%)Co13.0±1.0Cr16.0±1.0Mo5.5±0.5Al2.1±0.5Ti3.7±0.5Nb2.0±0.5B0.015±0.010C0.030±0.020Hf0.2±0.1-0.2Zr0.030±0.020Ni余量在氩气中使上述成分的合金锭雾化、制成粉末。筛分该粉末、除去大于150目的粉末。筛分后得到的这种粉末也叫作-150目粉末。将这-150目粉末移至不锈钢压制罐中，采用闭式模压制方法在γ′溶解度曲线以下约150°F的温度进行初压实，然后在γ′溶解度曲线以下约100°F的温度以7∶1的压缩比进行挤压，得到完全致密的挤压坯。然后将该挤压坯在2075°F±10°F的温度范围内超溶解度曲线固溶处理约1小时，在超溶解度曲线温度范围内的固溶处理使γ′相完全溶解，形成完全退火的组织。这种固溶处理还使细晶粒组织发生再结晶和晶粒长大，并使γ′在后续加工过程中产生控制的再沉淀。可以将挤压坯锻成任何所需要的形状然后速冷。采用控制的风扇氦气冷却方式使经过固溶处理的合金由固溶处理温度迅速冷却下来。这一速冷是以足以形成均匀分布的晶内γ′的冷却速度进行的。实际使用的迅速冷却速度约为250°F/分。速冷后，将合金在约1400°F±25°F时效约8小时，然后在静止的空气中冷却。这种时效促进了附加的细小γ′均匀分布。现在看图10-12，图中显示了W5合金完全热处理后的显微组织特征。图10是一张显微照片，它表明平均晶粒度约为10-20微米，不过偶尔几个晶粒大小可达约40微米。晶界上缀饰有γ′、碳化物质点和硼化物质点。冷却时形成的晶内γ′约为0.15微米大小，在图11和12中可以看到是以立方形或块状颗粒的形式存在。在图12中观察到的这种γ′是较大的白色颗粒。在1400°F时效处理过程中形成的均匀分布的细小γ′大小约为15毫微米，在图12中可以观察到它们以细小白色微粒形式分布于较大一些的白色块状颗粒之间。测定了W5合金的拉伸性能，结果列于下面的表Ⅴ中。W5合金的极限抗拉强度(“UTS”)和屈服强度(“YS”)标绘到图8上。尽管这些强度值略低于图8上示出的现有技术涡轮盘高温合金，但它们完全可以满足由二种合金构成的涡轮盘的轮毂部分的强度要求。表ⅤW5合金的拉伸性能极限抗拉强度(Ksi)75°F750°F1000°F1200°F1400°F238.1227.7228.3225.4165.40.2%屈服强度(Ksi)75°F750°F1000°F1200°F1400°F170.6156.3155.0150.1147.6延伸率(%)75°F750°F1000°F1200°F1400°F16.815.715.316.810.3断面收缩率(%)75°F750°F1000°F1200°F1400°F30.521.019.822.215.6图2-4是使用0.33Hz加载频率分别于750°F(图2)、1000°F(图3)和1200°F(图4)测得的W5合金和作为对照物的上述商品涡轮盘高温合金的疲劳裂纹增长特性的曲线图。图9是使用90秒保持时间和1.5秒循环加载速率在1200°F测得的W5合金和上述工业用涡轮盘高温合金的低周劳疲裂纹增长特性的曲线图。与这种现有技术涡轮盘高温合金相比其疲劳裂纹增长特性显著地得到改善。W5合金的蠕变和应力断裂性能示于图1中。W5合金用于先进涡轮盘的轮毂时，它必须与轮缘合金结合在一起。这些合金必须具有相适应的热膨胀性能以及相适应的化学成分和动模量。W5合金单独用作燃气涡轮发动机涡轮盘时，其热膨胀特性必须是在高温下使用时不致与相邻的部件发生抵触。W5合金的热膨胀特性示于表Ⅵ中，可以看出，它与相关美国专利申请号417，098中所述的轮缘合金是相适应的。表Ⅵ实施例3除了在由超溶解度曲线固溶处理温度迅速冷却后将合金在约1500°F至约1550°F温度范围内时效约4小时外，按照与上面实施例1所述同样的方法制备A3合金。在这一温度范围内时效后的A3合金的拉伸性能列于表Ⅶ中。