CN100449031C - 含有增强晶界强度成分的合金的热处理 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及具有改进晶界强度元素的合金的热处理。在浇铸后部件直接热处理往往会发现横向晶界强度低或没有。因此出现裂纹并降低生产率。本发明的方法不会降低横向晶界强度，并保持足够的晶界强度，以致增加没有裂纹的部件的生产率。

Description

含有增强晶界强度成分的合金的热处理
发明领域
本发明涉及一种合金，特别是镍基超级耐热合金的热处理，更具体地，涉及具有柱状晶粒显微结构的铸件。
发明背景
US-PS 4 597 809记载了由镍基超级耐热合金制造单晶铸件，其中镍基超级耐热合金具有基质，其组成主要由以下构成：以重量百分比计，9.5％-14％的Cr、7％-11％的Co、1％-2.5％的Mo、3％-6％的W、1％-4％的Ta、3％-4％的Al、3％-5％的Ti、6.5％-8％的Al+Ti、0％-1％的Nb，和余量主要为镍，这种基质包含大约0.4-大约1.5体积的基于碳化钽的相，因此合金中还包含约0.05％-大约0.15％的C和额外的其量相当于1-17倍C含量的Ta。
由上述镍基超级耐热合金制造的单晶铸件表现出横向晶界强度有所欠缺。本发明者试图生产镍基超级耐热合金的定向凝固(DS)柱状晶粒铸件。然而，产生的定向凝固(DS)柱状晶粒铸件不适于用作DS铸件，因为在750摄氏度(1382华氏度)的温度和660MPa(95.7Ksi)的应力下测试时其基本没有横向晶界强度，也没有延展性。横向晶界强度和延展性如此不足以致由上述镍基超级耐热合金制造的DS柱状晶粒铸件不适于用作燃气涡轮发动机的涡轮叶片。
WO 99/67435公开了具有添加硼的镍基超级耐热合金铸件以改进DS铸件的横向应力破裂强度和延展性。铸件在1250℃热处理4小时，以完成次生相(γ’-相)的完全溶解。由于在全溶解热处理后发生晶界破裂，使生产能力如此不足以致由上述镍基超级耐热合金制备的DS柱状晶粒铸件不适于用作燃气涡轮发动机的涡轮叶片。
本发明的目的是提供一种合金的热处理，特别是铸态合金，例如基于上述单晶镍基超级耐热合金的DS柱状晶粒铸件，其具有基本改进的横向应力破裂强度和延展性以及可生产达到，能使DS铸件可用于高温应用例如燃气涡轮发动机的涡轮叶片的程度。
发明概要
本发明包括一种对铸造合金，如超级耐热合金的热处理，具有至少一种可改进晶界强度的添加物，如在上面描述的镍基超级耐热合金中的硼，在某种意义上，发现有效地增强用热处理制备的定向凝固(DS)柱状晶粒铸件的横向应力破裂强度和延展性，该热处理仅溶解部分的次生相，例如没有进行全溶解热处理。
硼经常以有效量加入超级耐热合金成分中，以基本增强硼改性的超级耐热合金所制备的定向凝固柱状晶粒铸件的横向应力破裂强度和延展性。硼的浓度优选控制在直至结束的超级耐热合金成分重量的约0.003％-约0.0175％范围内。
在超级耐热合金成分中添加硼的同时，碳的浓度优选控制在超级耐热合金成分重量的约0.05％-大约0.11％范围内。
依照本发明的实施方案，优选的镍基超级耐热合金，以重量百分比计，主要由以下成分构成：约11.6％-12.70％的Cr、约8.50％-9.5％的Co、约1.65％-2.15％的Mo、约3.5％-4.10％的W、约4.80％-5.20％的Ta、约3.40％-3.80％的Al、约3.9％-4.25％的Ti、约0.05％-0.11％的C、约0.003％-0.0175％的B、和余量主要为镍。硼改性的镍基超级耐热合金可以按照传统的DS铸件技术铸造为DS柱状晶粒铸件，如众所周知的布里曼(Bridgman)铸模拉坯(mould withdrawal)技术。
以这方法生产的DS铸件通常具有大量柱状晶粒，其以铸件的主应力轴的方向伸长，<001>晶轴线通常平行于主应力轴。在750摄氏度(1382华氏度)的温度、660MPa(95.7Ksi)应力下测定时本发明的DS柱状晶粒铸件优选具有的应力破裂寿命至少约100小时，并且其延伸率至少约2.5％，可以作为涡轮叶片、叶片、外部气封和其它工业及航空燃气涡轮发动机元件使用。
本发明的上述目的和优点将在下面的详细描述与附图中更加明显。
发明详述
