CN101142338A - 镍基合金和直接时效热处理的方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开的实施方案涉及镍基合金和直接时效镍基合金的方法。更具体地，本发明公开的某些实施方案涉及直接时效718Plus^镍基合金的方法，以赋予改良的机械性能，例如，但不限于，合金的拉伸强度、屈服强度、低循环疲劳、疲劳裂纹生长、和蠕变和断裂寿命。本发明公开的其它实施方案涉及直接时效的718Plus^镍基合金，以及由此制造的生产制品，具有改良的机械性能，例如，但不限于，拉射强度、屈服强度、低循环疲劳、疲劳裂纹生长和蠕变和断裂寿命。

Description

镍基合金和直接时效热处理的方法

背景技术

本发明公开的实施方案涉及镍基合金和直接时效镍基合金的方法。更具体地说，本发明公开的某些实施方案涉及直接时效718Plus^镍基合金的方法以赋予改进的机械性能，如，但不限于，合金的拉伸强度、屈服强度、低循环疲劳寿命、疲劳裂纹生长、以及蠕变和断裂寿命。本发明公开的其它实施方案涉及直接时效的718Plus^镍基合金，以及由此制造的生产制品，这些制品具有改进的机械性能，如，但不限于，拉伸强度、屈服强度、低循环疲劳寿命、疲劳裂纹生长、以及蠕变和断裂寿命。

燃气轮机发动机的性能，这些年来随着镍基超级合金的高温机械性能的改进而改进。这些合金是大多数接触最热操作温度的燃气轮机发动机的构件所选择的材料。燃气轮机发动机的构件，例如，垫圈、轮叶、紧固件、壳体和传动轴，通常是由镍基超级合金制成的，它们要求在非常高的温度下长时间保持高的应力。

合金718是使用最广泛的镍基超级合金中的一种，并于U.S.专利3046108中概括地进行了描述，其说明书特别引入本文作为参考。

合金718的广泛使用来源于合金的一些独特的特征。例如，合金718在最高达约689℃(1200)下具有高强度和良好的应力-断裂性能。另外，合金718具有良好的加工性能，如可铸性和热加工性，以及良好的可焊性。这些良好的特性使其易于制造并且，当需要时，还可以修补由合金718制造的构件。但是，在高于689℃(1200)的温度下，合金718的机械性能迅速变坏。因此，合金718的使用被限制在低于约689℃(1200)以下的用途。

现已研制出其它的超级合金，例如，Rene41^(ATI Properties，Inc.的注册商标)和Waspaloy^TM镍基合金(Pratt&Whitney Aircraft的商标)，这两种合金可从北卡罗来纳州，Monroe的ATI Allvac获得，相对于合金718来说，其具有提高的热容量。然而，这些合金的缺点是可加工性和可焊性差，并且，比合金718更贵，部分原因在于掺入较高含量的昂贵的合金元素。

镍基超级合金718Plus^(ATI Properties，Inc.商标)，在U.S.专利6730264中有一般说明，特将其说明书作为参考引入本文。合金718Plus^包含，按重量％计，高达约0.1％的碳，约12％～约20％的铬，高达约4％的钼，高达约6％的钨，约5％～约12％的钴，高达约14％的铁，约4％～约8％的铌，约0.6％～约2.6％的铝，约0.4％～约1.4％的钛，约0.003％～约0.03％的磷，约0.003％～约0.015％的硼，以及镍；其中，钼的重量％和钨的重量％的总和至少约2％，但不大于约8％，以及，其中，铝的原子％和钛的原子％的总和约2％～约6％，铝的原子％对钛的原子％的比值至少约1.5，以及，铝的原子％和钛的原子％的总和除以铌的原子％为约0.8～约1.3。合金718Plus^与合金718相比，显示改良的高温机械性能。另外，合金718Plus^通常具有较好的热加工性和可焊性，并且比Rene 41^合金和Waspaloy^TM镍基合金更便宜。

在同时待审的U.S.专利申请号10/679899中，其说明书特别全文引入本文作参考，本发明人就使用固溶处理和时效处理的镍基合金和方法进行了说明。按本文中公开的方法处理的合金，具有良好的高温机械性能，当暴露于高温时，能保持基本稳定。

