專利名稱：：高強度、抗疲勞斷裂的合金制品及其制法的制作方法下列共同授讓的申請涉及相關(guān)聯(lián)的技術(shù)主題，它們與本申請一起提交了美國專利申請，本文中引證這些文獻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)?17，098。本申請涉及與1986年9月15日遞交的美國專利申請?zhí)?6/907276大體相同的主題，該申請已授讓給與本申請相同的受讓人。此處引證這一相關(guān)申請以供參考。本發(fā)明涉及飛機的燃氣渦輪發(fā)動機，更具體地說，本發(fā)明涉及為提高性能和效率而在提高的溫度下工作的先進燃氣渦輪發(fā)動機中支承旋轉(zhuǎn)葉片的渦輪盤所使用的材料。在燃氣渦輪發(fā)動機中用以支承旋轉(zhuǎn)渦輪葉片的渦輪盤上，從中心(即輪轂)部分到外周(即輪緣)部分的半徑方向上承受的工作條件是不同的。渦輪葉片暴露于推動渦輪轉(zhuǎn)動的高溫燃氣中。渦輪葉片將熱量傳到渦輪的外周部分，從而使其溫度高于輪轂即中心孔部分。此外，渦輪盤面上各處的應(yīng)力狀況也不一樣。一直到最近，人們才能設(shè)計出可以滿足渦輪盤各部位不同的應(yīng)力和溫度條件的單一合金渦輪盤。但是，現(xiàn)代燃氣渦輪發(fā)動機不斷增高的功率以及對更高的發(fā)動機性能的需求，要求這些發(fā)動機在更高的溫度下工作。因此，這些先進發(fā)動機中的渦輪盤暴露于較之以往的發(fā)動機更高的溫度之下，這對渦輪盤所用的合金提出了更高的要求。渦輪盤的外周(即輪緣)部分的溫度可達1500°F或更高，而中心孔(即輪轂)部分的溫度一般比較低，例如1000°F左右。在渦輪盤上，除了這種溫度梯度外還有應(yīng)力的差異。在厚度均勻的渦輪盤中，工作溫度較低的輪轂部分產(chǎn)生的應(yīng)力比較高，而溫度較高的輪緣部分產(chǎn)生的應(yīng)力較低。渦輪盤上各部分工作條件的這些差別導(dǎo)致了對渦輪盤上不同部分的機械性能要求也不同。在先進的渦輪發(fā)動機中，為了達到最高工作狀態(tài)，要求所使用的渦輪盤合金在輪緣部分具有抗高溫蠕變和抗應(yīng)力斷裂的性能以及高溫帶保持時間疲勞裂紋增長抗力、在輪轂部分具有高的抗拉強度和低周疲勞裂紋增長抗力?，F(xiàn)行的渦輪盤設(shè)計方法一般是使用疲勞性能及常規(guī)的拉伸、蠕變和應(yīng)力破斷性能來確定渦輪盤尺寸和進行壽命分析。在許多情況下，用于進行這些分析的最適宜的疲勞特性定量表示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)LEFM，每一循環(huán)的疲勞裂紋擴展速率(da/dN)是一個受溫度影響的函數(shù)，它可以用應(yīng)力強度范圍(△K)來描述，△K的定義是Kmax-Kmin?！鱇是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)雜化的是在先進渦輪盤的輪緣部分所處的溫度范圍內(nèi)施加一個拉伸保持。在通常的飛行任務(wù)中，發(fā)動機渦輪盤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段時間的巡航。在巡航狀態(tài)中，應(yīng)力較為恒定，這導(dǎo)致產(chǎn)生下文中所述的“保持時間”循環(huán)，在先進渦輪盤的輪緣部分中，這種帶保持時間的循環(huán)可以在高溫下發(fā)生，在這樣的高溫下，環(huán)境因素。蠕變和疲勞可能以協(xié)同方式結(jié)合起來促進已有的材料缺陷迅速發(fā)展成裂紋。因此，在這樣的條件下的抗裂紋增長性能對于先進渦輪盤輪緣部分的選材來說是一個至關(guān)重要的性能。對于改進的渦輪盤來說，要求研制和使用顯示出低而穩(wěn)定的裂紋增長速率和高的拉伸、蠕變和應(yīng)力破斷強度的材料。研制對于飛機燃氣渦輪技術(shù)的進步所必需的、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并使相互兼顧適當(dāng)平衡的新型鎳基高溫合金材料是一個相當(dāng)大的挑戰(zhàn)。這種挑戰(zhàn)是由于合乎要求的顯微組織、強化機制和成分特征之間的矛盾競爭而引起的。下面是這種競爭的一些典型例子(1)通常，細小的晶粒尺寸例如小于ASTM10左右對于提高抗拉強度是合乎需要的，但對于蠕變/應(yīng)力斷裂和裂紋增長抗力則不合要求;(2)小的、可剪切的沉淀物對于提高在某些條件下的疲勞裂紋增長抗力是合乎需要的，而對于高的抗拉強度來說則希望有抗剪切的沉淀物;(3)高的沉淀物-基體共格應(yīng)變通常對于良好的穩(wěn)定性、抗蠕變-斷裂性能、或許還有良好的疲勞裂紋增長抗力來說是合乎需要的;(4)豐富的高熔點元素如W、Ta或Nb的含量可顯著提高強度，但為了避免合金密度增加，以及避免合金不穩(wěn)定性，這些元素必須適量使用;(5)與含有低體積百分?jǐn)?shù)有序的γ′相的合金相比，含有高體積百分?jǐn)?shù)有序γ′相的合金一般具有較高的蠕變/斷裂強度和帶保持時間抗力，但速冷開裂(guenchcracking)的危險也相應(yīng)增加并且低溫抗拉強度受到限制。