專利名稱：：抗蠕變、抗應(yīng)力破斷和抗帶保持時(shí)間的疲勞斷裂的合金及其制法的制作方法下列共同被受讓的申請涉及相關(guān)聯(lián)的主題，在這里引證這些文獻(xiàn)以供參考美國專利申請?zhí)?17，095;美國專利申請?zhí)?17，097;美國專利申請?zhí)?17，096。本發(fā)明涉及飛機(jī)的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)，更具體地說，本發(fā)明涉及為提高性能和效率而在高溫下工作的先進(jìn)的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)中支承旋轉(zhuǎn)的渦輪葉片的渦輪盤所使用的材料。在燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)中用來支承旋轉(zhuǎn)渦輪葉片的渦輪盤，從其中心(即輪轂部分)到外周(即輪緣部分)的半徑方向上所承受的工作條件是不同的。渦輪葉片和渦輪盤的外周部分暴露于推動(dòng)渦輪盤轉(zhuǎn)動(dòng)的燃燒氣體中，因而，渦輪盤的外周即輪緣部分暴露于比中心孔即輪轂部分更高的溫度環(huán)境中。此外，渦輪盤面上各部分的應(yīng)力狀況也不一樣。一直到最近，人們才能設(shè)計(jì)出可以滿足在渦輪盤的不同部位上的不同的應(yīng)力和溫度條件的單一合金渦輪盤。但是，現(xiàn)代燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)日益提高的功率以及對進(jìn)一步改進(jìn)的發(fā)動(dòng)機(jī)性能的需求，要求這些發(fā)動(dòng)機(jī)在更高的溫度下工作。因此，與以往的發(fā)動(dòng)機(jī)相比，這些先進(jìn)的發(fā)動(dòng)機(jī)中的渦輪盤暴露于更高的溫度之下，這樣的工作條件對渦輪盤所使用的合金提出了更高的要求。盤的外周即輪緣部分的溫度可以達(dá)到1500°F或更高，而中心孔即輪轂部分的溫度通常比較低例如在1000°F左右。在渦輪盤上，除了這種溫度梯度外還存在著應(yīng)力的差異，在厚度均勻的渦輪盤中，溫度較低的輪轂部分產(chǎn)生的應(yīng)力較高，而溫度較高的輪緣部分中所產(chǎn)生的應(yīng)力比較低。在渦輪盤上不同部位的工作條件的這些差異導(dǎo)致了對渦輪盤上不同區(qū)域的機(jī)械性能要求有所不同。在先進(jìn)的渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)中，為了達(dá)到最高限度的工作條件，需要使用特定的渦輪盤合金，這種合金的輪緣部分具有抗高溫蠕變和抗應(yīng)力破斷性能以及帶高溫保持時(shí)間的疲勞裂紋增長抗力，其輪轂部分具有高的抗拉強(qiáng)度和低周疲勞裂紋增長抗力。目前的渦輪盤設(shè)計(jì)方法一般都使用疲勞性能以及常規(guī)的拉伸、蠕變和應(yīng)力破斷性能來確定渦輪盤的尺寸大小及進(jìn)行壽命分析。在許多情況下，對于這些分析來說最適用的定量表示疲勞特性的方法，是通過確定線彈性斷裂力學(xué)(“LEFM”)中所述的裂紋增長速率。根據(jù)線彈性斷裂力學(xué)，每一次循環(huán)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率(dα/dN)是一個(gè)受溫度影響的函數(shù)，這一函數(shù)可以用應(yīng)力強(qiáng)度范圍(△k)來描述，應(yīng)力強(qiáng)度范圍的定義是kmax-kmin?！鱧用來作為確定裂紋尖端處應(yīng)力場大小的尺寸因子，其一般形式為△k＝f(應(yīng)力、裂紋長度、幾何因素)。使上述疲勞分析方法變得復(fù)雜化的是在先進(jìn)的渦輪盤輪緣部分工作溫度范圍內(nèi)加上一個(gè)拉伸保持。在通常的飛行任務(wù)中，渦輪盤所承受的工作條件是頻繁的轉(zhuǎn)速變化、巡航與轉(zhuǎn)速變化的各種組合以及大部分時(shí)間處于巡航狀態(tài)。在巡航狀態(tài)中，應(yīng)力較為恒定，這導(dǎo)致了下文中所述的帶“保持時(shí)間”的循環(huán)。在先進(jìn)的渦輪盤的輪緣部分中，帶保持時(shí)間的循環(huán)可以發(fā)生在高溫下，在這樣的溫度下，環(huán)境、蠕變和疲勞可能以協(xié)同方式結(jié)合起來、促進(jìn)材料中存在的缺陷迅速發(fā)展成裂紋。因此，在這樣的條件下對裂紋增長的抗力對于選擇用于先進(jìn)渦輪盤的輪緣部分的材料來說是一個(gè)至關(guān)重要的性能。對于改進(jìn)的渦輪盤來說，需要研制和使用顯示出低而穩(wěn)定的裂紋增長速率及高的拉伸、蠕變和應(yīng)力破斷強(qiáng)度的材料。研制對于飛機(jī)燃?xì)鉁u輪技術(shù)的進(jìn)步所必需的、在拉伸、蠕變、應(yīng)力破斷和疲勞裂紋增長抗力等方面均有改進(jìn)并使相互兼顧、適當(dāng)平衡的新型鎳基高溫合金材料，對人們提出了一個(gè)相當(dāng)大的挑戰(zhàn)。這種挑戰(zhàn)是由于在合乎要求的顯微組織、強(qiáng)化機(jī)制和組成特征之間的矛盾競爭而產(chǎn)生的。下面所述是這種矛盾競爭的一些典型例子(1)一般地說，細(xì)小的晶粒度例如小于ASTM10的晶粒度對于提高抗拉強(qiáng)度來說是十分理想的，但對于蠕變/應(yīng)力破斷和裂紋增長抗力來說則不合要求;(2)在某些條件下，小的、可剪切的沉淀物對于改善抗疲勞裂紋增長性能是合乎需要的，而抗剪切的沉淀物對于高的抗拉強(qiáng)度來說是合乎要求的;(3)高的沉淀物-基體共格應(yīng)變對于良好的穩(wěn)定性、蠕變破斷抗力、或許還有良好的抗疲勞裂紋增長性能來說是合乎需要的;(4)豐富的高熔點(diǎn)元素例如W、Ta或Nb的含量可以顯著地提高強(qiáng)度，但是為了避免合金密度的增加以及避免合金不穩(wěn)定性，這些元素必須適量使用;(5)與含有低的體積百分?jǐn)?shù)的有序γ′相的合金相比，含有較高體積百分?jǐn)?shù)有序γ′相的合金的蠕變/斷裂強(qiáng)度和帶保持時(shí)間的抗力得到提高，但速冷開裂的危險(xiǎn)也隨之增加并且低溫抗拉強(qiáng)度受到限制。