在这一温度时效的该合金的蠕变-断裂性能列于表Ⅷ中、疲劳裂纹增长速率列于表Ⅸ中。表ⅦA3合金的拉伸性能(1525°F/4小时时效)温度(°F)极限抗拉强度(Ksi)屈服强度(Ksi)750235.11581400164.4145.8表ⅧA3合金的蠕变-断裂性能(1525°F/4小时时效)</tables>表ⅨA3合金的疲劳裂纹增长速率(1525°F/4小时时效)温度(°F)频率在20Ksi在30Ksi的da/dN值的da/dN值12001.5-90-1.51.5E-054.00E-5在约1525°F温度范围内时效约4小时的A3合金的显微组织，除了γ′略粗一些(约0.15至约0.35微米)外，与在1400°F时效约8小时的A3合金相同。细小的时效γ′也略大一些。实施例4除了由超溶解度曲线固溶处理温度速冷后将合金在约1500°F至1550°F温度范围内时效约4小时外，按照上面实施例2中所述同样的方法制备W5合金。在这一温度时效的W5合金的拉伸性能列于表Ⅹ中。在这一温度时效的该合金的蠕变-断裂性能列于表Ⅺ中、疲劳裂纹增长速率列于表Ⅻ中。表ⅩW5合金的拉伸性能(1525°F/4小时时效)温度(°F)极限抗拉强度(Ksi)屈服强度(Ksi)750222.8143.61400148.3134.7表ⅪW5合金的蠕变-断裂性能(1525°F/4小时时效)表ⅫW5合金的疲劳裂纹增长速率(1525°F/4小时时效)温度(°F)频率在20Ksi在30Ksi下的da/dN值下的da/dN值75020cpm3.0E-068.0E-06100020cpm4.0E-061.0E-0512001.5-90-1.52.0E-056.00E-05在1525°F左右温度范围内时效约4小时的W5合金的显微组织，除了γ′略粗一些外(约0.2微米)，与在1400°F时效约8小时的W5合金没有什么不同。细小的时效γ′也略大一些。根据以上所述，对本专业的技术人员来说不言而喻，本发明不限于本文中所述的实施方案和成分。对本专业的技术人员来说，各种改型、变化、替代和等同物都是显而易见的，它们都落入本发明的范围之内。权利要求1.一种镍基高温合金，含有(重量%)约11.8%至约18.2%钴、约13.8%至约17.2%铬、约4.3%至约6.2%钼、约1.4%至约3.2%铝、约3.0%至约5.4%钛、约0.9%至约2.7%铌、约0.005%至约0.040%硼、约0.010%至约0.090%碳、约0.010%至约0.090%锆、选自铪和钽中的一种元素其含量范围是0至约0.4%、余量基本上为镍。2.权利要求1所述的合金，该合金在高于γ′溶解度曲线温度、低于明显初熔温度的温度下进行了固溶处理，处理时间足以使γ′相基本上完全溶解到γ基体中，接着以避免开裂的适当速度冷却，然后时效处理，时效的温度和时间应足以提供在高温下使用时稳定的显微组织。3.权利要求2所述的合金，其中所述γ′溶解度曲线温度范围最低是约2040°F并低于明显初熔的温度。4.权利要求2所述的合金，其中所述时效处理温度为约1375°F至约1425°F，时效处理的时间约为8小时。5.一种镍基高温合金，含有(重量%)约16%至约18%钴、约14%至约16%铬、约4.5%至约5.5%钼、约2%至约3%铝、约4.2%至约5.2%钛、约1.1%至约2.1%铌、约0.020%至约0.040%硼、约0.040%至约0.080%碳、约0.040%至约0.080%锆、余量基本上是镍。6.权利要求5所述的合金，在约2090°F至2110°F温度范围内固溶处理了1小时左右，接着快速冷却，然后在约1400°F±25°F的温度下时效处理约8小时。7.权利要求5所述的合金，在约2090°F至2110°F温度范围内固溶处理了约1小时，紧接着快速冷却，然后在约1525°F±25°F温度下时效处理约4小时。8.