一旦在實驗室規(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，如何成功地將其變成大規(guī)模生產(chǎn)的金屬零件例如直徑達25英寸(但不受此限制)的渦輪盤，這仍然是一個極大的挑戰(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過程中發(fā)生開裂。這種現(xiàn)象通常稱為速冷開裂。為了獲得渦輪盤、特別是其中心孔區(qū)域所需要的強度，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，這是因為，中心孔部分比輪緣部分厚因而熱應(yīng)力較大的緣故。因此，由二種合金構(gòu)成的渦輪盤所使用的合金要求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氣渦輪發(fā)動機中用作渦輪盤的高溫合金中，有許多實現(xiàn)了在這些溫度下具有高的抗疲勞裂紋擴展性能、強度、蠕變和應(yīng)力破斷壽命。這種高溫合金的例子可以在1986年9月15日遞交的、共同授讓的美國申請中找到，其申請?zhí)柺?6/907，276。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發(fā)動機的渦輪盤來說是可以接受的，但是在先進的燃氣渦輪發(fā)動機中處于更高的工作溫度和應(yīng)力水平的渦輪盤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)力下工作的燃氣渦輪發(fā)動機由兩種合金構(gòu)成的渦輪盤輪緣部分所經(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)力下工作的整體發(fā)動機渦輪盤也是合乎要求的。本文中所述的屈服強度(“YS”)是0.2%殘余變形屈服強度，它相當(dāng)于按美國材料試驗協(xié)會(ASTM)E8試驗規(guī)程(或同等方法)和E21試驗規(guī)程進行試驗、在試樣上產(chǎn)生0.2%塑性應(yīng)變所需要的應(yīng)力，上述E8試驗規(guī)程參見“StandardMethodsofTensionTestingofMetallicMaterials”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)明的一個目的是，提供一種供燃氣渦輪發(fā)動機渦輪盤使用的、具有足夠的抗拉強度、抗疲勞性能、蠕變強度和應(yīng)力斷裂強度的高溫合金。本發(fā)明的另一目的是提供在加工過程中具有足夠抗速冷開裂性能的高溫合金。本發(fā)明的第三個目的是，提供一種用于先進燃氣渦輪發(fā)動機中由二種合金構(gòu)成的渦輪盤的輪轂部分，具有足夠的低周疲勞抗力和足夠的抗拉強度的高溫合金，這種合金可在高達約1500°F的溫度下使用。本發(fā)明的第四個目的是，提供一種可供在較低的發(fā)動機溫度下使用的、由具有本文中所述成分及按本文中所述方法制備的高溫合金制成的單一合金渦輪盤。本發(fā)明是通過提供具有下述成分的合金來實現(xiàn)上述目的的(重量%)約11.8%至約18.2%鈷、約13.8%至約17.2%鉻、約4.3%至約6.2%鉬、約1.4%至約3.2%鋁、約3.0%至約5.4%鈦、約0.9%至約2.7%鈮、約0.005%至約0.040%硼、約0.010%至約0.090%鋯、約0.010%至約0.090%碳、任選地選自鉿和鉭中的一種元素其含量范圍是0%至約0.4%、余量基本上是鎳。本發(fā)明的合金成分中各元素的含量范圍所提供的合金，如果按本文中所述進行加工處理，則在直至(包括)約1200°F的預(yù)計的輪轂溫度下具有增強的低周疲勞裂紋增長抗力和高的強度。由本發(fā)明的合金制成的制品或零件，在由γ′溶解度曲線以上溫度急劇冷卻進入冷卻能力很強的冷卻介質(zhì)如鹽或油中時具有抗開裂的能力。這種快速冷卻對于獲得象渦輪發(fā)動機的渦輪盤這樣一些應(yīng)用所需要的機械性能來說是必不可少的。高溫合金的γ′溶解度曲線溫度依合金的成分而改變。本文中所述的超溶解度曲線(Supersolvus)溫度范圍是指介于γ′溶解度曲線溫度與某一較高溫度之間的溫度，在所述前一溫度之上γ′相基本上完全溶入γ基體，而在所述后一溫度之上發(fā)生了初熔并對高溫合金的性能造成明顯有害的影響。這一超溶解度曲線溫度范圍隨高溫合金的不同而改變，在該溫度下γ基體中的γ′相處于生成和溶解相平衡的狀態(tài)。由本發(fā)明的合金按上述方法制成的制品或零件，與具有下述名義成分的商品渦輪盤高溫合金相比，使用1.5秒循環(huán)加載速度時在750°F/20cpm、1000°F/20cpm、1200°F/20cpm試驗條件下其疲勞裂紋增長(“FCG”)速率改善了2倍以上，而在1200°F/90cpm條件下改善了10倍。上述商品高溫合金的名義成分(重量)為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和余量為Ni。本發(fā)明的合金可以使用各種粉末冶金方法制備，可用于制造燃氣渦輪發(fā)動機的制品或零件，例如燃氣渦輪發(fā)動機的單一合金渦輪盤。