然而，有利的是提供一种具有进一步改良高温机械性能的镍基合金，而同时其在处理过程中无须固溶处理步骤。正如下文详细讨论的，本发明人已发现加工镍-基合金的方法，该法提供增高的热稳定容量而无需固溶处理步骤。

发明简述

本发明公开的各种实施方案涉及直接时效718Plus^镍基合金的方法。根据本文公开的各种非限制性实施方案的直接时效的718Plus^合金中可以观察到改进的机械性能。

根据非限制性实施方案，提供一种处理镍基合金的方法，该法包括：把镍基合金加工成要求的形状；以及，直接时效镍基合金。按照这非限制性实施方案的镍基合金，其包括，按重量％计，高达约0.1％的碳，约12％～约20％的铬，高达约4％的钼，高达约6％的钨，约5％～约12％的钴，高达约14％的铁，约4％～约8％的铌，约0.6％～约2.6％的铝，约0.4～1.4％的钛，约0.003％～约0.03％的磷，约0.003％～约0.015％的硼，镍和偶存的杂质；其中，钼的重量％和钨的重量％的总和至少约2％且不大于约8％，以及，其中，铝的原子％和钛的原子％的总和约2％～约6％，铝的原子％对钛的原子％的比值至少约1.5，以及，铝的原子％和钛的原子％的总和除以铌的原子％为约0.8～约1.3。

另一非限制性实施方案提供一种处理镍基合金的方法，所述合金的组成包含，按重量％计，高达约0.1％的碳，约12％～约20％的铬，高达约4％的钼，高达约6％的钨，约5％～约12％的钴，高达约14％的铁，约4％～约8％的铌，约0.6％～约2.6％的铝，约0.4％～约1.4％的钛，约0.003％～约0.03％的磷，约0.003％～约0.015％的硼，镍和偶存的杂质；其中，钼的重量％和钨的重量％的总和至少约2％且不大于约8％，以及，其中，铝的原子％和钛的原子％的总和约2％～约6％，铝的原子％对钛的原子％的比值至少约1.5，以及，铝的原子％和钛的原子％的总和除以铌的原子％为约0.8～约1.3。处理方法包括：加工所述镍基合金成所要求的形状；并且，直接时效所述镍基合金。直接时效镍基合金，包括：在741℃(1365)～802℃(1475)范围的第一直接时效温度下加热镍基合金至少2小时；从第一直接时效温度冷却镍基合金至621℃(1150)～718℃(1325)范围的第二直接时效温度；在第二直接时效温度下加热所述镍基合金至少8小时；并从第二直接时效温度冷却所述镍基合金至室温。

另一非限制性实施方案提供一种生产制品的方法，该法包括：加工718Plus^镍基合金；以及，直接时效镍基合金。直接时效镍基合金包括；在741℃(1365)～802℃(1475)范围的第一直接时效温度下加热镍基合金至少2小时；从第一直接时效温度冷却镍基合金至621℃(1150)～718℃(1325)范围的第二直接时效温度；在第二直接时效温度下加热所述镍基合金至少8小时；以及，从第二直接时效温度冷却所述镍基合金至室温。

又一非限制性实施方案，提供一种采用如上直接说明或以下说明的任何方法制造的生产制品。生产制品可选自汽轮机或压缩机的垫圈、轮叶、传动轴以及紧固件。

在另一非限制性实施方案中，本发明提供一种直接时效的镍基合金，其包含，按重量％计，高达约0.1％的碳，约12％～约20％的铬，高达约4％的钼，高达约6％的钨，约5％～约12％的钴，高达约14％的铁，约4％～约8％的铌，约0.6％～约2.6％的铝，约0.4～1.4％的钛，约0.003％～约0.03％的磷，约0.003％～约0.015％的硼，镍，以及偶存的杂质；其中，钼的重量％和钨的重量％的总和至少为约2％且不大于约8％，以及，其中，铝的原子％和钛的原子％的总和为约2％～约6％，铝的原子％对钛的原子％之比至少为约1.5，以及，铝的原子％和钛的原子％的总和除以铌的原子％为约0.8～约1.3。直接时效镍基合金是通过包括加工镍基合金成所要求的形状和直接时效镍基合金的方法而制造的。根据这些实施方案，加工镍基合金包括：在913℃(1675)～1066℃(1950)范围的加工温度下加工所述镍基合金；以约10℃/min(18/min)～约1667℃/min(3000/min)的冷却速度从加工温度迅速冷却所述镍基合金；和从760℃(1400)冷却所述镍基合金至室温。按照这些非限制性的实施方案的直接时效镍基合金，包括：在741℃(1365)～802℃(1475)范围的第一直接时效温度下加热镍基合金至少2小时；镍基合金从第一直接时效温度冷却至621℃(1150)～718℃(1325)范围的第二直接时效温度；在第二直接时效温度下加热所述镍基合金至少8小时；以及，从第二直接时效温度冷却所述镍基合金至室温。