一种镍基高温合金，含有(重量%)约12%至约14%钴、约15%至约17%铬、约5.0%至约6.0%钼、约1.6%至约2.6%铝、约3.2%至约4.2%钛、约1.5%至约2.5%铌、约0.005%至约0.025%硼、约0.010%至约0.050%碳、约0.010%至约0.050%锆、任选地一种选自铪和钽中的元素含量为0%至约0.3%、余量基本上是镍。9.权利要求8所述的合金，该合金在约2065°F至约2085°F温度范围内固溶处理了1小时左右，接着快速冷却，然后在约1400°F±25°F温度下时效处理约8小时。10.权利要求9所述的合金，该合金在约2065°F至约2085°F温度范围内超溶解度曲线固溶处理了1小时左右，接着快速冷却，然后在约1525°F±25°F温度下时效处理约4小时。11.由权利要求1、5或8的合金制成的用于燃气涡轮发动机的制品。12.权利要求11所述的制品，其中该制品是燃气涡轮发动机的涡轮盘。13.按权利要求2、6或9的合金制成的用于燃气涡轮发动机的制品。14.权利要求13所述的制品，其中该制品是燃气涡轮发动机的涡轮盘。15.一种制品的制造方法，包括以下步骤制备其有下列成分(重量%)的高温合金锭约11.8%至约18.2%钴、约13.8%至约17.2%铬、约4.3%至约6.2%钼、约1.4%至约3.2%铝、约3.0%至约5.4%钛、约0.9%至约2.7%铌、约0.005%至约0.040%硼、约0.010%至约0.090%碳、约0.010%至约0.090%锆、任选地一种选自铪和钽中的元素其含量范围是0%至约0.4%、余量基本上是镍;真空感应熔炼上述合金锭，在惰性气体中使该液态金属雾化、制成粉末将上述粒度基本均匀且十分细小足以产生大部分晶粒不超过30微米的基本上均匀的晶粒组织的粉末装入一个罐中密封起来，制得完全致密的细晶粒制品;在超溶解度曲线温度范围内固溶处理约1小时，接着速冷，然后时效处理，时效温度和时间应足以提供在高温下使用时稳定的显微组织。16.权利要求15所述的方法，其中固溶处理步骤是在约2065°F至约2085°F温度范围内进行1小时左右，接着快速冷却，然后在约1400°±25°F温度下时效处理约8小时。17.权利要求15所述的方法，其中固溶处理步骤是在约2065°F至约2085°F温度范围内进行1小时左右，然后快速冷却，接着在1525°F±25°F温度下时效处理约4小时。18.权利要求15所述的方法，其中固溶处理步骤是在约2090°F至约2110°F温度范围内进行1小时左右，接着快速冷却，然后在约1400°F±25°F温度下时效处理约8小时。19.权利要求15所述的方法，其中固溶处理是在约2090°F至约2110°F温度范围内进行1小时左右，接着快速冷却，随后在1525°F±25°F温度下时效处理约4小时。20.权利要求15所述的方法，其中，将所述粉末装入罐中密封起来制成坯料，挤压该坯，然后在超溶解度曲线温度范围内固溶处理。21.权利要求20所述的方法，其中在挤压后、于超溶解度曲线温度范围内固溶处理之前将所述挤压坯锻成预制坯。22.燃气涡轮发动机的由二种合金构成的涡轮盘，其中所述涡轮盘的轮毂部分由权利要求1、5或8所述的高温合金制成。23.燃气涡轮发动机的由二种合金构成的涡轮盘，其中该涡轮盘的轮毂部分由权利要求2、6或9所述的高温合金制成。24.权利要求11所述的制品，其中所述制品是燃气涡轮发动机涡轮盘的轮毂部分。25.权利要求13所述的制品，其中所述制品是燃气涡轮发动机涡轮盘的轮毂部分。全文摘要公开了一种适于高温下使用的改进的、高强度、抗疲劳断裂镍基合金。这些合金适合在喷气飞机的燃气涡轮发动机中用作涡轮盘或者用作先进涡轮发动机中由二种合金构成的涡轮盘的轮毂部分，它们在直至约1500的发动机工作温度下保持稳定。此外还公开了一种获得这类涡轮盘所需性能的方法。文档编号F01D5/28GK1050744SQ90108158公开日1991年4月17日申请日期1990年10月4日优先权日1989年10月4日发明者丹尼尔·唐纳德·克吕格,杰弗里·弗朗西斯·韦塞尔斯申请人:通用电气公司