一旦在實(shí)驗(yàn)室規(guī)模的研究中發(fā)現(xiàn)了顯示出有吸引力的力學(xué)性能的合金組成，如何成功地將其轉(zhuǎn)變成大規(guī)模生產(chǎn)的金屬零件例如直徑達(dá)25英寸(但不受此限制)的渦輪盤，這仍然是一個(gè)極大的挑戰(zhàn)。這些問題在冶金技術(shù)中是人所共知的。大規(guī)模生產(chǎn)Ni基高溫合金渦輪盤所涉及到的主要問題是，在從固溶溫度快速冷卻(rapidquench)過程中發(fā)生開裂。這種現(xiàn)象通常稱為速冷開裂(quenchcracking)。為了獲得渦輪盤特別是渦輪盤的中心孔區(qū)域所需要的強(qiáng)度，需要從固溶溫度快速冷卻。但是，渦輪盤的中心孔區(qū)域又是極易速冷開裂的區(qū)域，這是因?yàn)?，中心孔部分比輪緣要厚因而熱?yīng)力較大的緣故。因此，在由二種合金制成的渦輪盤中供渦輪盤使用的合金需要具有抗速冷開裂的能力。目前已研制成功的在較低溫度下工作的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)中用作渦輪盤的高溫合金中，有許多實(shí)現(xiàn)了在這些溫度下具有高的抗疲勞裂紋擴(kuò)展性能、強(qiáng)度、蠕變和應(yīng)力破斷壽命等的令人滿意的組合。這種高溫合金的一個(gè)例子可以在1986年9月15日提交的、共同授讓的申請中找到，其美國專利申請?zhí)柺?6/907276。盡管這類高溫合金對于工作溫度和工作條件的要求均低于先進(jìn)發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪盤來說是可以接受的，但是在先進(jìn)的燃?xì)鉁u輪中處于更高的工作溫度和應(yīng)力水平的渦輪盤的輪轂部分所用的高溫合金應(yīng)當(dāng)具有較低的密度，其顯微組織應(yīng)具有各種不同的晶界相以及改善的晶粒度均勻性。這種合金還應(yīng)當(dāng)可以與能經(jīng)受在較低溫度及較高應(yīng)力下工作的、燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的輪轂部分所經(jīng)歷的嚴(yán)酷環(huán)境的高溫合金接合到一起。此外，由這種高溫合金制成在較低溫度和/或應(yīng)力下工作的整體的發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤也是合乎要求的。本文中所述的屈服強(qiáng)度(“Y.S.”)是0.2%殘余變形屈服強(qiáng)度，它相當(dāng)于按美國材料試驗(yàn)協(xié)會(ASTM)E8試驗(yàn)規(guī)程(或等同方法)和E21試驗(yàn)規(guī)程進(jìn)行試驗(yàn)、在試樣上產(chǎn)生0.2%塑性應(yīng)變所需要的應(yīng)力，上述E8試驗(yàn)規(guī)程參見“StandardMethodsofTensionTestionofMetallicMaterials”AnnualBookofASTMStandards，Vol.03.01，pp130-150，1984。ksi是應(yīng)力單位，等于1000磅/平方英寸。本文中所使用的術(shù)語“余量基本上是鎳”，除了構(gòu)成合金中剩余部分的鎳外還包括少量的雜質(zhì)和偶然帶入的元素，它們在性質(zhì)上和/或數(shù)量上對本發(fā)明合金的有利方面不會構(gòu)成有害的影響。本發(fā)明的一個(gè)目的是，提供一種供燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的單一合金渦輪盤使用的、具有足夠的拉伸、蠕變和應(yīng)力破斷強(qiáng)度、帶保持時(shí)間的疲勞斷裂的抗力以及抗低周疲勞性能的高溫合金。本發(fā)明的另一目的是，提供一種供先進(jìn)的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)中由二種合金構(gòu)成的渦輪盤的輪緣部分所使用的高溫合金，這種合金具有足夠的抗低周疲勞性能、帶保持時(shí)間的疲勞斷裂抗力以及足夠的拉伸、蠕變和應(yīng)力破斷強(qiáng)度，可以在高達(dá)1500°F左右的溫度下工作。本發(fā)明是通過提供具有下列成分(重量%)的合金來實(shí)現(xiàn)上述目的的約10.7%至約19.2%的鈷、約10.8%至約14.0%的鉻、約3.3%至約5.8%的鉬、約1.9%至約4.7%的鋁、約3.3%至5.6%的鈦、約0.9%至約2.7%鈮、約0.005%至約0.042%的硼、約0.010%至約0.062%的碳、0至約0.062%的鋯、任選地至約0.32%的鉿、余量基本上是鎳。在本發(fā)明的上述成分中各元素的含量范圍所確定的高溫合金，其特征是在高達(dá)(包括)1500°F左右的溫度下具有增強(qiáng)的抗帶保持時(shí)間疲勞裂紋增長的性能、抗應(yīng)力破斷的性能和抗蠕變的性能。可以采用各種方法來生產(chǎn)本發(fā)明的合金，不過，最好是按以下所述的方法制備高純度的合金粉末真空感應(yīng)熔煉具有本發(fā)明成分的合金錠，然后在惰性氣體氣氛中使該液態(tài)金屬霧化、制成粉末。這種粉末的粒度最好是在106微米(0.0041英寸)左右或者更小。隨后在真空下將該粉末裝入不銹鋼罐中密封起來，采用壓制或擠壓方法將其壓實(shí)、制成具有二種相即γ相基體和γ′沉淀相的擠壓坯。最好是采用等溫閉式模鍛方法在固溶體溶解度曲線以下的適當(dāng)?shù)母邷叵聦⑸鲜鰯D壓坯鍛制成預(yù)制坯。