选择镍基超级耐热合金作为合金的典型，其按重量百分比计，主要由以下成分构成：约9.5％-14％的Cr、约7％-11％的Co、约1％-2.5％的Mo、约3％-6％的W、约1％-6％的Ta、约3％-4％的Al、约3％-5％的Ti、约0％-1％的Nb，和余量主要为Ni，并且与类似的无硼铸件相比较，B的存在量要有效于基本增强DS铸件的横向应力破裂强度。
作为增强合金中晶界强度的添加物，对比类似的无硼铸件，硼的掺杂量的选择要有效于对由合金制备的DS柱状晶粒铸件提供明显的横向应力破裂强度和延展性。
优选地，镍基超级耐热合金通过夹杂硼B而得到改进，B量为直至最后的超级耐热合金成分重量的约0.003％-大约0.0175％范围内，优选0.010％-0.015％。
在超级耐热合金成分中添加硼的同时，碳C浓度控制在超级耐热合金成分重量的约0.05％-大约0.11％的优选范围内。硅Si、锆Zr和铪Hf也可以用作添加物。
此外，所有的B、C、Si、Zr和Hf的组合物也都可以。
由具有改进的热处理的镍基超级耐热合金生产的DS铸件的横向应力破裂强度和延展性，以及生产能力都达到可使铸件适于用作涡轮叶片和燃气涡轮发动机的其它元件。
一种特别优选的硼改性的镍基超级耐热合金铸件成分以重量百分比计，主要由以下成分构成：约11.6％-12.70％的Cr、约8.5％-9.5％的Co、约1.65％-2.15％的Mo、约3.5％-4.10％的W、约4.80％-5.20％的Ta、约3.40％-3.80％的Al、约3.9％-4.25％的Ti、约0.05％-0.11％的C、约0.003％-0.0175％B，和余量主要为Ni，并且可浇铸以提供DS柱状晶粒显微结构。
柱状晶粒铸件的DS显微结构通常包括约0.4-约1.5体积％的基于碳化钽的相。
虽然不希望受任何理论限制，但是认为硼和碳趋向于迁移到DS微结构中的晶界，以增加在高工作温度下晶界的强度和延展性，例如燃气涡轮发动机叶片的816摄氏度(1500华氏度)的典型温度。由上述硼改性的镍基超级耐热合金生产的DS柱状晶粒铸件一般具有平行于铸件的主应力轴的<001>晶轴线，在750摄氏度(1382华氏度)温度、垂直于铸件的<001>晶轴线施加的660MPa(95.7Ksi)应力条件下测试，其应力破裂寿命在至少约100小时，且延伸率至少约2.5％。
例如，进行下述DS铸件测试并对本发明提供进一步的说明，但并不限制本发明。
制备具有按上述美国专利4 597 809的镍基超级耐热合金成分的熔炼物#1，和具有以重量百分比计，列于表I中的下列组成的硼改性镍基超级耐热合金的熔炼物#1A和#2和#3。
表I
熔炼物    Cr    Co    Mo    W     Ta    Al    Ti    C      B      Ni
#1        12.1  9.0   1.8   3.7   5.2   3.6   4.0   0.07   0.001  余量
#1A       12.1  9.0   1.8   3.7   5.2   3.6   4.0   0.08   0.010  余量
#2        12.1  9.0   1.8   3.7   5.2   3.6   4.0   0.09   0.011  余量
#3        12.1  9.0   1.8   3.7   5.2   3.6   4.0   0.08   0.014  余量
将每个熔炼物浇铸形成具有矩形的DS柱状晶粒无芯铸件以按照ASTME-139试验程序进行横向应力破裂实验。DS铸件是使用如传统的布里曼铸模拉坯定向凝固技术生产的。
例如，每种熔炼物是在1微米真空和1427摄氏度(2600华氏度)过热下在传统的铸造炉的坩埚中进行熔化。过热熔体倒入具有以包含锆/铝的添加泥浆/灰泥层的背面的含锆的表面涂层的熔模精密铸造模中。模具预热至1482摄氏度(2700华氏度)并安装一种急冷板以实施由模具中熔融合金移去单向热。在急冷板上的填满熔体的模具以6-16英寸每小时的取出速率从炉中取出，进入1微米真空的铸造炉的固化室。
DS柱状晶粒铸件在固化室内的真空下冷却至室温，并以传统的方法使用机械落砂(knock-out)法从模具中取出，在一定温度下热处理熔体并以这种方式持续一段时间，以使基质中次生相的溶解仅部分进行。