附图说明

图1说明从固溶处理并时效和直接时效的718Plus^合金的机械性能704℃(1300)屈服强度和断裂寿命中的差异，作为锻造温度的函数。

图2说明从固溶处理并时效和直接时效的718Plus^合金的机械性能百分比变化，作为锻造温度的函数。

发明详述

本发明公开的某些非限制性实施方案涉及通过热、温热或冷加工以及直接时效的热机械处理的718型镍基合金。当用于本发明中时，术语“直接时效”定义为加工之后，以时效过程处理镍基合金，如本文所述，没有预先加热处理的步骤，如固溶处理步骤。当用于本文中时，术语“时效”和“时效过程”指的是在低于使γ′-相(gamma prime phase)和γ”-相(gamma

double prime phase)形成γ′-相(gamma prime phase)和γ”-相(gamma double

prime phase)沉淀的溶线温度下加热镍基合金。当用于本发明中时，术语“固溶处理”和“固溶处理过的”指的是属于热处理步骤处理合金，其中，合金被加热到足以基本溶解所有相，例如，存在于合金中的γ′-相(γ主相)和γ”-相(γ双主相)沉淀的温度和时间(即，处于或高于溶线温度的温度)。

当进行直接时效处理时，并非所有的镍基超级合金都能显示如此优良的能力。例如，由于Waspaloy^TM合金的硬化的γ′粒子(γ主粒子)沉淀的快速沉淀动力学，以及其在较低的热加工温度下的热加工性差，使由Waspaloy^TM合金直接时效所获得的优点不明显。

本发明公开的方法的某些非限制性实施方案，当与未经本发明公开的直接时效工艺处理的同样镍基合金相比时，在高温下提供具有提高的热稳定机械性能的718Plus^镍基合金是有利的。当用于本发明时，术语“机械性能”定义为当施加力时能显示弹性和非弹性反应，或涉及应力和变形之间相互关系的合金性能。当用于本文时，词组“热稳定的机械性能”指的是合金的机械性能，例如，拉伸强度、屈服强度、延伸率、疲劳裂纹生长、低循环疲劳、以及蠕变和断裂寿命，与暴露前同样的机械性能相比，在暴露于约760℃(1400)温度下100小时或更长的时间后，下降得不明显。

按照某些非限制性实施方案，与未用直接时效工艺处理的同样合金相比较，本发明公开包括直接时效的方法提供在高温下具有提高拉伸强度的718Plus^镍基合金。在其它非限制性实施方案中，与未用直接时效法处理的同样合金相比较，本发明包含直接时效的方法提供高温下具有提高断裂寿命的718Plus^镍基合金。另外，本发明所公开的各种直接时效方法，可导致改进的低循环疲劳。按照各种非限制性实施方案，718Plus^镍基合金的直接时效处理的一种优点在于，该处理可导致(a)细晶粒大小，如ASTM10或更高的晶粒大小，见表2；和(b)高的拉伸强度。可以认为，低循环疲劳的改进，至少部分是由直接时效处理产生的这些性能的改进所导致的。