本發(fā)明的合金特別適合用于先進的燃氣渦輪發(fā)動機中由二種合金構(gòu)成的渦輪盤的輪轂部分(也叫中心孔部分)。渦輪盤的這一部分要求具有本發(fā)明合金所顯示出的、在高達1200°F高溫下使用所需要的性能。由以下對本發(fā)明的進一步詳細描述并參照附圖，對其它特征和優(yōu)點可以看得十分清楚。下文中將借助于實施例來說明本發(fā)明的原則。圖1是本發(fā)明合金和一種商品渦輪盤高溫合金的斷裂強度與納遜-米勒(Larson-Miller)參數(shù)的關(guān)系曲線圖;圖2-4是A3和W5合金在各種應(yīng)力強度范圍(△K)下分別于750°F/20cpm、1000°F/20cpm和1200°F/20cpm條件下得到的疲勞裂紋增長速率(da/dN)的曲線圖(對數(shù)-對數(shù));圖5是A3合金完全熱處理后放大約200倍拍攝的光學(xué)顯微照片;圖6是A3合金完全熱處理后放大10000倍拍攝的透射電子顯微鏡復(fù)型照片;圖7是A3合金完全熱處理后放大約60000倍拍攝的透射電子顯微鏡暗場照片;圖8是一張曲線圖，圖中縱坐標(biāo)表示A3和W5合金的極限抗拉強度和屈服強度(Ksi)，橫坐標(biāo)表示溫度(°F);圖9是在1200°F及各種不同應(yīng)力強度范圍(△K)條件下使用90秒保持時間得到的A3和W5合金的疲勞裂紋增長速率(da/dN)曲線圖;圖10是W5合金完全熱處理后放大約200倍的光學(xué)顯微照片;圖11是W5合金完全熱處理后放大10000倍左右的透射電子顯微鏡復(fù)型照片;圖12是W5合金完全熱處理后放大約60000倍的透射電子顯微鏡暗場照片。根據(jù)本發(fā)明，提供了一種具有高的高溫抗拉強度、極好的抗速冷開裂性能、良好的抗疲勞斷裂性能、良好的抗蠕變和抗應(yīng)力斷裂性能以及低密度的高溫合金。本發(fā)明的高溫合金(稱為A3合金和W5合金)是采用金屬粉末壓制和擠壓方法制成，不過也可以采用其它加工方法例如常規(guī)的粉末冶金方法、鍛制或鍛造方法。本發(fā)明還包括一種高溫合金加工方法，用以制造具有渦輪盤、特別是由二種合金構(gòu)成的先進渦輪盤的輪轂所需要的極好組合性能的材料。當(dāng)用作先進渦輪盤的輪轂時，如相關(guān)的美國專利申請?zhí)?17，097和417，095中所述，該輪轂必須與輪緣接合到一起，所述的輪緣是相關(guān)專利申請?zhí)?17，098的主題。因此，一個重要的問題是，輪轂和輪緣所用合金在以下方面必須相適應(yīng)(1)化學(xué)成分(例如在輪轂和輪緣界面處不形成有害相);(2)熱膨脹系數(shù);(3)動模量值。此外，還希望輪轂與輪緣所用合金可以接受同樣的熱處理而保持它們各自的特性。本發(fā)明合金與相關(guān)美國申請?zhí)?17，098的輪緣合金匹配使用時，滿足了這些要求。眾所周知，高溫合金最需要的一些性能是涉及到燃氣渦輪結(jié)構(gòu)所需要的那些性能，其中發(fā)動機的運動部件所要求的性能通常高于靜態(tài)工作部件所需要的性能?？顾倮溟_裂性能是輪轂所必不可少的一種性能。已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，含有較低到中等體積百分?jǐn)?shù)γ′的合金的抗速冷開裂性能高于含有較高體積百分?jǐn)?shù)γ′的合金。此外還發(fā)現(xiàn)，用鈮代替鋁趨向于增加這類合金的速冷開裂敏感性，而以鈷代替鎳則似乎降低這種敏感性。因此本發(fā)明的合金含鈷量較高而含鈮量較低，其目的在于增強抗速冷開裂性能同時獲得其它所要求的性能。本發(fā)明的合金由γ′溶解度曲線以上溫度速冷時具有抗速冷開裂性能。前已述及，對于抗速冷開裂性能來說，希望有較低到中等體積百分?jǐn)?shù)的γ′。此外還發(fā)現(xiàn)，增加基礎(chǔ)合金的(Ti+Nb+Ta)/Al比例并保持其它變量恒定則用本發(fā)明所述的壓制和擠壓方法加工合金時其抗拉強度和蠕變/斷裂強度提高了。不過，上述比例可以增加的幅度受到幾個因素的限制。例如，(Ti+Ta+Nb)/Al比例為1.25(以原子%計)左右時，合金變得不穩(wěn)定并且在暴露于高溫時開始沉淀析出一種稱為η(Ni3Al)的針狀或片狀密排六方相。這種相如果含量較小是可以允許的，但它以足夠高的含量存在時就會對機械性能造成損害。鈮和鉭盡管是有效的強化元素，但為了避免不符合要求的密度，必須限量使用。此外鈮還被發(fā)現(xiàn)增加速冷開裂的危險，因而是不合需要的。為了抑制η相成核，可以加入一些附加元素，例如鎢和鉬都可以降低暴露于高溫時形成η相晶核的趨勢。但它們對密度有不利影響，因此也必須限制使用。碳和硼趨向于抑制η成核，但也必須限制使用，因為它們常常形成碳化物和硼化物，而這些碳化物和硼化物以足夠高的含量存在時會損害機械性能。本發(fā)明的合金使上述各元素含量達到最優(yōu)化，從而獲得高強度和良好的疲勞裂紋增長特性同時保持可以接受的密度和抗速冷開裂性能。鉻由于形成富Cr2O3的保護層而對抗熱腐蝕和抗氧化性能有所貢獻。此外，鉻還替代鎳在γ基體中作為固溶強化元素。鋁是形成γ′相(Ni3Al)的主要合金元素，不過，其它元素如鈦和鈮也可以代替γ′中的鋁。