專利名稱：鎳基超合金及由其制成的構(gòu)件的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明一般地涉及鎳基合金成分，且更特別地，涉及適合于要求多晶顯微構(gòu)造和 高溫停留能力(dwell capability)的構(gòu)件(例如燃氣渦輪發(fā)動機的渦輪圓盤)的鎳基超
I=I 巫 ο
背景技術(shù)：
燃氣渦輪發(fā)動機的渦輪部處在燃燒器部的下游，并且包含轉(zhuǎn)子軸和一個或多個渦 輪級，各個渦輪級均具有由軸安裝或者以另外方式由軸支撐的渦輪圓盤(轉(zhuǎn)子)，以及安裝 在圓盤的外圍并且從圓盤的外圍徑向延伸的渦輪葉片。在燃燒器和渦輪部內(nèi)的構(gòu)件通常由 超合金材料制成，以便在處于因熱燃燒氣體而導致的升高的溫度中時達到可接受的機械性 能。在現(xiàn)代高壓力比燃氣渦輪發(fā)動機中的更高的壓縮機出口溫度也使得將高性能鎳超合金 使用于壓縮機圓盤、葉盤和其它構(gòu)件成為必要。用于指定構(gòu)件的適合的合金成分和顯微構(gòu) 造取決于構(gòu)件遭受的具體溫度、壓力和其它條件。比方說，例如葉片和導葉的翼型件構(gòu)件通 常由等軸、定向凝固(DS)或單晶體(SX)超合金制成，然而渦輪圓盤典型地由必須經(jīng)受仔細 受控的鍛造、熱處理和例如噴丸處理的表面處理的超合金制成，以產(chǎn)生具有受控晶粒結(jié)構(gòu) 的多晶顯微構(gòu)造和期望的機械性能。渦輪圓盤常由Y ‘沉淀強化鎳基超合金(在下文中簡稱Y ‘鎳基超合金)制成， Y ‘鎳基超合金包含鉻、鎢、鉬、錸和/或鈷，這些元素作為與鎳結(jié)合以形成伽瑪(Y)基體 的主要元素，并且Y ‘鎳基超合金還包含鋁、鈦、鉭、鈮和/或釩，它們作為與鎳結(jié)合以形成 期望的Y ‘沉淀強化相(主要是Ni3(Al，Ti))的主要元素。特別著名的Y ‘鎳基超合金包 括 Ren688DT (R88DT ；美國專利 No. 4,957，567)和 Ren6104(R104 ；美國專利 No. 6，521，175)， 以及以Inconel 、Nimonic 和Udimet 商標可在商業(yè)上獲得的某些鎳基超合金。 R88DT具有以下成分(按重量)大約15.0% -17.0%的鉻、大約12.0% -14.0%的鈷、大 約3. 5% -4. 5%的鉬、大約3. 5% -4. 5%的鎢、大約1. 5% -2. 5%的鋁、大約3. 2% -4. 2% 的鈦、大約0.5% -1.0%的鈮、大約0.010% -0. 060 %的碳、大約0.010% -0. 060 %的 鋯、大約0.010% -0. 040%的硼、大約0.0% -0.3%的鉿、大約0.0% -0.01%的釩、大約
0.0%-0.01%的釔、余下的鎳和附帶的雜質(zhì)。R104具有以下的名義成分(按重量)大約 16. 0% -22. 4%的鈷、大約 6. 6% -14. 3%的鉻、大約 2. 6% -4. 8%的鋁、大約 2. 4% -4. 6% 的鈦、大約1.4% -3. 5%的鉭、大約0.9% -3.0%的鈮、大約1.9% -4.0%的鎢、大約
1.9% -3. 9% 的鉬、大約 0. 0% -2. 5% 的錸、大約 0. 02% -0. 10% 的碳、大約 0. 02% -0. 10% 的硼、大約0. 03% -0. 10%的鋯、余下的鎳和附帶的雜質(zhì)。圓盤和其它關(guān)鍵的燃氣渦輪發(fā)動機構(gòu)件常由坯件鍛造而成，而坯件通過粉末冶 金法(P/M)、傳統(tǒng)鑄造和鍛造加工、以及噴射鑄造(spraycast)或者成核鑄造(nucleated casting)形成技術(shù)生產(chǎn)。由粉末冶金法形成的Y ’鎳基超合金尤其能夠提供蠕變、抗拉 和疲勞裂紋擴展特性的良好平衡，以滿足渦輪圓盤及某些其它燃氣渦輪發(fā)動機構(gòu)件的性能 要求。