本发明公开的非限制性实施方案涉及直接时效镍基超级合金的方法，例如，但不限于合金718Plus^镍基超级合金、以及包括直接时效过的718Plus^镍基合金的组合物及生产制品。当用于本文时，术语“镍基合金(多种)”和“镍基超级合金(多种)”指的是镍和一种或多种合金元素的合金。718Plus^镍基超级合金在U.S.专利6730264中已一般描述，该专利说明书特别引入本文作为参考，并且可从北卡罗来纳州，Monroe，ATI Allvac获得。正如本文所述，合金718Plus^含有，按重量％计，高达约0.1％的碳，约12％～约20％的铬，高达约4％的钼，高达约6％的钨，约5％～约12％的钴，高达约14％的铁，约4％～约8％的铌，约0.6％～约2.6％的铝，约0.4％～约1.4％的钛，约0.003％～约0.03％的磷，约0.003％～约0.015％的硼，镍，以及偶存的杂质；其中，钼的重量％和钨的重量％的总和至少为约2％且不大于约8％，以及，其中铝的原子％和钛的原子％的总和为约2％～约6％，铝的原子％对钛的原子％的比值至少为约1.5，以及，铝的原子％和钛的原子％的总和除以铌的原子％为约0.8～约1.3。

除了在实施的实施例中或另有指示，所有用来表达说明书和权利要求书中的组分、处理条件等量的数字，可理解为在所有例子中以术语“约”进行修饰。因此，除非另有指示，在下列说明书和所附权利要求书中，所列举的数字参数是近似值，它取决于欲获得的所要求的性质而变化。至少，不试图限制等价原则在权利要求范围中的应用，每个数字参数至少限于所报导的有效数字的数值范围内，并且使用一般的约数技术。

尽管在本发明列出的宽范围的数值范围与参数是近似值，但在具体实施例中所列的数值是尽可能精确地报导。然而，任何数值本来含有某些错误，例如，装置和/或操作人员的错误，必然导致在其个别检验测量中出现标准偏差。

另外，应当理解的是，本文列举的任何数值范围都包括本文列入的所有子区间。例如，“1～10”的范围包括所有介于(和包括)列出的最小值1和列出的最大值10之间所有的子区间，也就是说，具有等于或大于1的最小值和等于或小于10的最大值。

认为以全部或部分引入本文作为参考的任何专利、出版物、或其它公开的资料，仅限于引入的资料不与本文陈述的现有定义、论述、或其它公开的内容相矛盾的范围。因而，就必要性来说，本文所列的公开内容替代作为参考引入本文的任何相矛盾的资料。一般认为作为参考引入本发明的任何资料，或其部分，与本文陈述的现有定义、论述或其它公开的资料相矛盾的资料，则仅引入那些引入资料和现有资料之间不矛盾的资料。

现根据本发明公开的各种非限制性实施方案对直接时效718Plus^镍基合金的方法予以阐述。根据本发明方法某些非限制性实施方案，加工718Plus^镍基合金成为所要求的形状，然后直接时效。根据这些实施方案，加工镍基合金成为所要求的形状可以包括热加工、温加工、和冷加工或其各种组合。在本发明的一种具体的非限制性实施方案中，加工镍基合金包括热加工合金，继之以冷加工合金。在本发明另一非限制性实施方案中，加工镍基合金包括冷加工合金。

当用于本发明中时，术语“加工”指的是通过塑性变形来控制和/或改变镍基合金的形状。当用于本发明时，术语“塑性变形”指的是在施加应力的作用下材料的永久变形。当用于本发明中时，术语“热加工”指的是在足够高的温度下加工合金以使不出现应变硬化。对于热加工的较低温度的限度是合金的再结晶温度，对于本发明的合金而言，这在约982℃(1800)，然而，再结晶温度可取决于存在于合金中的应变量。在本发明的某些实施方案中，热加工镍基合金的非限制性实施例可包含锻造、热轧、挤压、锤锻和旋锻中的至少一种。当用于本发明中时，术语“冷加工”指的是在足以低至产生应变-硬化的温度下的加工合金。当用于本发明中时，术语“应变-硬化”指的是在低于再结晶温度范围的温度下由塑性变形引起的硬度和强度的提高。对于冷加工的上限温度极限是合金的再结晶温度，对于本发明的合金来说，约为982℃(1800)。当用于本发明中时，术语“锻造”指的是通过冲击或压力加工金属合金至所要求形状的方法，其可包含热加工、温加工、冷加工或其组合。术语“加工”和“锻造”，当用于本发明中时，大体上是同义的。当用于本发明中时，术语“锻造温度”指的是在锻造金属合金或通过锻造加工成所要求形状时的温度。