鋁還對抗蠕變性能和應(yīng)力斷裂強度有貢獻，另外，由于形成氧化鋁表層，對抗氧化性也有貢獻。鋯、碳和硼以及選擇性成分鉿是強化晶界的元素。蠕變斷裂的裂紋是沿晶界擴展的，這些元素強化了晶界因而抑制了這種對裂紋擴展有貢獻的機制。為了滿足最小密度、高的速冷開裂抗力、良好的低周疲勞斷裂抗力和高強度這些相抵觸的要求，根據(jù)計算，本發(fā)明合金的γ′體積百分?jǐn)?shù)在約40%至約50%之間。A3合金中預(yù)計γ′體積百分?jǐn)?shù)為約47%，W5合金中預(yù)計的γ′體積百分?jǐn)?shù)為42.6%左右。前面所述商品渦輪盤高溫合金，其γ′體積百分?jǐn)?shù)為50%左右，密度約為0.298磅/立方英寸。雖然上述本發(fā)明合金的γ′體積百分?jǐn)?shù)低于這種現(xiàn)有技術(shù)合金，但本發(fā)明高溫合金的密度仍比該現(xiàn)有技術(shù)渦輪盤高溫合金低。本發(fā)明的合金可用于制造單一合金渦輪盤，因為它們能提供在這種較低溫度下使用所需的機械性能。將本發(fā)明合金用作在較低溫度下工作的單一合金渦輪盤還需要具有可以接受的蠕變和應(yīng)力斷裂性能，因為渦輪盤合金必須提供渦輪盤上各部分所需的令人滿意的機械性能。雖然由二種合金構(gòu)成的渦輪盤中輪轂合金的蠕變和應(yīng)力斷裂性能不如對于輪緣合金那樣重要，但它也必須顯示出一定程度的輪轂應(yīng)用所需的抗蠕變和應(yīng)力斷裂性能。本發(fā)明合金的蠕變和應(yīng)力斷裂性能采用納遜和米勒(Larson和Miller)提出的方法(見A.S.M.E學(xué)報，1952，第74卷，765-771頁)加以說明。納遜-米勒方法是將應(yīng)力(單位Ksi)作為縱坐標(biāo)、納遜-米勒參數(shù)(“LMP”)作為橫坐標(biāo)繪制的蠕變和應(yīng)力斷裂曲線圖。LMP是使用下述公式由試驗數(shù)據(jù)得能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)生斷裂的時間(小時)。將設(shè)計工作應(yīng)力和溫度代入該公式并結(jié)合預(yù)計的應(yīng)力和溫度的知識，采用圖解法或解析法可以計算出在這些條件下的設(shè)計應(yīng)力斷裂壽命。本發(fā)明合金的蠕變和應(yīng)力斷裂強度示于圖1中。與前面所述商品渦輪盤高溫合金相比，這些性能得到改進。裂紋增長即裂紋擴展速率是所加應(yīng)力(σ)和裂紋長度(a)的函數(shù)。這二個因素結(jié)合在一起構(gòu)成了稱為應(yīng)力強度(K)的參數(shù)，它與所加應(yīng)力和裂紋長度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)力強度代表循環(huán)應(yīng)力強度的最大變化(△K)，即K的最大值與最小值之差。在中等溫度下，裂紋增長主要取決于循環(huán)應(yīng)力強度(△K)直至達到靜斷裂韌性Klc。裂紋增長速度用數(shù)學(xué)方式表示成(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)力強度a＝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，在高溫下對于給定的循環(huán)應(yīng)力強度來說，較慢的循環(huán)頻率會導(dǎo)致較快的疲勞裂紋增長速率，在高溫條件下，疲勞裂紋擴展的這種人們所不希望的依賴于時間的特性在大多數(shù)現(xiàn)有的高強度高溫合金中都可能發(fā)生。業(yè)已發(fā)現(xiàn)，在循環(huán)過程中的峰值應(yīng)力下施加一個保持時間時就會產(chǎn)生這種不合需要的依賴于時間的裂紋增長特性。使試樣以恒定的循環(huán)方式承受應(yīng)力，當(dāng)試樣處于最大應(yīng)力時使應(yīng)力恒定保持一段時間，這段時間稱為保持時間。保持時間結(jié)束時，重新開始施加循環(huán)應(yīng)力。按照這種帶保持時間的加載方式，在以循環(huán)方式加載時每當(dāng)應(yīng)力達到最大值時將應(yīng)力保持一段指定的保持時間。對于研究裂紋增長來說，這種帶保持時間的應(yīng)力施加方式是一個獨立的判據(jù)，它是低周疲勞壽命的指標(biāo).B.Cowles、J.R.Warren和F.K.Hauke等人在根據(jù)與(美)國家航空和航天局的合同進行的一項研究中對這類帶保持時間的方式作了描述，該研究報告的文件號是NASACR-165123，題目是“EvaluationoftheCyClicBehaviorofAircraftTurbineDiskAlloys”，第Ⅱ部分，最終報告，1980年8月。根據(jù)設(shè)計實踐，低周疲勞壽命可以認(rèn)為是承受轉(zhuǎn)動或者類似的周期或循環(huán)高應(yīng)力的燃氣渦輪發(fā)動機零件的限制因素。假定存在有原始的、尖銳的裂紋狀材料缺陷，那么疲勞裂紋增長速率就是渦輪盤循環(huán)壽命的限制因素。