在典型的粉末冶金加工中，所需的超合金的粉末經(jīng)歷固結(jié)，例如通過熱等靜壓(HIP)和/或擠壓固結(jié)。產(chǎn)生的坯件然后以稍微低于合金的Y'固溶溫度的溫度等溫鍛造，以 接近超塑性形成條件，超塑性形成條件允許通過高幾何應變的積聚的模槽填充，而沒有顯 著的冶金學應變的積聚。這些加工步驟設(shè)計成保持最初在坯件內(nèi)的精細晶粒尺寸(例如 ASTMlO到13或者更精細)，獲得高的可塑性以填充近終形的鍛模，避免在鍛造期間的斷裂 并且維持相對低的鍛件和模應力。為了改善在升高溫度下的疲勞裂紋擴展抵抗性和機械性 能，然后在這些合金的Y'固溶溫度之上對這些合金進行熱處理(通常稱為超固溶熱處理 (supersolvus heat treatment))，以引起晶粒顯著、均勻的粗化。盡管例如R88DT和R104的合金已經(jīng)提供了超合金的高溫能力方面的顯著提升，但 更進一步的改善還是被不斷地探求。例如，因為與更先進的軍事和商業(yè)發(fā)動機應用相關(guān)的 高溫和應力，高溫停留能力已經(jīng)突出為重要的因素。由于開發(fā)了更高溫度且更先進的發(fā)動 機，當前合金的蠕變和裂紋擴展特性傾向于達不到所要求的能力以滿足任務(wù)/壽命目標以 及先進的圓盤應用的要求。已經(jīng)變得清楚的是，滿足該挑戰(zhàn)的具體方面是研究出這樣的成 分，其在1200F。(大約650°C)以及更高溫度下展示出在蠕變和保持時間(停留)疲勞裂 紋擴展速率特性方面期望且平衡的改善，同時還具有良好的可生產(chǎn)性和熱穩(wěn)定性。然而，以 下的事實使得該挑戰(zhàn)變得復雜，即難以同時改善蠕變和裂紋擴展特性，并且某些合金成分 的存在與否和存在于超合金中的合金成分的水平的相對小的變化均可顯著地影響蠕變和 裂紋擴展特性。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明提供Y'鎳基超合金和由其形成的構(gòu)件，這些構(gòu)件展示出改善的包括蠕變 和保持時間疲勞裂紋擴展特性的高溫停留能力。根據(jù)本發(fā)明的第一方面，Y ‘鎳基超合金包含以下成分(按重量)18.0%到 30. 0%的鈷、11. 4%到16. 0%的鉻、最多6. 0%的鉭、2. 5%到3. 5%的鋁、2. 5%到4. 0%的 鈦、5. 5%到7. 5%的鉬、最多2. 0%的鈮、最多2. 0%的鉿、0. 04%到0. 20%的碳、0. 01%到 0. 05%的硼、0. 03%到0. 09%的鋯，余下基本上是鎳和雜質(zhì)，其中鈦對鋁的重量比是0. 71 至1. 60。在本發(fā)明的某些優(yōu)選實施例中，Y ‘鎳基超合金基本上沒有鎢，即，包含0. 1重量 百分比或更少。本發(fā)明的另一方面是可由上述合金形成的構(gòu)件，構(gòu)件的具體示例包括渦輪圓盤和 壓縮機圓盤以及燃氣渦輪發(fā)動機的葉盤(blisk)。本發(fā)明的一個顯著優(yōu)點是如上所述的鎳基超合金為高溫停留特性方面的平衡的 改善提供了可能，該平衡的改善包括在1200° F(大約650°C)以及更高的溫度下的蠕變和 保持時間疲勞裂紋擴展速率(HTFCGR)的改善，同時上述鎳基超合金還具有良好的可生產(chǎn) 性和良好的熱穩(wěn)定性。在其它特性方面的改善也認為是可能的，尤其是如果使用粉末冶金 法、熱加工和熱處理技術(shù)進行適當?shù)募庸?。根?jù)以下具體實施方式
，本發(fā)明的其它方面和優(yōu)點將變得更好理解。


圖1是在燃氣渦輪發(fā)動機中使用的一種類型的渦輪圓盤的透視圖。圖2是列出了由本發(fā)明確定為用作渦輪圓盤合金的可能成分的第一系列的鎳基