本發(fā)明的合金組合物的最佳熱處理方法是在高于γ′固溶度曲線溫度、低于發(fā)生明顯初熔的溫度下對合金進(jìn)行固溶處理。在這一溫度范圍內(nèi)保持一段時(shí)間，時(shí)間的長短應(yīng)足以使γ′完全溶解到γ基體中。隨后以避免速冷開裂同時(shí)又能獲得所需性能的適當(dāng)?shù)乃俣葟墓倘軠囟壤鋮s下來，接著進(jìn)行適合于保持在1500°F應(yīng)用時(shí)的穩(wěn)定性的時(shí)效處理。作為一種替代方法，也可以先將合金加工成制品或零件，然后施以上述熱處理。通常，上述合金熱處理所得到的顯微組織，其平均晶粒度為約20至約40微米，其中有些晶粒的大小約為90微米。晶粒邊界處常常綴飾有γ′、碳化物和硼化物質(zhì)點(diǎn)。晶粒內(nèi)的γ′的尺寸約為0.3-0.4微米。這種合金一般還含有細(xì)小的時(shí)效γ′相，其大小約為30毫微米，均勻地分布于晶粒中。由本發(fā)明的合金按上述方法制成的制品或零件，在高達(dá)(包括)約1500°F的高溫下亦能抗應(yīng)力破斷和蠕變。此外由本發(fā)明的合金按上述方法制成的制品或零件在帶保持時(shí)間的疲勞裂紋增長(“FCG”)速率方面也顯示出明顯的改善，與商品渦輪盤用高溫合金相比，在1200°F下改善了15倍，在1400°F下改善更為顯著。本發(fā)明的合金可以采用各種粉末冶金方法生產(chǎn)，可以用于制造燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)中使用的制品或零件，例如在一般的溫度和中心孔應(yīng)力條件下工作的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪盤。本發(fā)明的合金特別適合于先進(jìn)燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)中由二種合金構(gòu)成的渦輪盤的輪緣部分。圖1是本發(fā)明合金的應(yīng)力破斷強(qiáng)度與納遜-米勒參數(shù)的關(guān)系曲線圖;圖2是經(jīng)過完全熱處理后以大約200倍放大倍數(shù)拍攝的SR3合金的光學(xué)顯微照片;圖3是經(jīng)過完全熱處理后以約10000倍放大倍數(shù)拍攝的SR3合金的透射電子顯微鏡復(fù)型照片;圖4是經(jīng)過完全熱處理后、放大約60000倍拍攝的透射電子顯微鏡暗場顯微照片;圖5是一個(gè)曲線圖，圖中縱坐標(biāo)表示SR3和KM4合金的極限抗拉強(qiáng)度(“UTS”)和屈服強(qiáng)度(“YS”)(單位ksi)，橫坐標(biāo)表示溫度(°F);圖6和7是SR3和KM4合金在不同的應(yīng)力強(qiáng)度(△K)下、在1200°F和1400°F得到的帶保持時(shí)間的疲勞裂紋增長速率(dα/dN)的曲線圖(對數(shù)一對數(shù)坐標(biāo))，所用的保持時(shí)間為90秒、循環(huán)加載速度為1.5秒;圖8是在完全熱處理后、放大約200倍拍攝的KM4合金的光學(xué)顯微照片;圖9是在完全熱處理后、放大約10000倍拍攝的KM4合金的透射電子顯微鏡復(fù)型顯微照片;圖10是在完全熱處理后、放大約60000倍拍攝的KM4合金的透射電子顯微鏡暗場顯微照片。按照本發(fā)明，提供了一種具有良好的抗蠕變和抗應(yīng)力破斷的性能、良好的高溫抗拉強(qiáng)度和良好的抗疲勞斷裂性能的高溫合金。本發(fā)明的合金可以采用壓制和擠壓金屬粉末的方法制備，不過，也可以使用其它的加工方法例如常規(guī)的粉末冶金方法、鍛制方法、鑄造或鍛造等。本發(fā)明還包括一種高溫合金加工方法，用以制造適合于發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤、特別是可以在約1500°F高溫下工作的先進(jìn)的渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)盤中用作輪緣的、具有極好的性能組合的材料。如同美國申請?zhí)枮?17，097的相關(guān)專利申請中所述的那樣，用作發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的輪緣時(shí)，該輪緣必須與輪轂接合到一起，所述的輪轂是相關(guān)的美國專利申請?zhí)?17，096的主題，所述的接合是相關(guān)的美國專利申請?zhí)?17，095的主題。因此，輪轂與輪緣所使用的合金在以下方面必須彼此相互適應(yīng)，這一點(diǎn)非常重要(1)化學(xué)成分(例如在輪轂與輪緣的界面處不形成有害相);(2)熱膨脹系數(shù);(3)動(dòng)模量值。此外，輪轂與輪緣所用的合金最好能接受同樣的熱處理而保持它們各自的特性。本發(fā)明的合金在與相關(guān)的美國專利申請?zhí)?17，096的輪轂合金匹配使用時(shí)可滿足上述要求。眾所周知，對于高溫合金來說某些最迫切需要的性能是與燃?xì)鉁u輪結(jié)構(gòu)有關(guān)的性能，在這些所需要的性能中，發(fā)動(dòng)機(jī)運(yùn)動(dòng)部件所要求的性能往往高于靜態(tài)工作部件所需要的性能。雖然輪緣合金的拉伸性能不象對于輪轂合金那樣重要，但將本發(fā)明合金作單一合金渦輪盤時(shí)要求具有可以接受的拉伸性能，因?yàn)檫@一種單一合金在整個(gè)渦輪盤上都必須具有令人滿意的機(jī)械性能，以滿足渦輪盤上各部位的不同工作條件的要求。含有中等至高體積百分?jǐn)?shù)γ′相的鎳基高溫合金具有比含低體積百分?jǐn)?shù)γ′相的這種高溫合金更高的抗蠕變和抗裂紋增長的性能。增加γ′形成元素如鋁、鈦和鈮的相對含量可以達(dá)到提高γ′含量的目的。鈮對于高溫合金的抗速冷開裂能力具有有害影響，因此用鈮來提高合金的強(qiáng)度時(shí)必須十分小心，不要損害抗速冷開裂的性能。此外，在本發(fā)明的合金中，中等至高體積百分?jǐn)?shù)的γ′對略微降低合金的密度也有所貢獻(xiàn)，因?yàn)棣谩浜袛?shù)量較多的低密度合金元素如鋁和鈦。密度較高的合金對于降低重量是一個(gè)主要考慮因素的飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)應(yīng)用來說是不合乎需要的。本發(fā)明的SR3和KM4合金的密度分別為約0.294磅/立方英寸和約0.288磅/立方英寸。根據(jù)計(jì)算，本發(fā)明合金的γ′的體積百分?jǐn)?shù)在約34%至約68%之間。SR3合金中γ′的體積百分?jǐn)?shù)是49%左右，KM4合金中γ′的體積百分?jǐn)?shù)是54%左右。另外還使用鉬、鈷和鉻來促進(jìn)改善抗蠕變性能和抗氧化性以及穩(wěn)定γ′沉淀物。具有下述名義成分的商品渦輪盤用高溫合金是本