按照本文所公开的各种非限制性实施方案，加工718Plus^镍基合金，包括加热合金至约913℃(1675)～约1066℃(1950)范围的加工或锻造的温度，继之加工或锻造该合金。按照某些非限制性实施方案，加工718Plus^镍基合金，可包括在约913℃(1675)～约1038℃(1900)范围的加工或锻造温度下加热合金，然后加工或锻造合金。在这种温度范围内加工或锻造合金，然后直接时效，可提供一种具有提高的高温机械性能的合金，例如，高的拉伸强度，如下所述。按照其它的非限制性实施方案，加工718Plus^镍基合金可包含加热合金至约982℃(1800)～约1066℃(1950)范围的加工或锻造温度，接着加工或锻造合金。在该温度范围内加工或锻造合金，接着直接时效，提供一种具有提高的高温断裂寿命的合金，如下所述。此外，合金的加工，可包含重复加热和加工合金至获得所要求的形状。在加工温度下加工镍基合金成为所要求的形状后，镍基合金从加工温度快速冷却至760℃(1400)。之后，合金再以任何速度从760℃(1400)冷却至室温。

718Plus^镍基合金的直接时效，对在约913℃(1675)～约1066℃(1950)的锻造温度范围内的合金机械性能具有极大的影响。在这些条件下，与同样锻造工艺下锻造的固溶处理和时效的合金比较，可观察到屈服强度的提高和应力断裂寿命的改进。然而，在直接时效条件下，拉伸强度及断裂寿命的锻造温度的依赖性是不同的。相比于在同样温度范围内锻造的固溶处理和时效的合金，在约913℃(1675)～约1038℃(1900)温度范围下锻造导致屈服强度(在704℃(1300))的最大提高。另一方面在约982℃(1800)～约1066℃(1950)温度范围内的锻造导致超过固溶处理和时效量的断裂寿命(在704℃(1300))的最大提高。所属技术领域的熟练技术人员，可以判明断裂寿命的提高还可导致高温蠕变的提高。因此，按照获得提高断裂寿命的各种非限制性实施方案，如本文所述，还可以观察到高温蠕变的提高。

图1说明718Plus^合金直接时效处理作为锻造温度函数的响应曲线，屈服强度(YS)和断裂寿命在直接时效值中的提高超过固溶时效值。图1表示704℃(1300)断裂寿命的提高(即，寿命_直接时效-寿命_固溶时效)随着提高的锻造温度(即，介于约982℃(1800)和约1066℃(1950)之间)而提高，而，704℃(1300)YS的提高(即，YS_直接时效-YS_固溶时效)随着锻造温度(即，介于约913℃(1675)和约1038℃(1900)之间)降低而升高。图2说明直接时效对合金718Plus^的锻造温度的响应，与固溶时效相比其性质有相当的改进(％)。因此，直接时效的条件可以是最适于合金718Plus^，以使特定的一组性能最佳化，这取决于具体的最终部件要求。例如，在较高温度的范围，如，从约982℃(1800)到约1066℃(1950))锻造，继之直接时效，可以提供具有拉伸强度稍高于固溶处理和时效处理所获得的材料，但与固溶处理和时效对比具有显著改进的断裂寿命。另外，在介于约913℃(1675)和约1038℃(1900)范围的温度下锻造，其可包括另外的室温冷加工，当与固溶处理和时效处理对比时，其大大提高了拉伸强度，而与固溶处理和时效处理对比时，断裂寿命很小或没有提高。

根据本文公开的某些非限制性实施方案，获得了提高的屈服强度(即，在约913℃(1675)～约1038℃(1900)范围的锻造温度下)，在加工过程中，合金的温度必须降低至热加工温度以下，以保持一些残余位错亚结构。在任何情况下，在每个随后的加工步骤或轧制道次之前，合金可再加热至加工温度。例如，在某些非限制性实施方案中，重复加热718Plus^镍基合金至加工温度并加工，以及，在最终加工轧道之前，合金在约913℃(1675)～约1066℃(1950)范围的温度下再进行加热。按照某些非限制性实施方案，镍基合金重复加热和加工并在最终加工轧道之前，合金在约913℃(1675)～约1038℃(1900)范围的温度下再加热。在其它非限制性实施方案中，镍基合金重复加热和加工并且，在最终加工轧道之前，合金在约982℃(1800)～约1066℃(1950)范围的温度下再加热。按照某些非限制性实施方案，如上所述在最终加工轧道前，再加热合金至一定温度，可持续的时间足以观察到本文所讨论的提高的材料性能。根据某些非限制性实施方案，在最终加工轧道前，再加热合金，可持续的时间低于5小时。当用于本文，术语“最终加工轧道”指的是在快速冷却镍基合金至约760℃(1400)之前的最后加工步骤。