4超合金成分的表格。圖3是對圖2的鎳基超合金成分編制了各種預測特性的表格。圖4是根據(jù)圖3的數(shù)據(jù)繪制了蠕變和保持時間疲勞裂紋擴展速率的圖。圖5是列出了由本發(fā)明確定為用作渦輪圓盤合金的可能成分的第二系列的鎳基 超合金成分的表格。圖6是對圖5的鎳基超合金成分編制了各種預測特性的表格。圖7是根據(jù)圖6的數(shù)據(jù)繪制了蠕變和保持時間疲勞裂紋擴展速率的圖。圖8是列出了由本發(fā)明確定為用作渦輪圓盤合金的可能成分的第三系列的鎳基 超合金成分的表格。圖9是對圖8的鎳基超合金成分編制了各種預測特性的表格。圖10是對圖8的鎳基超合金成分繪制了斷裂數(shù)據(jù)相對HTFCGR數(shù)據(jù)的圖。部件目錄10 圓盤
具體實施例方式本發(fā)明指向Y ‘鎳基超合金，特別是那些適合于通過熱加工(例如鍛造)操作制 造以具有多晶顯微構(gòu)造的構(gòu)件的、‘鎳基超合金。圖1中描繪的具體示例是用于燃氣渦輪 發(fā)動機的高壓渦輪圓盤10。將參考用于燃氣渦輪發(fā)動機的高壓渦輪圓盤的加工而討論本發(fā) 明，盡管本領(lǐng)域技術(shù)人員將理解本發(fā)明的教導和好處還可應用于壓縮機圓盤和燃氣渦輪發(fā) 動機的葉盤以及許多其它構(gòu)件，這些構(gòu)件在高溫下遭受應力并且因而要求高溫停留能力。圖1中所示類型的圓盤典型地通過對細晶粒的坯件進行等溫鍛造而制造，該細晶 粒的坯件由粉末冶金法(PM)、鑄造和鍛造加工、或者噴射鑄造或者成核鑄造類技術(shù)形成。在 一個利用粉末冶金方法的優(yōu)選的實施例中，坯件可通過固結(jié)超合金粉末形成，例如通過熱 等靜壓(HIP)或者擠壓固結(jié)。典型地以處在或接近合金的再結(jié)晶溫度但低于合金的Y ‘固 溶溫度的溫度并且在超塑性形成條件下鍛造該坯件。在鍛造后，進行超固溶(supersolvus) (溶解)熱處理，在此期間發(fā)生晶粒長大。超固溶熱處理以高于超合金的Y ‘固溶溫度(但 低于初始熔化溫度)的溫度進行，以使加工過的晶粒結(jié)構(gòu)再結(jié)晶并且分解(溶解)在超合 金中的Y ‘沉淀。在超固溶熱處理之后，以合適的速率冷卻構(gòu)件以在Y基體內(nèi)或在晶界處 再沉淀Y'，從而達到期望的特別的機械性能。構(gòu)件還可經(jīng)歷使用已知技術(shù)的老化。通過使用專用的分析預測方法研究出本發(fā)明的超合金成分，該方法旨在確定相比 現(xiàn)有鎳基超合金能夠展現(xiàn)出更好的高溫停留能力的合金成分和水平。更具體地，分析和預 測利用了專用的研究，該研究涉及對于按上述方式制造的渦輪圓盤的抗拉、蠕變、保持時間 (停留)裂紋擴展速率、密度和其它重要的或期望的機械性能的基本傳遞函數(shù)的確定。通過 同時求解這些傳遞函數(shù)，執(zhí)行成分的評估以確定顯得具有滿足先進的渦輪發(fā)動機要求所期 望的機械性能特性的那些成分，所期望的機械性能特性包括蠕變和保持時間疲勞裂紋擴展 速率(HTFCGR)。分析研究還利用可在商業(yè)上獲得的軟件包以及專用的數(shù)據(jù)庫以預測基于成 分的相體積分數(shù)，容許了接近或在一些情況下稍微超出不期望的平衡相穩(wěn)定性邊界的成分 的進一步確定。最終，確定溶解溫度和Y'及碳化物的優(yōu)選的量以確定具有機械性能、相成 分和Y'體積分數(shù)的期望結(jié)合的成分，同時避免了不期望的相，如果平衡相因為使用中的環(huán)境特性而充分地形成，該不希望的相可降低使用中的能力。在該研究中，可以基于從歷史 上的圓盤合金開發(fā)工作中獲得的挑選后的數(shù)據(jù)創(chuàng)立回歸方程式或傳遞函數(shù)。該研究還依賴 于上述鎳基超合金R88DT和R104的定性和定量的數(shù)據(jù)。為確定可能的合金成分而使用的具體標準包括要求Y ‘ ((Ni, Co)3(Al, Ti，Nb， Ta))的體積百分數(shù)大于R88DT中γ' ((Ni，Co) 3 (Al，Ti，Nb，Ta))的體積百分數(shù)，其目的 在于在延長的時期內(nèi)提高在1400° F(大約760°C)以及更高溫度下的強度。