技術(shù)領(lǐng)域：
的技術(shù)人員所熟知的約13%Cr、約8%Co、3.5%Mo、約3.5%W、約3.5%Al、約2.5%Ti、約3.5%Nb、約0.03%Zr、約0.03%C、約0.015%B、余量基本上是Ni。與該合金相比，本發(fā)明合金的抗帶保持時(shí)間的疲勞裂紋擴(kuò)展性能提高達(dá)15倍左右。此外，與這種高溫合金相比，本發(fā)明合金在高溫下的蠕變和應(yīng)力破斷性能方面也顯示出明顯的改善。下面按照納遜(Larson)和米勒(Miller)提出的方法(見美國機(jī)械工程師學(xué)會報(bào)，1952，74卷，765-771頁)說明本發(fā)明合金的蠕變和應(yīng)力破斷性能。納遜-米勒方法是將應(yīng)力(Ksi)作為縱坐標(biāo)、將納遜-米勒參數(shù)(“LMP”)作為橫坐標(biāo)繪制成蠕變和應(yīng)力破斷曲線圖。LMP是用下述公式由試驗(yàn)數(shù)據(jù)得到LMP＝(T+460)×〔25+log(t)〕×10-3式中LMP＝納遜-米勒參數(shù)T＝溫度(°F)t＝至發(fā)生斷裂的時(shí)間(小時(shí))。將設(shè)計(jì)應(yīng)力和溫度代入這一公式中，可以用圖解法或數(shù)學(xué)方法計(jì)算出在這些條件下的設(shè)計(jì)應(yīng)力破斷壽命。本發(fā)明的合金的蠕變和應(yīng)力破斷強(qiáng)度示于圖1中。這些蠕變和應(yīng)力破斷性能與上述商品渦輪盤用高溫合金相比，在60Ksi提高約195°F、在80Ksi提高約88°F。裂紋增長或裂紋擴(kuò)展速率是所施加的應(yīng)力(σ)和裂紋長度(α)的函數(shù)。這二個(gè)因素結(jié)合起來就構(gòu)成了通常稱為應(yīng)力強(qiáng)度(K)的參數(shù)，它與所加應(yīng)力和裂紋長度的平方根的乘積成正比。在疲勞條件下，每一疲勞循環(huán)中的應(yīng)力強(qiáng)度代表循環(huán)應(yīng)力強(qiáng)度的最大變化(△K)，它等于最大K與最小K之差。在中等溫度下，裂紋增長主要取決于循環(huán)應(yīng)力強(qiáng)度(△K)，直至達(dá)到靜斷裂韌性KIC。裂紋增長速率用數(shù)學(xué)方法表示成(da)/(dN)∝(△K)n式中N＝循環(huán)次數(shù)n＝常數(shù)，2≤n≤4K＝循環(huán)應(yīng)力強(qiáng)度α＝裂紋長度循環(huán)頻率和溫度是決定裂紋增長速率的重要參數(shù)。本專業(yè)的技術(shù)人員都知道，在某一高溫下對于一定的循環(huán)應(yīng)力強(qiáng)度來說，較慢的循環(huán)頻率可以導(dǎo)致產(chǎn)生較快的疲勞裂紋增長速率。在高溫下，這種人們所不希望的與時(shí)間有關(guān)的疲勞裂紋擴(kuò)展行為在大多數(shù)已有的高強(qiáng)度高溫合金中都可能發(fā)生。業(yè)已發(fā)現(xiàn)，在循環(huán)過程中達(dá)到峰值應(yīng)力時(shí)，如果施加一個(gè)保持時(shí)間將會發(fā)生上述人們所不希望的依賴于時(shí)間的裂紋增長行為。以恒定的循環(huán)方式對試樣施加應(yīng)力，當(dāng)試樣處于最大應(yīng)力時(shí)使應(yīng)力恒定地保持一段時(shí)間，這段時(shí)間我們稱之為保持時(shí)間。保持時(shí)間結(jié)束時(shí)，重新開始施加循環(huán)應(yīng)力。按照這種帶保持時(shí)間的加載方式，在循環(huán)加載方式中每當(dāng)應(yīng)力達(dá)到最大值時(shí)，將該應(yīng)力保持一段指定的保持時(shí)間。對于研究裂紋增長來說，這種帶保持時(shí)間的應(yīng)力施加方式是一個(gè)獨(dú)立的判據(jù)，它是低周疲勞壽命的一個(gè)指標(biāo)。B.Towles、J.R.Warren和F.K.Hauhe等人在根據(jù)與(美)國家航空與航天局的合同進(jìn)行的研究中對這種帶保持時(shí)間的方式作了說明，該研究報(bào)告的文件號是NASACR-165123，題目為“EvaluationoftheCyclicBehaviorofAircraftTurbineDiskAlloys”，第Ⅱ部分，最終報(bào)告，1980年8月。根據(jù)設(shè)計(jì)實(shí)踐，低周疲勞壽命可以看作是承受轉(zhuǎn)動(dòng)或者類似的周期或循環(huán)高應(yīng)力的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)零件的一個(gè)限制因素。假設(shè)存在有原始的、尖銳的裂紋狀缺陷，那么疲勞裂紋增長速率就將成為渦輪盤的循環(huán)壽命的限制因素。已經(jīng)確定，在低溫下疲勞裂紋擴(kuò)展主要取決于以循環(huán)方式對這類結(jié)構(gòu)的零、部件施加應(yīng)力的強(qiáng)度。