已經(jīng)確定，在低溫下疲勞裂紋擴展基本上完全取決于以循環(huán)方式對這類結(jié)構(gòu)的零、部件施加應(yīng)力的強度。在高溫下的裂紋增長速率不能簡單地確定為是所加循環(huán)應(yīng)力強度范圍(△K)的函數(shù)。疲勞頻率也會影響擴展速率。上述NASA研究報告表明，循環(huán)頻率越慢則每一應(yīng)力循環(huán)的裂紋增長越快。此外還觀察到，在疲勞循環(huán)過程中施加保持時間時裂紋擴展比較快?！皩τ跁r間的依賴性”這一術(shù)語適合應(yīng)用于這類在疲勞頻率和保持時間是關(guān)鍵參數(shù)的高溫條件下的斷裂行為。本發(fā)明合金的疲勞裂紋增長抗力比商品渦輪盤高溫合金有大幅度提高。除了在750°F/20cpm、1000°F/20cpm和1200°F/20cpm條件下進行了疲勞裂紋增長試驗(分別見圖2、圖3和圖4)外，為了評定帶保持時間的疲勞特性，還使用90秒保持時間和相當(dāng)于20cpm的循環(huán)加載速率(1.5秒)進行了帶保持時間的試驗。測得的拉伸強度即極限抗拉強度(“U.T.S.”)和屈服強度(“Y.S.”)必須滿足旋轉(zhuǎn)渦輪盤的輪轂部分所要求的應(yīng)力水平。雖然本發(fā)明合金的某些拉伸性能略低于上述商品渦輪盤合金，但其極限抗拉強度(“U.T.S”)足以承受先進燃氣渦輪發(fā)動機的輪轂部分，以及在較低溫度下工作的燃氣渦輪發(fā)動機的整體渦輪盤所受到的應(yīng)力水平，同時還附帶提供了增強的損傷容限、蠕變/應(yīng)力破斷抗力和速冷開裂抗力。為了獲得本發(fā)明合金的性能和顯微組織，合金的加工是重要的環(huán)節(jié)。先制備金屬粉末，再采用壓制和擠壓方法加工該粉末，然后是熱處理，不過，對本專業(yè)的技術(shù)人員來說，不言而喻，也可以采用產(chǎn)生規(guī)定的成分、晶粒度和顯微組織的任何其它方法及相關(guān)的熱處理。例如，真空感應(yīng)熔煉由常規(guī)方法制成的本發(fā)明合金成分的錠，然后在氬氣氣氛中使該液態(tài)合金霧化、制成粉末，這種粉末的粒度是106微米(0.0041英寸)左右或更小，然后在真空中將其裝入不銹鋼罐中，密封起來，利用壓制和擠壓方法壓實，得到具有二相即γ基體和γ′沉淀物的均勻的、完全致密的、細晶粒的擠壓坯。已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，這一方法成功地消除了粉末壓制方法通常所產(chǎn)生的孔隙。盡管采用的方法是制備粉末、然后使用壓制和擠壓方法加工，但任何在固溶處理前制造具有適當(dāng)晶粒度的規(guī)定的組合物的方法都是可以使用的。最好是在低于溶解度曲線溫度的適當(dāng)?shù)母邷叵虏捎玫葴亻]式模鍛方法將上述擠壓坯鍛成預(yù)制坯。將合金在至少約2065°F(最好是2065°F至約2110°F)的溫度下超溶解度曲線固溶處理約1小時，速冷，然后在適合于獲得在約1200°F使用時保持穩(wěn)定的顯微組織的溫度下進行時效處理。速冷最好是在不形成速冷開裂而又在合金組織中產(chǎn)生均勻分布的γ′的條件下，以盡可能快的冷卻速度進行。我們發(fā)現(xiàn)，在1400°F±25°F時效處理約8小時提供了這種在直至約1350°F溫度下使用時保持穩(wěn)定的顯微組織。作為替代方法，也可以將合金先加工成制品或零件，然后施以上述熱處理。也可以將合金在1500°F±25°F下時效處理約4小時以提供在更高溫度(例如1475°F)下使用時穩(wěn)定的顯微組織。在這一溫度下形成的顯微組織與在1400°F形成的基本相同，不過γ′顆粒比較低溫度時效的顯微組織略粗。這些合金經(jīng)過超溶解度曲線固溶處理、速冷以及時效處理得到平均晶粒度約10至約20微米的顯微組織，不過偶爾有些晶粒的大小可能達到約40微米。晶界上常常綴飾有γ′、碳化物和硼化物質(zhì)點。晶內(nèi)的γ′尺寸約為0.1-0.3微米。這些合金通常還含有分布遍及所有晶粒的細小的γ′，其大小約15毫微米。本發(fā)明合金的極限抗拉強度(“U.T.S”)，在室溫下約為238-246Ksi、在1000°F下約230-240Ksi、在1200°F下約225-230Ksi、在1400°F下約165-174Ksi。在室溫下，0.2%殘余變形屈服強度(“Y.S.”)約168-185Ksi、在1000°F下約155-168Ksi、在1200°F下約150-160Ksi、在1400°F下約147-158Ksi。固溶處理可以在高于γ′溶解度曲線溫度、低于合金發(fā)生明顯初熔的溫度的任何溫度下進行，最好是使γ′完全溶解。這一超溶解度曲線溫度范圍依合金的實際成分而改變。對于本文中所述成分的合金，超溶解度曲線溫度范圍由約至少2040°F延伸至約2250°F。下述具體的實施例描述了本發(fā)明的合金、制品和方法。它們只用于說明目的，不應(yīng)視為對本發(fā)明的限定。實施例1采用真空感應(yīng)熔煉和鑄造方法制備25磅下述成分的高溫合金鑄錠表1A3合金的成分</tables>然后在氬氣中使上述成分的合金錠霧化、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目粉末移至不銹鋼壓制罐中。