现在详细地讨论在本发明某些实施方案的热加工过程中718Plus^镍基合金的快速冷却。最终加工轧道后的冷却速度，可影响直接时效处理的效果，并且应当避免缓慢冷却，尤其是在γ′(gamma prime)溶线温度(约982℃(1800))～约760℃(1400)的温度范围内。无意受任何特定理论的束缚，认为快速冷却对防止粗γ′(gamma prime)沉淀物的沉淀是必要的，这种沉淀在合金在这种温度范围内缓慢冷却时可能出现。由此，根据某些非限制性实施方案，在合金的加工温度，例如，在约913℃(1675)～约1066℃(1950)范围的温度下的最终加工轧道之后，快速冷却718Plus^镍基合金。镍基合金从加工温度快速冷却至约760℃(1400)的温度。镍基合金的冷却速度部分可取决于快速冷却制品的尺寸和/或厚度，并且处于10℃/min(18/min)～高达1667℃/min(3000/min)范围内。在本发明的一个非限制性实施方案中，合金以大于28℃/min(50/min)的冷却速度快速冷却。在另一个非限制性实施方案中，合金以大于42℃/min(75/min)的冷却速度快速冷却。根据某些非限制性实施方案，合金以28℃/min(50/min)～112℃/min(200/min)的冷却速度快速冷却。在其它非限制性实施方案中，合金以42℃/min(75/min)～112℃/min(200/min)的冷却速度快速冷却。快速冷却加工的镍基合金的非限制性方法，包括：例如，空气冷却、强制性空气冷却以及油或水骤冷。一旦镍基合金快速冷却至约760℃(1400)，合金可进一步冷却至室温。从约760℃(1400)至室温的冷却速度可以是工业上可接受的任意速度，并且既可以是快速，也可以是慢速。

在本发明公开的方法的具体非限制性实施方案中，在合金加工的过程中，塑性变形的程度是直接时效处理成功的因素。假若塑性变形过小时，对合金通过直接时效的机械性能的影响将是薄弱的。在包括加工镍基合金的某些非限制性实施方案中，与变形低于10％的加工镍基合金相比，变形大于10％的镍基合金可改进机械性能。可以预料，直接时效的作用将随着变形从10％降低至0％而逐渐消失。在本发明公开的另一些非限制性实施方案中，加工的镍基合金包括约12％～约67％的变形。然而，在一种加工轧道期间，当塑性变形程度过高时，将降低因直接时效处理所产生的改进的机械性能。无意受任何特定理论的束缚，认为这是由于有效的绝热加热，其在使用的高加工应变速度时产生。假若应变速度可降低以避免过度绝热加热时，可以使用大的加工降低(working reduction)。

在本发明公开的某些非限制性实施方案中，加工718Plus^镍基合金包括：直接时效步骤前的冷加工。在某些实施方案中，镍基合金在低于982℃(1800)的温度下进行冷加工。根据其它的非限制性实施方案，镍基合金在约室温下冷加工。冷加工，一般来说，涉及合金的塑性加工，没有合金的回收和再结晶。冷加工镍基合金成为所要求的形状，可包括任何工业上可接受的冷加工方法，该法包括但不限于，冷轧、冷拔、锤锻、旋锻以及这些冷加工方法的各种组合。如下所示，热加工继之以冷加工和直接时效的组合可增加强度，如718Plus^合金的704℃(1300)拉伸强度。当用于本发明中时，术语“704℃(1300)拉伸强度”定义为按照ASTM E21，在加热到704℃(1300)时以兆帕斯卡(MPa)或千磅/英寸²(ksi)单位表示的合金强度的测量值，其公开内容引入本文作为参考。根据某些非限制性实施方案，冷加工，例如，室温下的冷加工继之以在本文公开的方法下的直接时效，可导致具有704℃(1300)拉伸屈服强度的合金，其可与不经室温下冷加工和直接时效的类似合金，例如，固溶处理和时效的合金相比。