為了在熱處 理和淬火期間使制造容易，不高于2200° F(大約1200°C)的Y'固溶溫度也被確定為是 所期望的。另外，某些成分參數(shù)被確定為對于成分的出發(fā)點，包括為了高溫強度而包含鉿、 為了抗腐蝕的10%重量或更多的鉻水平、大于名義R88DT水平以維持γ ‘ (Ni3(Al, Ti,Nb, Ta))穩(wěn)定性的鋁水平、以及大于18%重量以幫助最小化堆積斷層能(fault energy)(為良 好的循環(huán)特性而期望)并且控制Y ‘固溶溫度的鈷水平?；貧w方程式和現(xiàn)有的經(jīng)驗還顯示 為改善高溫特性，難熔元素的相對高的水平是期望的，并且利用鈦、鎢、鈮和鉬水平的選擇 性平衡以最優(yōu)化蠕變和保持時間疲勞裂紋擴展特性。最終，利用涉及特定的機械性能的回 歸因素以嚴密地確定可能能夠展示出優(yōu)良的高溫保持時間(停留)特性的可能合金成分， 如果不對非常大量的合金進行廣泛的實驗，將不能以其它方式確定這些合金成分。此類性 能包括極限抗拉強度(UTS)(在1200° F(大約6500C )下)、屈服強度(YS)、延伸率(EL)、 斷面收縮率(RA)、蠕變(在1200° F和115ksi (大約650°C和大約790MPa)下到0.2%蠕變 的時間)、保持時間(停留)疲勞裂紋擴展速率(FTFCGR;da/dt)(在1300° F(大約700°C) 下)以及25ksi V in (大約27. 5MPa V m)的最大應力強度、疲勞裂紋擴展速率(FCGR)、γ ‘ 體積百分數(shù)(Λ' % )和Y ‘固溶溫度(固溶溫度)，它們均在回歸基礎(chǔ)上被評估。用于 此處介紹的這些性能的單位是用于UTS和YS的ksi、用于EL、RA和γ'體積百分數(shù)的百分 數(shù)、用于蠕變的小時數(shù)、用于裂紋擴展速率(HTFCGR和FCGR)的in/sec以及用于、‘固溶 溫度的° F。還進行熱力學的計算以評定例如相體積分數(shù)、Y ‘的穩(wěn)定性和溶隙(solvii)、 碳化物、硼化物和拓撲密排(TCP)相的合金特性。利用專家意見和指導迭代地執(zhí)行如上所述的方法，以限定用于制造和評估的優(yōu)選 的成分。根據(jù)該方法，確定了第一系列的合金成分(按重量百分數(shù))，如在圖2的表格中所 列。在該表格中還包括了 R88DT，以供參考。在圖3的表格中包含了對于圖2的合金的基于 回歸的性能預測，而圖4包含了根據(jù)圖3的保持時間疲勞裂紋擴展速率(HTFCGR)和蠕變數(shù) 據(jù)的圖表。根據(jù)圖4的可視描繪，可見到分析地預測合金ME42、ME43、ME44、ME46、ME48、 ME49以及ME492展示出蠕變和保持時間裂紋擴展速率特性的最佳組合，蠕變超過7000小時 而HTFCGR為大約lXl(T7in/s (大約lXl(T6mm/s)或更小，并且因而對R88DT、R104和在圖 4中繪出的其它的當前合金提供基于回歸預測的顯著改善。預測具有超越ReneSSDT的改善 的停留疲勞和蠕變的那些合金通過熱力學計算被進一步評估以評定合金特性，例如相體積 分數(shù)、穩(wěn)定性和溶隙。根據(jù)該分析，預測合金ME43、ME44、ME48以及ME492可能傾向于有害 的拓撲密排(TCP)相的潛在不期望的水平，拓撲密排(TCP)相為例如δ相(通常為(Fe， Mo)χ(Ni，Co)y，此處 χ 和 y 等于 1 到 7)和 / 或 η 相(Ni3Ti)。盡管TCP相的熱力學計算被認為具有一些不確定性，避免TCP相形成的不希望 的水平的期望為確定第二系列的合金成分提供了基礎(chǔ)，第二系列的合金成分被標示為合 金HL-06到HL-15，它們的成分(按重量百分數(shù))被概括在圖5的表格中。