采用閉式模壓制法在γ′溶解度曲線以下約150°F的溫度對合金進行初壓實，然后在γ′溶解度曲線以下約100°F的溫度下以7∶1的壓縮比進行擠壓，制成完全致密的細晶粒擠壓坯。然后在2100°F±10°F對擠壓坯進行超溶解度曲線固溶處理約1小時。超溶解度曲線固溶處理使γ′相基本上完全溶解，形成了完全退火的組織。這種固溶處理還使細晶粒的組織發(fā)生再結(jié)晶和晶粒長大，使得在后續(xù)的加工過程中γ′發(fā)生控制的再沉淀?？梢詫⒃摂D壓坯鍛成所需要的任何形狀然后再速冷。采用控制的風(fēng)扇氦氣冷卻方式使固溶處理的合金由固溶處理溫度快速冷卻。這種速冷是以足以形成遍及合金組織分布的γ′的冷卻速度進行的。實際使用的冷卻速度約為250°F/分鐘。速冷之后，合金在1400°F±25°F時效約8小時，然后在空氣中冷卻。這一時效促進了細小的γ′均勻分布。現(xiàn)在看圖5-7，圖中所示為A3合金完全熱處理后的顯微組織。圖5是一張顯微照片，它表明平均晶粒度為約10至約20微米，不過偶爾有幾個晶粒的大小可達約40微米。冷卻初期成核、隨后長大的γ′以及碳化物和硼化物質(zhì)點位于晶界處。冷卻時形成的晶內(nèi)γ′約0.20微米大小，由圖6中觀察到它們是塊狀微粒，而由圖7中觀察到的是大的白色微粒。在1400°F時效處理中形成的均勻分布的細小γ′大小約為15毫微米，從圖7中看出，它們以細小白色粒子形式分布在大的白色塊狀粒子之間。圖2-4是使用三角形波及0.33Hz加載頻率分別在750°F(圖2)、1000°F(圖3)和1200°F(圖4)測得的A3合金與作為對照的商品渦輪盤高溫合金的疲勞裂紋增長特性的曲線圖。圖9是使用90秒保持時間和1.5秒循環(huán)加載速率、在1200°F下測得的A3合金與作為對照的商品渦輪盤高溫合金的低周疲勞裂紋增長特性的K與da/dN關(guān)系曲線圖。與這種現(xiàn)有技術(shù)的渦輪盤高溫合金相比，其疲勞裂紋增長特性有了顯著的改善。A3合金的蠕變和應(yīng)力斷裂性能示于圖1中。另外還測定了A3合金的拉伸性能，結(jié)果列于表Ⅱ中。將極限抗拉強度和屈服強度數(shù)據(jù)繪制成圖8。這些強度與由二種合金構(gòu)成的渦輪盤的輪轂部分的強度要求相一致。表ⅡA3合金的拉伸性能極限抗拉強度(Ksi)75°F750°F1000°F1200°F1400°F245.4237.3237.8228.6173.70.2%屈服強度(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斷面收縮率(%)75°F750°F1000°F1200°F1400°F26.924.915.821.721.2A3合金用作先進渦輪發(fā)動機渦輪盤的輪轂時，必須與輪緣合金結(jié)合到一起。這些合金必須具有相適應(yīng)的熱膨脹性能以及相適應(yīng)的化學(xué)成分和動模量。A3合金用作單一合金的渦輪盤時，其熱膨脹特性必須是在高溫下使用時不致與相鄰的部件發(fā)生抵觸。A3合金的熱膨脹特性示于表Ⅲ中，可以看出，它與美國相關(guān)申請?zhí)?17，098中所述的輪緣合金是相適應(yīng)的。表Ⅲ實施例2用真空感應(yīng)熔煉及澆鑄方法制備25公斤具有下列成分的高溫合金錠表ⅣW5合金的成分重量%容許偏差范圍(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余量在氬氣中使上述成分的合金錠霧化、制成粉末。篩分該粉末、除去大于150目的粉末。篩分后得到的這種粉末也叫作-150目粉末。將這-150目粉末移至不銹鋼壓制罐中，采用閉式模壓制方法在γ′溶解度曲線以下約150°F的溫度進行初壓實，然后在γ′溶解度曲線以下約100°F的溫度以7∶1的壓縮比進行擠壓，得到完全致密的擠壓坯。然后將該擠壓坯在2075°F±10°F的溫度范圍內(nèi)超溶解度曲線固溶處理約1小時，在超溶解度曲線溫度范圍內(nèi)的固溶處理使γ′相完全溶解，形成完全退火的組織。這種固溶處理還使細晶粒組織發(fā)生再結(jié)晶和晶粒長大，并使γ′在后續(xù)加工過程中產(chǎn)生控制的再沉淀?？梢詫D壓坯鍛成任何所需要的形狀然后速冷。采用控制的風(fēng)扇氦氣冷卻方式使經(jīng)過固溶處理的合金由固溶處理溫度迅速冷卻下來。這一速冷是以足以形成均勻分布的晶內(nèi)γ′的冷卻速度進行的。實際使用的迅速冷卻速度約為250°F/分。速冷后，將合金在約1400°F±25°F時效約8小時，然后在靜止的空氣中冷卻。這種時效促進了附加的細小γ′均勻分布?，F(xiàn)在看圖10-12，圖中顯示了W5合金完全熱處理后的顯微組織特征。圖10是一張顯微照片，它表明平均晶粒度約為10-20微米，不過偶爾幾個晶粒大小可達約40微米。晶界上綴飾有γ′、碳化物質(zhì)點和硼化物質(zhì)點。冷卻時形成的晶內(nèi)γ′約為0.15微米大小，在圖11和12中可以看到是以立方形或塊狀顆粒的形式存在。在圖12中觀察到的這種γ′是較大的白色顆粒。在1400°F時效處理過程中形成的均勻分布的細小γ′大小約為15毫微米，在圖12中可以觀察到它們以細小白色微粒形式分布于較大一些的白色塊狀顆粒之間。測定了W5合金的拉伸性能，結(jié)果列于下面的表Ⅴ中。