在高溫下，裂紋增長速率不能簡單地確定為是所施加的循環(huán)應(yīng)力強(qiáng)度范圍(△K)的函數(shù)。疲勞頻率也會影響擴(kuò)展速率。上述NASA的研究表明，循環(huán)頻率越低則每一應(yīng)力循環(huán)的裂紋增長就越快。此外人們還觀察到，在疲勞循環(huán)過程中施加保持時(shí)間會使裂紋擴(kuò)展加速。時(shí)間依賴性這一術(shù)語用于疲勞頻率和保持時(shí)間成為重要參數(shù)的高溫?cái)嗔研袨椤１景l(fā)明合金的抗疲勞裂紋增長性能試驗(yàn)表明，使用90秒保持時(shí)間和相當(dāng)于20周/分的循環(huán)加載速度(1.5秒)的試驗(yàn)條件，在1200°F下本發(fā)明合金的上述性能比前面所述商品渦輪盤用高溫合金提高了30倍，在1400°F下提高更為顯著。鎳基高溫合金的抗拉強(qiáng)度(UTS和YS)必須足以滿足旋轉(zhuǎn)的渦輪盤的中心部位的應(yīng)力水平。雖然本發(fā)明合金的拉伸性能低于上述商品渦輪盤用高溫合金，但其抗拉強(qiáng)度足以承受先進(jìn)的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的輪緣部分以及在較低溫度下工作的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的整個(gè)直徑上所受到的應(yīng)力水平。為了獲得本發(fā)明合金的性能和顯微組織，高溫合金的加工是重要的一環(huán)。可先制備金屬粉末，然后采用壓制和擠壓方法對其加工，接著進(jìn)行熱處理，不過對本專業(yè)的技術(shù)人員來說，不言而喻，可以產(chǎn)生規(guī)定的成分、晶粒度和顯微組織的任何方法及與之相關(guān)的熱處理都是可以采用的。固溶處理可以在高于γ′溶解于γ基體、低于合金初熔溫度的任何溫度下進(jìn)行。γ′開始溶解到γ基體中的溫度稱為γ′溶解度曲線溫度，而γ′溶解度曲線溫度與初熔溫度之間的溫度范圍稱為超溶解度曲線(supersolvus)溫度范圍。超溶解度曲線溫度范圍根據(jù)高溫合金的實(shí)際成分而變化。本發(fā)明的高溫合金在約2110°F至約2190°F的溫度范圍內(nèi)固溶處理1小時(shí)左右。固溶處理后在約1500°F至約1550°F的溫度下時(shí)效處理4小時(shí)左右。實(shí)施例1采用真空感應(yīng)熔煉和澆鑄方法制備25磅具有下列成分的合金錠表ⅠSR3合金的成分重量%允許偏差范圍(重量%)Co11.9±1.0Cr12.8±1.0Mo5.1±0.5Al2.6±0.5Ti4.9±0.5Nb1.6±0.5B0.015±0.01C0.030+0.03-0.02Zr0.030±0.03Hf0.2±0.1Ni余量然后在氬氣氣氛中將上述成分的合金錠熔化，用氬氣使該液態(tài)金屬霧化，制成粉末。篩分該合金粉末，除去大于150目的粉末。所得到的經(jīng)過篩分的粉末也稱為-150目粉末。將上述-150目的粉末轉(zhuǎn)移到固結(jié)罐中，使用閉式模壓制方法在γ′溶解度曲線以下約150°F的溫度對合金進(jìn)行初次壓實(shí)，然后在γ′溶解度曲線以下約100°F的溫度以7∶1的擠壓壓縮比進(jìn)行擠壓，制得完全致密的擠壓坯。隨后，該擠壓坯在γ′溶解度曲線以上于約2140°F至約2160°F溫度范圍內(nèi)固溶處理1小時(shí)左右。這種超溶解度曲線固溶處理使得γ′相完全溶解，形成了完全退火的組織。這種固溶處理還使得細(xì)晶粒的擠壓坯組織發(fā)生再結(jié)晶和晶粒長大，并使γ′在隨后的加工過程中產(chǎn)生控制的再沉淀。經(jīng)過固溶處理的擠壓坯隨后采用控制冷卻方式由固溶處理溫度快速冷卻下來。這種冷卻應(yīng)當(dāng)在不產(chǎn)生速冷開裂同時(shí)使顯微組織中形成均勻分布的γ′相的條件下以盡可能快的速度進(jìn)行。實(shí)際上使用的是冷卻速度約250°F/分鐘的控制的風(fēng)扇氦氣冷卻。合金冷卻后進(jìn)行時(shí)效，時(shí)效處理在約1500°F至約1550°F溫度范圍內(nèi)進(jìn)行4小時(shí)左右。對SR3合金來說，進(jìn)行這一處理的較為理想的溫度范圍是1515°F至1535°F。這種時(shí)效處理促進(jìn)了附加形成的γ′相均勻地分布，適用于設(shè)計(jì)工作溫度為1500°F左右的合金?，F(xiàn)在來看圖2-4，圖中顯示了SR3合金完全熱處理后的顯微組織特性。圖2是SR3合金的顯微組織照片，該圖表明平均晶粒尺寸為約20至約40微米，盡管偶爾幾個(gè)晶粒的尺寸達(dá)到90微米左右。如圖3所示，晶粒中到處都分布有在冷卻過程初期成核的、隨后長大的殘余的、形狀不規(guī)則的晶內(nèi)γ′。這種γ′以及碳化物和硼化物質(zhì)點(diǎn)位于晶粒邊界，在圖3和圖4中可觀察到這種γ′，其大小約為0.40微米。在1525°F時(shí)效處理時(shí)形成的均勻分布的、細(xì)小的時(shí)效γ′(即次生γ′)的尺寸約為30毫微米，在圖4中可以看到，它們以細(xì)小的白色顆粒形式分布于較大的晶內(nèi)γ′之間。目前對于在較低溫度下工作的中心孔合金通用的時(shí)效處理是在約1400°F時(shí)效8小時(shí)。對于SR3合金來說，較高的時(shí)效處理溫度所產(chǎn)生的次生γ′略大于上述常規(guī)時(shí)效處理產(chǎn)生的次生γ′。圖5所示為SR3合金的極限抗拉強(qiáng)度(UTS)和屈服強(qiáng)度(YS)，盡管這些強(qiáng)度低于上述商品渦輪盤高溫合金，但它們完全滿足在較低溫度和應(yīng)力下工作的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的強(qiáng)度要求，以及用于作為由二種合金構(gòu)成的渦輪盤的輪緣合金的強(qiáng)度要求。圖6是在1200°F、1.5秒循環(huán)加載速度和90秒保持時(shí)間的條件下SR3合金與上述商品渦輪盤高溫合金的帶保持時(shí)間疲勞裂紋增長特性的曲線圖。