镍基超级耐热合金具有作为次生相的γ’-相。
对一种具有权利要求21的成分的样品(如镍基超级耐热合金)，本发明的热处理是在浇铸后1213℃下进行至少1小时，这不是这种合金次生相(y′-相)的溶解温度。
此外可以使用通常用于全溶解处理中的1250℃温度(称为全溶解温度)但只能在次生相不完全溶解于基质中时使用。
依照热处理后的几何形状和生产能力，在基质中未溶解的次生相的量小于90、70、50或30体积％，因为避免晶界破裂，以增加样品的产率和所希望的样品的机械性能。
合金可以具有单晶结构或者仅具有沿着一个方向的晶粒。
在这溶解热处理后对这种成分，可任选地在1080℃进行老化热处理至少2小时。接着可任选地在870℃下进行二次老化热处理至少12小时。
特别是，本发明的热处理可用于空心样品，尤其是叶片、翼、或者衬里，因为在浇铸后通常使用的热处理后，常常在壁中，尤其是薄壁中，比在块状样品中更经常出现破裂。
本发明的热处理导致在这热处理时增加晶界强度，以致在热处理后的产率(不破裂的成分)增加。
作为最终产物的元件在工作条件下使用时横向应力破裂有所增强，因为晶界强度增加。
本发明的方法对块状元件，如燃气涡轮也产生令人满意的结果。
铸件也用于化学分析，并机器加工成样品构形。
应力破裂试验是在750摄氏度(1382华氏度)温度和在垂直于样品<001>晶轴线上施加660Mpa(95.7Ksi)的应力条件下在空气中进行。
应力破裂试验的结果列于下面的表II，其中以小时计的寿命(HRS)表示样品破裂的时间，延伸率是样品延伸至破裂，且面积的缩减是样品至破裂的缩减面积。基线数据相当于熔炼物#1的试验数据，并且#1A、#2和#3数据分别相当于熔炼物#1A、#2和#3的试验数据。基线数据代表两次应力破裂试样的平均值，同时#1A、#2和#3数据代表单次应力破裂试样。
表II
  合金   试验次数  温度℃(°F)   应力MPa(Ksi)  寿命(HRS)   延伸率(％)   面积的缩减(％)
  基线   2   750(1382)   660(95.7)   0   0   0
  #2   1   750(1382)   660(95.7)   182   2.6   6.3
  #3   1   750(1382)   660(95.7)   173   3.7   10.7
  #1A   1   750(1382)   660(95.7)   275   3.1   4.7
从表II中清楚表明从熔炼物#1产生的DS柱状晶粒样品，在750摄氏度(1382华氏度)温度和660MPa(95.7Ksi)应力下测试时基本没有(如零小时应力破裂寿命)横向晶界强度。就是说，样品很快破坏而提供基本上零应力破裂寿命。而且，延伸率和面积的缩减数据基本为零。这些应力破裂性质如此不足以致由焙炼物#1生产的DS柱状晶粒铸件不能用作燃气涡轮发动机的涡轮叶片。
相反，表II显示在750摄氏度(1382华氏度)温度和660MPa(95.7Ksi)应力下测试时，由熔炼物#1A产生的DS柱状晶粒样品具有275小时的应力破裂寿命，3.1％的延伸率，和4.7的面积缩减，而熔炼物#2样品具有182小时的应力破裂寿命，2.6％的延伸率，和6.3％的面积缩减。本发明的应力破裂性质表明了一种超过由熔炼物#1生产的样品的意外的令人惊讶的改进，并使由熔炼物#1A、#2和#3产生的DS柱状晶粒铸件更适于用作涡轮叶片及燃气涡轮发动机中的其他部件。
本发明能有效地提供具有显著横向应力破裂强度和延展性的DS柱状晶粒铸件。达到这些性质而并不对其他的机械性质产生负面影响，例如DS铸件的抗张强度、抗蠕变强度、抗疲劳强度、和抗蚀性。本发明特别适用于制造大型DS柱状晶粒工业燃气涡轮(IGT)的叶片铸件，其具有上述的合金成分以使铸件具有明显的横向应力破裂强度和延展性，且其在固定工业燃气涡轮发动机的各级涡轮中所使用的如长度为约20厘米至约60厘米及以上，例如约90厘米。上述的硼改性的镍基超级耐热合金铸件成分可以铸造成DS柱状晶粒或单晶元件。
本发明以其具体实施方案进行描述，但并不意味着局限于此，而是是以下所列权利要求范围所限定。

Claims (23)