W5合金的極限抗拉強度(“UTS”)和屈服強度(“YS”)標(biāo)繪到圖8上。盡管這些強度值略低于圖8上示出的現(xiàn)有技術(shù)渦輪盤高溫合金，但它們完全可以滿足由二種合金構(gòu)成的渦輪盤的輪轂部分的強度要求。表ⅤW5合金的拉伸性能極限抗拉強度(Ksi)75°F750°F1000°F1200°F1400°F238.1227.7228.3225.4165.40.2%屈服強度(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斷面收縮率(%)75°F750°F1000°F1200°F1400°F30.521.019.822.215.6圖2-4是使用0.33Hz加載頻率分別于750°F(圖2)、1000°F(圖3)和1200°F(圖4)測得的W5合金和作為對照物的上述商品渦輪盤高溫合金的疲勞裂紋增長特性的曲線圖。圖9是使用90秒保持時間和1.5秒循環(huán)加載速率在1200°F測得的W5合金和上述工業(yè)用渦輪盤高溫合金的低周勞疲裂紋增長特性的曲線圖。與這種現(xiàn)有技術(shù)渦輪盤高溫合金相比其疲勞裂紋增長特性顯著地得到改善。W5合金的蠕變和應(yīng)力斷裂性能示于圖1中。W5合金用于先進渦輪盤的輪轂時，它必須與輪緣合金結(jié)合在一起。這些合金必須具有相適應(yīng)的熱膨脹性能以及相適應(yīng)的化學(xué)成分和動模量。W5合金單獨用作燃氣渦輪發(fā)動機渦輪盤時，其熱膨脹特性必須是在高溫下使用時不致與相鄰的部件發(fā)生抵觸。W5合金的熱膨脹特性示于表Ⅵ中，可以看出，它與相關(guān)美國專利申請?zhí)?17，098中所述的輪緣合金是相適應(yīng)的。表Ⅵ實施例3除了在由超溶解度曲線固溶處理溫度迅速冷卻后將合金在約1500°F至約1550°F溫度范圍內(nèi)時效約4小時外，按照與上面實施例1所述同樣的方法制備A3合金。在這一溫度范圍內(nèi)時效后的A3合金的拉伸性能列于表Ⅶ中。在這一溫度時效的該合金的蠕變-斷裂性能列于表Ⅷ中、疲勞裂紋增長速率列于表Ⅸ中。表ⅦA3合金的拉伸性能(1525°F/4小時時效)溫度(°F)極限抗拉強度(Ksi)屈服強度(Ksi)750235.11581400164.4145.8表ⅧA3合金的蠕變-斷裂性能(1525°F/4小時時效)</tables>表ⅨA3合金的疲勞裂紋增長速率(1525°F/4小時時效)溫度(°F)頻率在20Ksi在30Ksi的da/dN值的da/dN值12001.5-90-1.51.5E-054.00E-5在約1525°F溫度范圍內(nèi)時效約4小時的A3合金的顯微組織，除了γ′略粗一些(約0.15至約0.35微米)外，與在1400°F時效約8小時的A3合金相同。細小的時效γ′也略大一些。實施例4除了由超溶解度曲線固溶處理溫度速冷后將合金在約1500°F至1550°F溫度范圍內(nèi)時效約4小時外，按照上面實施例2中所述同樣的方法制備W5合金。在這一溫度時效的W5合金的拉伸性能列于表Ⅹ中。在這一溫度時效的該合金的蠕變-斷裂性能列于表Ⅺ中、疲勞裂紋增長速率列于表Ⅻ中。表ⅩW5合金的拉伸性能(1525°F/4小時時效)溫度(°F)極限抗拉強度(Ksi)屈服強度(Ksi)750222.8143.61400148.3134.7表ⅪW5合金的蠕變-斷裂性能(1525°F/4小時時效)表ⅫW5合金的疲勞裂紋增長速率(1525°F/4小時時效)溫度(°F)頻率在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左右溫度范圍內(nèi)時效約4小時的W5合金的顯微組織，除了γ′略粗一些外(約0.2微米)，與在1400°F時效約8小時的W5合金沒有什么不同。細小的時效γ′也略大一些。根據(jù)以上所述，對本專業(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實施方案和成分。對本專業(yè)的技術(shù)人員來說，各種改型、變化、替代和等同物都是顯而易見的，它們都落入本發(fā)明的范圍之內(nèi)。權(quán)利要求1.一種鎳基高溫合金，含有(重量%)約11.8%至約18.2%鈷、約13.8%至約17.2%鉻、約4.3%至約6.2%鉬、約1.4%至約3.2%鋁、約3.0%至約5.4%鈦、約0.9%至約2.7%鈮、約0.005%至約0.040%硼、約0.010%至約0.090%碳、約0.010%至約0.090%鋯、選自鉿和鉭中的一種元素其含量范圍是0至約0.4%、余量基本上為鎳。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、低于明顯初熔溫度的溫度下進行了固溶處理，處理時間足以使γ′相基本上完全溶解到γ基體中，接著以避免開裂的適當(dāng)速度冷卻，然后時效處理，時效的溫度和時間應(yīng)足以提供在高溫下使用時穩(wěn)定的顯微組織。3.權(quán)利要求2所述的合金，其中所述γ′溶解度曲線溫度范圍最低是約2040°F并低于明顯初熔的溫度。4.權(quán)利要求2所述的合金，其中所述時效處理溫度為約1375°F至約1425°F，時效處理的時間約為8小時。5.