圖7是SR3合金和KM4合金的帶保持時(shí)間疲勞裂紋增長特性的曲線圖，試驗(yàn)溫度為1400℃、循環(huán)加載速度1.5秒、保持時(shí)間是90秒。與上述商品渦輪盤高溫合金相比，帶保持時(shí)間疲勞裂紋增長性能顯著地得到改善，在1200°F改善約30倍，在1400°F改進(jìn)更為顯著。圖1是SR3合金的蠕變和應(yīng)力破斷強(qiáng)度的曲線圖。SR3合金的蠕變和應(yīng)力破斷強(qiáng)度優(yōu)于作為對照物的商品渦輪盤高溫合金，在80Ksi下提高約73°F，在60Ksi提高約170°F。SR3合金用作先進(jìn)渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪盤輪緣時(shí)，必須與輪轂合金結(jié)合到一起。這二種合金必須具有相適應(yīng)的熱膨脹性能。將SR3合金用于渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)的單一合金渦輪盤時(shí)，其熱膨脹性能必須是在高溫下使用時(shí)不至造成渦輪盤與其鄰近的部件相互抵觸。SR3合金的熱膨脹性能示于表Ⅱ中，由表中可以看出，其熱膨脹性能與相關(guān)的美國專利申請?zhí)?17，096中所述的一種輪轂合金(Rene′95是其中一種)相適應(yīng)的。表Ⅱ?qū)嵤├?采用真空感應(yīng)熔煉和澆鑄方法制成25磅下述成分的合金錠表ⅢKM4合金的成分重量%容許偏差范圍(重量%)Co18.0±1.0Cr12.0±1.0Mo4.0±0.5Al4.0±0.5Ti4.0±0.5Nb2.0±0.5B0.03+0.01-0.02C0.03+0.03-0.02Zr0.03±0.03Ni余量然后在氬氣氣氛中將上述成分的合金錠熔化，用氬氣使該液態(tài)金屬霧化，從而制成粉末。篩分該粉末，除去大于150目的粉末。篩分后得到的粉末也稱為-150目粉末。將-150目粉末移至固結(jié)罐中，采用閉式模壓制方法在γ′溶解度曲線以下約150°F的溫度進(jìn)行初壓實(shí)，接著在γ′溶解度曲線以下約100°F的溫度以7∶1的壓縮比進(jìn)行擠壓，制得完全致密的擠壓坯。然后將這擠壓坯在γ′溶解度曲線以上、約2140°F至約2160°F溫度范圍內(nèi)固溶處理1小時(shí)左右。這種超溶解度曲線固溶處理使γ′相完全溶解，形成完全退火的組織。這種固溶處理還使得細(xì)晶粒的擠壓坯組織發(fā)生再結(jié)晶和晶粒長大，并使γ′在后續(xù)的加工過程中產(chǎn)生控制的再沉淀。經(jīng)過固溶處理的擠壓坯采用控制冷卻方式由固溶處理溫度迅速冷卻下來。這種冷卻必須以足以在合金的組織中形成均勻分布的γ′的冷卻速度進(jìn)行。實(shí)際生產(chǎn)中采用冷卻速度約250°F/分的控制的風(fēng)扇氦氣冷卻。待合金冷卻后進(jìn)行時(shí)效，時(shí)效處理溫度范圍是約1500°F至約1550°F，處理時(shí)間約4小時(shí)。對于KM4合金，這一處理的較為理想的溫度范圍是1515°F至約1535°F。這種時(shí)效促進(jìn)了附加的γ′均勻分布，適合用于設(shè)計(jì)工作溫度約1500°F的合金?，F(xiàn)在看圖8-10，圖中所示為KM4合金完全熱處理后的顯微組織。圖8是KM4合金的顯微組織照片，該圖表明大部分晶粒的平均晶粒尺寸為約20至約40微米，盡管少數(shù)晶粒的大小達(dá)到約90微米。如圖9中所示，在冷卻過程初期成核的、隨后長大的殘余的立方形γ′分布遍及所有晶粒。這類γ′以及碳化物和硼化物質(zhì)點(diǎn)位于晶粒邊界處。這種冷卻時(shí)形成的γ′在圖9和圖10中均可看到，其尺寸約為0.3微米。在1525°F時(shí)效處理時(shí)形成的均勻分布的細(xì)小的時(shí)效γ′(即次生γ′)的尺寸約為30毫微米，在圖10中可以看到它們以細(xì)小的白色質(zhì)點(diǎn)形式分布于較大的初生γ′之間。與在1400°F左右進(jìn)行的常規(guī)時(shí)效處理相比，上述較高的時(shí)效處理溫度所產(chǎn)生的次生γ′稍微大一些，并且提供了在相應(yīng)的較高溫度下的顯微組織穩(wěn)定性。圖5所示為KM4合金的極限抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度。雖然這些強(qiáng)度低于作為對照物的商品渦輪盤高溫合金，但它們完全可以滿足在較低溫度和應(yīng)力下工作的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的強(qiáng)度要求，以及用作由二種合金構(gòu)成的渦輪盤的輪緣合金的強(qiáng)度要求。圖6是KM4合金與上述商品渦輪盤合金的帶保持時(shí)間疲勞裂紋增長特性的曲線圖，所用試驗(yàn)溫度為1200°F、循環(huán)加載速度1.5秒、保持時(shí)間90秒。圖7是在1400°F、1.5秒循環(huán)加載速度和90秒保持時(shí)間的試驗(yàn)條件下得到的KM4合金的帶保持時(shí)間疲勞裂紋增長特性的曲線圖。與上述商品渦輪盤高溫合金相比，KM4合金的帶保持時(shí)間疲勞裂紋增長特性在1200°F下改善了約30倍，在1400°F下改善更顯著。圖1是KM4合金的蠕變和應(yīng)力破斷強(qiáng)度的曲線圖。KM4合金的蠕變和應(yīng)力破斷壽命高于作為對照物的商品渦輪盤高溫合金，在80Ksi高出約100°F、在60Ksi至少高220°F。KM4合金用作先進(jìn)的渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的輪緣時(shí)，必須與輪轂合金接合在一起。因此，這二種合金必須具有相適應(yīng)的熱膨脹特性。將KM4合金用作燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪盤時(shí)，其熱膨脹特性必須是在高溫下使用時(shí)不致使渦輪盤與其鄰近的部件相抵觸。