1.一种热处理具有至少一种添加物的镍或钴基超级耐热铸造合金的方法，其可提高晶界强度，其中在浇铸后所述的合金具有次生相，其在给定的完全溶解时间在溶解温度下可完全溶解于合金的基质中，其中热处理温度和时间参数要使基质中未溶解的次生相的量小于90体积％，其中热处理的温度低于完全溶解的温度，其中所选择的热处理时间要使次生相没有完全溶解，或其中热处理的温度为完全溶解的温度，但热处理时间只能为次生相不完全溶解于基质中。
2.如权利要求1的方法，其中热处理温度和时间参数要使基质中未溶解的次生相的量小于70体积％。
3.如权利要求1的方法，其中热处理温度和时间参数要使基质中未溶解的次生相的量小于50体积％。
4.如权利要求1的方法，其中热处理温度和时间参数要使基质中未溶解的次生相的量小于30体积％。
5.如权利要求1-4任一项的方法，其中至少一种老化处理是在热处理后实施。
6.如权利要求1-4任一项的方法，其中对空芯元件进行热处理。
7.如权利要求6的方法，其中对至少200mm长的元件进行热处理。
8.如权利要求6的方法，其中对外壁厚度小于8mm的空芯元件进行热处理。
9.如权利要求1-4任一项的方法，其中次生相为γ’-相。
10.如权利要求1-4任一项的方法，其中对具有硼作为添加物的合金进行热处理。
11.如权利要求1-4任一项的方法，其中对具有碳作为添加物的合金进行热处理。
12.如权利要求1-4任一项的方法，其中对具有定向凝固柱状晶粒的合金进行热处理。
13.如权利要求1-4任一项的方法，其中对具有单晶结构的合金进行热处理。
14.如权利要求1-4任一项的方法，其中热处理是以定向凝固柱状晶粒镍基合金铸件进行的，
它以重量百分比计，由以下成分构成：
9.5％-14％的Cr，
7％-11％的Co，
1％-2.5％的Mo，
3％-6％的W，
1％-6％的Ta，
3％-4％的Al，
3％-5％的Ti，
0％-1％的Nb，
和余量为Ni
并且相比于类似的无硼铸件，B的存在量是有效于提高所述铸件的横向应力破裂强度。
15.如权利要求14的方法，其中是对其中B的存在量在0.003％-0.018％重量范围内的合金进行热处理。
16.如权利要求14的方法，其中热处理后的合金在750摄氏度(1382华氏度)温度和在垂直于所述铸件的<001>晶轴线施加660MPa(95.7Ksi)应力下测试时具有至少100小时的应力破裂寿命，具有至少2.5％的破裂延伸率。
17.如权利要求1-4任一项的方法，
其中热处理是对定向凝固柱状晶粒镍基合金铸件进行，其以重量百分比计，由下列成分构成：
11.6％-12.70％的Cr，
8.5％-9.5％的Co，
1.65％-2.15％的Mo，
3.5％-4.10％的W，
4.8％-5.20％的Ta，
3.4％-3.80％的Al，
3.9％-4.25％的Ti，
0.05％-0.11％的C，
0.003％-0.0175％的B，
余量为Ni，并且相比于类似无硼铸件，提高了横向应力破裂强度。
18.如权利要求17的方法，
其中热处理后的合金在750摄氏度(1382华氏度)温度和在垂直于所述铸件的<001>晶轴线施加660MPa(95.7Ksi)的应力下测试时，具有至少120小时的应力破裂寿命，并具有至少2.5％的延伸率。
19.如权利要求1-4任一项的方法，
其中热处理是对定向凝固柱状晶粒镍基合金铸件进行，具有的额定成分以重量百分比计，由以下构成：
12.00％的Cr，
9.00％的Co，
1.85％的Mo，
3.70％的W，
5.10％的Ta，
3.60％的Al，
4.00％的Ti，
0.0125％的B，
0.09％的C，余量为Ni，并且在750摄氏度(1382华氏度)温度和垂直于所述铸件的<001>晶轴线施加660MPa(95.7Ksi)的应力下测试时，具有至少100小时的应力破裂寿命，并具有至少2.5％的破裂延伸率。
20.如权利要求1-4任一项的方法，其中热处理在浇铸后进行。
21.如权利要求6的方法，其中空芯元件是选自翼、叶片和衬里。
22.如权利要求1-4任一项的方法，其中对块状元件进行热处理。
23.如权利要求1-4任一项的方法，其中热处理是对具有选自锆、硅、铪添加物的合金进行。
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