如前所述，根据本发明公开的各种非限制性实施方案，在718Plus^镍基合金加工成所要求的形状后直接时效。尽管在本发明中没有限制，但根据某些非限制性实施方案，直接时效镍基合金可包含：将已加工的镍基合金加热至约741℃(1365)～约802℃(1475)范围的第一直接时效温度，持续时间范围至少约2小时(在该温度下的时间)。根据其它的非限制性实施方案，直接时效镍基合金可包括：加热已加工的镍基合金至约741℃(1365)～约802℃(1475)范围的第一直接时效温度，持续时间约2～约8小时，冷却来自第一直接时效温度的镍基合金至约621℃(1150)～约718℃(1325)范围的第二直接时效温度，在第二直接时效温度下保持或加热合金至少8小时，并将镍基合金冷却至室温。根据其它非限制性实施方案，第二时效温度可从约635℃(1175)～约718℃(1325)。在本发明公开的某些实施方案中，将镍基合金从第一直接时效温度冷却至第二直接时效温度，可包括从第一直接时效温度炉冷镍基合金至第二直接时效温度。当用于本发明中时，术语“炉冷”指的是当炉子被冷却至所要求的温度或断开供应炉的动力后使镍基合金在炉内冷却。根据其它非限制性实施方案，冷却镍基合金，例如，通过炉冷或空气冷却，从第一直接时效温度冷却至较低温度，如室温，然后，再加热至第二直接时效温度。

根据本发明公开的各种实施方案，当希望718Plus^镍基合金在直接时效过程中缓慢地从第一直接时效温度冷却至第二直接时效温度时，合金可以以任何速度冷却。根据某些实施方案，合金可以以44℃/hr(80/小时)～67℃/hr(120/小时)的冷却速度冷却。在其它非限制性实施方案中，合金以约56℃/hr(100/小时)的冷却速度冷却。镍基合金维持在第二直接时效温度下至少8小时，并之后可使用现有技术中任何可接受的手段，包括，例如，空气冷却冷至室温。

根据本发明公开的各种实施方案，直接时效的718Plus^镍基合金，与在非直接时效条件下，例如，在固溶时效条件下处理的类似的镍基合金相比，能提高机械性能。根据某些非限制性实施方案，直接时效在约913℃(1675)～约1038℃(1900)的温度下锻造的718Plus^合金，具有约40MPa～约100MPa的704℃(1300)屈服拉伸强度，其大于在同样温度下锻造的固溶处理和时效的718Plus^合金的704℃(1300)屈服拉伸强度。这种增加相当于直接时效的718Plus^合金的704℃(1300)屈服拉伸强度，相比在同样温度下锻造的固溶处理和时效的718Plus^合金提高4％～11％。正如图1和2中所示，根据其它非限制性实施方案，在约982(1800)～约1066℃(1950)的温度下锻造的718Plus^合金的直接时效，在704℃(1300)和552MPa下的应力断裂寿命为约40小时～约200小时，其大于在同样温度下锻造的固溶处理和时效的718Plus^合金的应力断裂寿命。这提高相当于直接时效的718Plus^合金的应力断裂寿命，相比相同温度下锻造的固溶处理和时效的718Plus^合金提高34％～83％。如图1和图2所示。

在本发明公开的各种非限制性实施方案中，直接时效的718Plus^合金的改进的机械性能是热稳定的。通过本发明公开的各种非限制性方法处理的合金其改进的机械性能是可以观察到的，甚至暴露于约760℃(1400)的高温下持续较长时间(100小时或更长)后也可观察到。

根据本发明公开的各种实施方案的718Plus^镍基合金可以是锻件718Plus^镍基合金。例如，尽管在本文中没有限制，但镍基合金可通过在真空感应熔炼法(“VIM”)操作中熔融具有所需组分的原料而制造，接着，浇铸熔融料成铸块。之后，把铸造料通过再融熔铸块进一步精炼。例如，铸造料可经真空电弧重熔(“VAR”)、电渣重熔(“ESR”)、或ESR和VAR组合而再熔、其所有都在现有技术中已知。另外，可以使用现有技术中已知的其它方法熔融和重熔。