KM4合金的熱膨脹特性示于表Ⅳ中，可以看出，它與相關(guān)的美國專利申請?zhí)?17，097中所述的輪轂合金(Rene′95是其中一種)相適應(yīng)的。表Ⅳ實(shí)施例3按照與上述實(shí)施例1中相同的方法制備SR3合金，但有一點(diǎn)例外，即由超溶解度固溶處理溫度冷卻下來后，將合金在約1375°F至約1425°F的溫度范圍內(nèi)時(shí)效約8小時(shí)。在這一溫度范圍內(nèi)時(shí)效的SR3合金的拉伸性能列于表Ⅴ中。在這一溫度下時(shí)效的該合金的蠕變-斷裂性能列于表Ⅵ中，疲勞裂紋增長速率列于表Ⅶ中。表ⅤSR3合金的拉伸性能(1400°F/8小時(shí)時(shí)效)溫度(°F)極限抗拉強(qiáng)度(Ksi)屈服強(qiáng)度(Ksi)75239.4169.3750226.7159.31000226.1155.11200218.6148.81400171.9147.3表ⅥSR3合金的蠕變-斷裂性能(1400°F/8小時(shí)時(shí)效)</tables>表ⅦSR3合金疲勞裂紋增長速率(1400°F/8小時(shí)時(shí)效)溫度(°F)頻率在20Ksi的在30Ksi的dα/dN值dα/dN值12001.5-90-1.51.3E-054.00E-0514001.5-90-1.5-1.5E-05在1400°F左右溫度范圍內(nèi)時(shí)效約8小時(shí)的SR3合金的顯微組織與在1525°F左右時(shí)效4小時(shí)的SR3合金基本上相同，不同之處是，γ′略細(xì)一些，其尺寸約0.35微米。細(xì)小的時(shí)效γ′也比后者稍細(xì)。按本實(shí)施例所述方式熱處理的SR3合金適合用于工作溫度最高達(dá)1350°F左右的渦輪盤，例如用作工作溫度比推薦用于先進(jìn)渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)中的二種合金構(gòu)成的渦輪盤要低的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)單一合金渦輪盤。實(shí)施例4按照與上述實(shí)施例2中相同的方法制備KM4合金，但有一點(diǎn)例外，即由超溶解度曲線固溶處理溫度冷卻下來后，將合金在約1375°F至約1425°F溫度范圍內(nèi)時(shí)效8小時(shí)左右。在這一溫度范圍內(nèi)時(shí)效的KM4合金的拉伸性能列于表Ⅷ中。在這一溫度下時(shí)效的該合金的蠕變-斷裂性能列于表Ⅸ中、疲勞裂紋增長速率列于表Ⅹ中。表ⅧKM4合金拉伸性能(1400°F/8小時(shí)時(shí)效)溫度(°F)極限抗拉強(qiáng)度(Ksi)屈服強(qiáng)度(Ksi)75228.7160.2750200.4134.71200202.5145.71400155.6142.1表ⅨKM4合金蠕變-斷裂性能(1400°F/8小時(shí)時(shí)效)</tables>表ⅩKM4合金疲勞裂紋增長速率(1400°F/8小時(shí)時(shí)效)溫度(°F)頻率在20Ksi的在30Ksi的dα/dN值dα/dN值12001.5-90-1.51.70E-055.20E-05在1400°F左右的溫度范圍內(nèi)時(shí)效約8小時(shí)的KM4合金的顯微組織與在1525°F左右時(shí)效約4小時(shí)的KM4合金基本相同，不同之處在于，前者的γ′略細(xì)，其尺寸約0.25微米。此外，細(xì)小的時(shí)效γ′也比后者略小一些。按本實(shí)施例所述方法熱處理的KM4合金適用于在最高約1350°F下使用的渦輪盤，例如用作工作溫度低于推薦用于先進(jìn)渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)的二種合金構(gòu)成的渦輪盤的燃?xì)鉁u輪單一合金渦輪盤。根據(jù)以上所述，對于本專業(yè)的技術(shù)人員來說，不言而喻，本發(fā)明不限于本文中所述的各種實(shí)施方案及合金成分，各種改型、改變、替代及等同物對于本專業(yè)的技術(shù)人員都是顯而易見的，它們都落入本發(fā)明的范圍之中。權(quán)利要求1.一種鎳基高溫合金，含有(重量%)約10.7%至約19.2%的鈷、約10.8%至約14.0%鉻、約3.3%至約5.8%鉬、約1.9%至約4.7%鋁、約3.3%至約5.6%鈦、約0.9%至約2.7%鈮、約0.005%至約0.042%硼、約0.010%至約0.062%碳、0至約0.062%鋯、0至約0.32%鉿、余量基本上是鎳。2.權(quán)利要求1所述的合金，該合金在高于γ′溶解度曲線溫度、低于初熔溫度的范圍內(nèi)經(jīng)歷了固溶處理，處理時(shí)間足以使γ′相基本上完全地溶解到γ基體中，接著以不致引起開裂的適當(dāng)速度冷卻，然后進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度和時(shí)間應(yīng)足以獲得在高溫下使用時(shí)穩(wěn)定的顯微組織。3.權(quán)利要求2所述的合金，其中所述γ′溶解度曲線溫度至少是約2110°F并且低于明顯初熔的溫度。4.權(quán)利要求2所述的合金，其中所述時(shí)效處理溫度為約1500°F至約1550°F，時(shí)效處理的時(shí)間約為4小時(shí)。5.一種鎳基高溫合金，含有(重量%)約10.9%至約12.9%鈷、約11.8%至約13.8%鉻、約4.6%至約5.6%鉬、約2.1%至3.1%鋁、約4.4%至5.4%鈦、約1.1%至2.1%鈮、約0.005%至約0.025%硼、約0.01%至約0.06%碳、0至約0.06%鋯、約0.1%至約0.3%鉿、余量基本上是鎳。6.權(quán)利要求5所述的合金，該合金在約2140°F至約2160°F溫度范圍內(nèi)固溶處理約1小時(shí)，接著快速冷卻，然后在約1515°F至約1535°F的溫度下時(shí)效處理4小時(shí)左右。