一種鎳基高溫合金，含有(重量%)約16%至約18%鈷、約14%至約16%鉻、約4.5%至約5.5%鉬、約2%至約3%鋁、約4.2%至約5.2%鈦、約1.1%至約2.1%鈮、約0.020%至約0.040%硼、約0.040%至約0.080%碳、約0.040%至約0.080%鋯、余量基本上是鎳。6.權(quán)利要求5所述的合金，在約2090°F至2110°F溫度范圍內(nèi)固溶處理了1小時左右，接著快速冷卻，然后在約1400°F±25°F的溫度下時效處理約8小時。7.權(quán)利要求5所述的合金，在約2090°F至2110°F溫度范圍內(nèi)固溶處理了約1小時，緊接著快速冷卻，然后在約1525°F±25°F溫度下時效處理約4小時。8.一種鎳基高溫合金，含有(重量%)約12%至約14%鈷、約15%至約17%鉻、約5.0%至約6.0%鉬、約1.6%至約2.6%鋁、約3.2%至約4.2%鈦、約1.5%至約2.5%鈮、約0.005%至約0.025%硼、約0.010%至約0.050%碳、約0.010%至約0.050%鋯、任選地一種選自鉿和鉭中的元素含量為0%至約0.3%、余量基本上是鎳。9.權(quán)利要求8所述的合金，該合金在約2065°F至約2085°F溫度范圍內(nèi)固溶處理了1小時左右，接著快速冷卻，然后在約1400°F±25°F溫度下時效處理約8小時。10.權(quán)利要求9所述的合金，該合金在約2065°F至約2085°F溫度范圍內(nèi)超溶解度曲線固溶處理了1小時左右，接著快速冷卻，然后在約1525°F±25°F溫度下時效處理約4小時。11.由權(quán)利要求1、5或8的合金制成的用于燃氣渦輪發(fā)動機的制品。12.權(quán)利要求11所述的制品，其中該制品是燃氣渦輪發(fā)動機的渦輪盤。13.按權(quán)利要求2、6或9的合金制成的用于燃氣渦輪發(fā)動機的制品。14.權(quán)利要求13所述的制品，其中該制品是燃氣渦輪發(fā)動機的渦輪盤。15.一種制品的制造方法，包括以下步驟制備其有下列成分(重量%)的高溫合金錠約11.8%至約18.2%鈷、約13.8%至約17.2%鉻、約4.3%至約6.2%鉬、約1.4%至約3.2%鋁、約3.0%至約5.4%鈦、約0.9%至約2.7%鈮、約0.005%至約0.040%硼、約0.010%至約0.090%碳、約0.010%至約0.090%鋯、任選地一種選自鉿和鉭中的元素其含量范圍是0%至約0.4%、余量基本上是鎳;真空感應(yīng)熔煉上述合金錠，在惰性氣體中使該液態(tài)金屬霧化、制成粉末將上述粒度基本均勻且十分細小足以產(chǎn)生大部分晶粒不超過30微米的基本上均勻的晶粒組織的粉末裝入一個罐中密封起來，制得完全致密的細晶粒制品;在超溶解度曲線溫度范圍內(nèi)固溶處理約1小時，接著速冷，然后時效處理，時效溫度和時間應(yīng)足以提供在高溫下使用時穩(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2065°F至約2085°F溫度范圍內(nèi)進行1小時左右，接著快速冷卻，然后在約1400°±25°F溫度下時效處理約8小時。17.權(quán)利要求15所述的方法，其中固溶處理步驟是在約2065°F至約2085°F溫度范圍內(nèi)進行1小時左右，然后快速冷卻，接著在1525°F±25°F溫度下時效處理約4小時。18.權(quán)利要求15所述的方法，其中固溶處理步驟是在約2090°F至約2110°F溫度范圍內(nèi)進行1小時左右，接著快速冷卻，然后在約1400°F±25°F溫度下時效處理約8小時。19.權(quán)利要求15所述的方法，其中固溶處理是在約2090°F至約2110°F溫度范圍內(nèi)進行1小時左右，接著快速冷卻，隨后在1525°F±25°F溫度下時效處理約4小時。20.權(quán)利要求15所述的方法，其中，將所述粉末裝入罐中密封起來制成坯料，擠壓該坯，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，其中在擠壓后、于超溶解度曲線溫度范圍內(nèi)固溶處理之前將所述擠壓坯鍛成預(yù)制坯。22.燃氣渦輪發(fā)動機的由二種合金構(gòu)成的渦輪盤，其中所述渦輪盤的輪轂部分由權(quán)利要求1、5或8所述的高溫合金制成。23.燃氣渦輪發(fā)動機的由二種合金構(gòu)成的渦輪盤，其中該渦輪盤的輪轂部分由權(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，其中所述制品是燃氣渦輪發(fā)動機渦輪盤的輪轂部分。25.權(quán)利要求13所述的制品，其中所述制品是燃氣渦輪發(fā)動機渦輪盤的輪轂部分。全文摘要公開了一種適于高溫下使用的改進的、高強度、抗疲勞斷裂鎳基合金。這些合金適合在噴氣飛機的燃氣渦輪發(fā)動機中用作渦輪盤或者用作先進渦輪發(fā)動機中由二種合金構(gòu)成的渦輪盤的輪轂部分，它們在直至約1500的發(fā)動機工作溫度下保持穩(wěn)定。此外還公開了一種獲得這類渦輪盤所需性能的方法。文檔編號F01D5/28GK1050744SQ90108158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