該第二系列包括設(shè)計的基于實驗的系列合金(HL-06，-07，-08，-09和-10)和更基于探索的系列合金 (HL-11，-12，-13，-14和-15)。設(shè)計的基于實驗的系列主要地是基于提供相對高的鉭水平 而同時平衡Ti/Al和Mo/W+Mo比率的目標。該五種探索性合金中的四種被配制以研究高鉭 水平的影響，而第五種(HL-15)被配制成具有較低的鉭水平但具有高得多的鉬水平，以研 究用抵銷鎢的影響。對于第二系列合金的基于回歸的性能預測被概括在圖6的表格中，而圖7包含了 根據(jù)圖6的HTFCGR和蠕變數(shù)據(jù)的圖表。根據(jù)圖7的可視性描繪，可見到分析地預測了合 金HL-07、HL-08和HL-09展示出蠕變和保持時間裂紋擴展速率特性的最佳結(jié)合，蠕變超過 7000小時而HTFCGR為大約3 X l(T7in/s (大約7. 6 X I(TWs)或更小，并且因而對R88DT、 R104和在圖7中繪出的其它當前合金提供了基于回歸預測的顯著改善。還評定了合金例如 相體積分數(shù)、穩(wěn)定性和溶隙的合金特性，上述特性均預測不具有TCP相形成的潛在地不希 望的水平。在以上預測的基礎(chǔ)上，用基于第二系列的十種合金的成分制備了九種合金(合金 A到I)。在圖8的表格中概括了制備的這些合金的實際化學成分(按重量百分數(shù))。在這 些合金中，部分地基于它們不同的鉭和鉬含量而確定兩種可區(qū)別的合金類型。第一合金類 型，包含合金A到H，被概括在以下的表格II中并且部分地以相對高的鉭水平為特征。第二 合金類型，包含合金I，被概括在以下的表格III中并且以相對高的鉬含量為特征。在表格 II中還概括的是對于合金A和E的成分的合金范圍，其被認為具有基于在HTFCGR(da/dt) 測試中的實際性能的特別有前途的性能，HTFCGR(da/dt)測試在大約1400° F下并且使用 三百秒保持時間(停留)和20ksi V in(大約22MPa V m)的最大應力強度進行。在以下 的表格I中概括了合金A至I的裂紋擴展速率和它們相對于R104的裂紋擴展速率。在圖 9中提供的表格概括了合金A至I相對于R104的其它性能。在1400° F(大約760°C )下 評估了極限抗拉強度(UTS)、屈服強度(0. 02% YS和0. 2% YS)、延伸率(EL)和斷面收縮率 (RA)，而在1400° F和IOOksi (大約760°C和690MPa)下評估了到0. 2%蠕變的時間(0. 2% 蠕變)和斷裂(斷裂時間)。應該指出的是合金A、E和I的蠕變和斷裂特性顯著高于R104 的蠕變和斷裂特性，而R104本身被認為是展示出非常好的蠕變和斷裂特性。圖10提供了 繪出圖9的斷裂數(shù)據(jù)相對表格I中的HTFCGR數(shù)據(jù)的圖。根據(jù)圖10的可視性描繪，可見到 合金A、E和I展示出保持時間裂紋擴展速率和斷裂的最佳結(jié)合，并且指示了超越R104的顯 著改善。表格I 更高的鈦水平通常對大多數(shù)機械性能是有益的，盡管更高的鋁水平提高對在高溫 下使用而言必要的金屬穩(wěn)定性，在此基礎(chǔ)上，認為對表格II和III的合金而言鈦對鋁的重 量比是重要的。另外，鉬對鉬加鎢的重量比也被認為對表格II的合金而言是重要的，因為 該比值顯示了對于高溫響應的難熔物含量并且平衡了 Y和Y ‘相的難熔物含量。同樣地， 在適用處在表格II和III中也包括了這些比值。除了在表格II和III中列出的元素之外， 認為也可以存在微小量的其它合金成分而不導致不期望的性能。此類成分和它們的量(按 重量)包括最多2. 5%的錸、最多2%的釩、最多2%的鐵以及最多0. 的鎂。表格II 表格III 盡管在圖2、圖5和圖8中確定的合金成分以及在表格II和表格III中確定的合 金和合金范圍最初基于分析預測，但依賴于廣泛的分析和資源以進行預測和確定這些合金 成分為這些合金的潛力提供有力的指示，尤其是表格II和表格III的合金成分，以達到在 蠕變和保持時間疲勞裂紋擴展速率特性方面的顯著改善，這些改善對燃氣渦輪發(fā)動機的渦 輪圓盤是期望的。雖然已經(jīng)按照具體實施例(包括鎳基超合金的具體成分和性能)描述了本發(fā)明， 但本發(fā)明的范圍不限于此。相反，本發(fā)明的范圍僅僅由所附權(quán)利要求書限定。