7.權(quán)利要求5所述的合金，該合金在約2140°F至約2160°F溫度范圍內(nèi)固溶處理約1小時(shí)，接著快速冷卻，然后在約1375°F至約1425°F的溫度下時(shí)效處理約8小時(shí)。8.一種鎳基高溫合金，含有(重量%)約17.0%至約19.0%鈷、約11.0%至約13.0%鉻、約3.5%至約4.5%鉬、約3.5%至約4.5%鋁、約3.5%至約4.5%鈦、約1.5%至約2.5%鈮、約0.01%至約0.04%硼、約0.01%至約0.06%碳、0至約0.06%鋯、余量基本是鎳。9.權(quán)利要求8所述的合金，該合金在約2165°F至約2185°F溫度范圍內(nèi)固溶處理約1小時(shí)，接著快速冷卻，然后在約1515°F至約1535°F溫度下時(shí)效處理約4小時(shí)。10.權(quán)利要求8所述的合金，該合金在約2165°F至約2185°F溫度范圍內(nèi)固溶處理約1小時(shí)，接著快速冷卻，然后在約1375°F至約1425°F的溫度下時(shí)效處理約8小時(shí)。11.由權(quán)利要求1、5或8的高溫合金制成的、用于燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的制品。12.權(quán)利要求11所述的制品，其中所述制品是燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪盤。13.按權(quán)利要求2、6或9制備的、用于燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的制品。14.權(quán)利要求13所述的制品，其中所述制品是燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪盤。15.一種制品制造方法，包括以下步驟制備下述成分(重量%)的高溫合金錠約10.7%至約19.2%鈷、約10.8%至約14.0%鉻、約3.3%至約5.8%鉬、約1.9%至約4.7%鋁、約3.3%至約5.6%鈦、約0.9%至約2.7%鈮、約0.005%至約0.042%硼、約0.010%至約0.062%碳、0至約0.062%鋯、0至約0.32%鉿、余量基本上是鎳;真空感應(yīng)熔煉上述合金錠，在惰性氣體中使液態(tài)金屬霧化、形成粉末;將上述粉末裝入一個(gè)罐中、密封起來，為制成完全致密的細(xì)晶粒的制品，所述的粉末的粒度基本上均勻并且細(xì)小、足以產(chǎn)生大部分晶粒不超過約30微米的基本上均勻的晶粒組織;在超溶解度曲線溫度范圍內(nèi)固溶處理約1小時(shí)，接著快速冷卻，然后時(shí)效處理，時(shí)效溫度和時(shí)間應(yīng)足以提供在高溫下使用時(shí)穩(wěn)定的顯微組織。16.權(quán)利要求15所述的方法，其中固溶處理步驟是在約2165°F至約2185°F溫度范圍內(nèi)完成的，處理時(shí)間1小時(shí)左右，然后快速冷卻，在此之后在約1400°F±25°F溫度下時(shí)效處理約8小時(shí)。17.權(quán)利要求15所述的方法，其中固溶處理步驟是在約2165°F至約2185°F溫度范圍內(nèi)進(jìn)行1小時(shí)左右，接著快速冷卻，然后在約1525°F±25°F的溫度下時(shí)效處理約4小時(shí)。18.權(quán)利要求15所述的方法，其中固溶處理步驟是在約2140°F至約2160°F溫度范圍內(nèi)進(jìn)行約1小時(shí)，接著快速冷卻，然后在1400°F±25°F溫度下時(shí)效處理約8小時(shí)。19.權(quán)利要求15所述的方法，其中固溶處理步驟是在約2140°F至約2160°F溫度范圍內(nèi)進(jìn)行約1小時(shí)，接著快速冷卻，然后在約1525°F±25°F溫度下時(shí)效處理約4小時(shí)。20.權(quán)利要求15所述的方法，其中，在將該粉末裝入所述罐中密封起來制成坯料后，將該坯擠壓成預(yù)制坯，然后在超溶解度曲線溫度范圍內(nèi)固溶處理。21.權(quán)利要求20所述的方法，其中在擠壓之后及在超溶解度曲線溫度范圍內(nèi)固溶處理之前將擠壓坯鍛造成預(yù)制坯。22.由二種合金構(gòu)成的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤，其中該渦輪盤的輪緣部分由權(quán)利要求1、5或8所述的高溫合金制成。23.由二種合金構(gòu)成的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤，其中，該渦輪盤的輪緣部分按照權(quán)利要求2、6或9所述的高溫合金制成。24.權(quán)利要求11所述的制品，其中所述制品是燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的輪緣部分。25.權(quán)利要求13所述的制品，其中所述制品是燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的輪緣部分。全文摘要公開了一種改進(jìn)的、抗蠕變應(yīng)力斷裂及抗帶保持時(shí)間疲勞的鎳基高溫合金。該合金能在高達(dá)1500左右的溫度下使用，適合用于噴氣飛機(jī)的燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的渦輪盤或用作先進(jìn)渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)中由二種合金構(gòu)成的渦輪盤的輪緣部分。此外還公開了一種獲得這種渦輪盤所需性能的方法。文檔編號C22F1/10GK1050743SQ9010815公開日1991年4月17日申請日期1990年10月4日優(yōu)先權(quán)日1989年10月4日發(fā)明者丹尼爾·唐納德·克呂格,杰弗里·弗朗西斯·韋塞爾斯申請人:通用電氣公司