權(quán)利要求
一種γ′鎳基超合金，按重量包括18.0％至30.0％的鈷；11.4％至16.0％的鉻；最多6.0％的鉭；2.5％至3.5％的鋁；2.5％至4.0％的鈦；5.5％至7.5％的鉬；最多2.0％的鈮；最多2.0％的鉿；0.04％至0.20％的碳；0.01％至0.05％的硼；0.03％至0.09％的鋯；余下基本上是鎳和雜質(zhì)，其中，鈦對鋁的重量比是0.71至1.60。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的Y'鎳基超合金，其特征在于，所述鉬的含量是5.8%至 7. 1%。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的γ'鎳基超合金，其特征在于，所述鈦對鋁的重量比是 0. 88 至 1. 29。
4.根據(jù)權(quán)利要求1到3中任一項所述的γ'鎳基超合金，其特征在于，所述鉭的含量 為最多4.0%。
5.根據(jù)權(quán)利要求1到4中任一項所述的Y‘鎳基超合金，其特征在于，所述Y ‘鎳 基超合金按重量由以下成分組成18. 0%至22. 0%的鈷、11. 4%至14. 0%的鉻、最多4% 的鉭、2. 8%至3. 4%的鋁、3. 0%至3. 6%的鈦、5. 8%至7. 的鉬、最多1. 2%的鈮、最多 0. 49%的鉿、0. 04%至0. 11%的碳、0. 01%至0. 04%的硼、0. 03%至0. 09%的鋯、余下的鎳 和雜質(zhì)，其中，所述鈦對鋁的重量比是0. 88至1. 29。
6.根據(jù)權(quán)利要求1到5中任一項所述的γ'鎳基超合金，其特征在于，所述鉭的含量 為 3.3% 至 4.0%。
7.根據(jù)權(quán)利要求1到6中任一項所述的鎳基超合金，其特征在于，所述鈮的含量 為 1. 0%至 1. 2%。
8.根據(jù)權(quán)利要求1至7中任一項所述的Y’鎳基超合金，其特征在于，所述鉿的含量 為至少0. 3%。
9.根據(jù)權(quán)利要求1至8中任一項所述的γ‘鎳基超合金，其特征在于，所述Y ‘鎳基 超合金具有不高于1200°C的Y ‘固溶溫度。
10.一種構(gòu)件，其由根據(jù)權(quán)利要求1至9中任一項所述的γ'鎳基超合金形成，其中， 所述構(gòu)件是從由渦輪圓盤和壓縮機圓盤以及燃氣渦輪發(fā)動機的葉盤組成的組中選擇的粉 末冶金構(gòu)件。
全文摘要
本發(fā)明涉及鎳基超合金及由其制成的構(gòu)件，γ′鎳基超合金及由其制成的構(gòu)件展示出改善的包括蠕變和保持時間疲勞裂紋擴展特性的高溫停留能力。構(gòu)件的具體示例是燃氣渦輪發(fā)動機的粉末冶金的渦輪圓盤。γ′鎳基超合金按重量包含18.0％至30.0％的鈷、11.4％至16.0％的鉻、最多6.0％的鉭、2.5％至3.5％的鋁、2.5％至4.0％的鈦、5.5％至7.5％的鉬，最多2.0％的鈮、最多2.0％的鉿、0.04％至0.20％的碳、0.01％至0.05％的硼、0.03％至0.09％的鋯、余下基本上是鎳和雜質(zhì)，其中，鈦對鋁的重量比是0.71至1.60。
文檔編號C22C19/05GK101899595SQ20101019663
公開日2010年12月1日 申請日期2010年5月28日 優(yōu)先權(quán)日2009年5月29日
發(fā)明者A·E·韋斯曼, D·P·莫雷爾, K·R·貝恩, L·克里特尼, R·迪多米奇奧, T·漢隆 申請人:通用電氣公司