本发明公开的实施方案进一步设想使用718Plus^镍基合金生产制造的制品和本发明公开的718Plus^镍基合金直接时效的方法。使用718Plus^镍基合金和按照本发明公开的各种非限制性实施方案的直接时效718Plus^镍基合金的方法可制造的生产制品的非限制性实施例，包括，但不限于，气轮机和压缩机部件，如，垫片、轮叶、传动轴以及紧固件。

现采用下列非限制性实施例说明本发明公开的各种非限制性实施方案。

实施例

实施例1

在第一个实施例中，按U.S.专利申请号10/678933公开的固溶处理和时效的718Plus^合金的机械性能，与按本发明公开的一非限制性实施方案的直接时效的718Plus^合金的机械性能进行对比。检测3种处理条件的机械性能，结果在产品中具有ASTM的粒径从12变化到7。结果列于表1-以不同的处理条件制造的固溶-时效和直接-时效的718Plus^合金产品之间的机械性能的比较。SA＝固溶时效的，DA＝直接时效的，AC＝空气冷却，FC＝炉内冷却以及CW＝冷加工。

本实施例的718Plus^合金样品按下法制造。固溶处理的和时效的合金样品是通过在954℃(1750)下加热1小时，继之以空气冷却而进行固溶处理。然后，使样品在788℃(1450)下时效2小时，以55℃/hr(100/hr)的速度从788℃(1450)炉内冷却至650℃(1200)温度，在650℃(1200)下时效8小时，之后空气冷却至室温。该直接时效的产品，按照本发明的1个非限制性实施方案进行直接时效。直接时效产品于788℃(1450)加热2小时，以55℃/hr(100/hr)的速度从788℃(1450)炉内冷却至650℃(1200)温度，在650℃(1200)下时效8小时，之后空冷至室温。

按照ASTM E21使产品在704℃(1300)下进行拉伸试验，其公开内容引入本发明作为参考，并且测定各产品的拉伸强度(“UTS”)、屈服强度(“YS”)、延伸百分率(“EL”)、和面积缩减百分率(“RA”)。另外，按照ASTM 292使产品经受在704℃(1300)和552MPa(80ksi)下的应力-断裂寿命检测，其公开的内容引入本文作参考，并且测量各产品断裂时的应力-断裂寿命和延伸百分率。

与固溶处理和时效的718Plus^合金的拉伸强度和应力断裂寿命相比，合金718Plus^的拉伸强度和应力-断裂寿命通过直接时效有明显改进，但改进部分依赖于热加工的条件。在905℃(1662)(表面)的最终温度下轧制的小尺寸棒强度和应力-断裂性能两者的提高是显著的。直接时效的产品具有1072MPa(155.5ksi)的YS和261.3小时的应力-断裂寿命，而固溶处理的和时效的产品为904MPa(131.2ksi)的YS和100.0小时的应力-断裂寿命。改进特别是强度的改进，随着起始加工温度和产品尺寸的提高而降低，这直接影响到最终加工温度。

表1.固溶处理和时效(SA)的和直接时效(DA)的合金718Plus^轧制产品的机械性能的比较

加工处理	ASTM粒径	HT＊	热暴露	704℃的拉伸				在704℃/552MPa下的应力断裂
										UTSMPa	YSMPa	EL％	RA％	寿命(小时)	EL％
				开始于1038℃，完成于905℃(表面)的19mmφ压轧棒	12	SA	无	1110	904							22.5	26.4	100	44.5
760℃×100hrs	1067	873	37.8							47.3	87	41.4
							DA	无	1220				1072	15.1	16.4	261	40.4
760℃×100hrs	1242	1098	13.2			12.2				386	26.6
								在1010℃温度开始锻造的200mmφ锻造坯料	8			SA	无	1118	899	16.2	16.8	356	42.6
DA	无	1108	958	35.9	59.8	515	42.5
										在1010℃温度开始锻造的254mmφ锻造坯料	7	SA	无	1132	938	17.1	22.7	360	36.5
DA	无	1089	900	33.4	52.7	500	35.5

^* 热处理：

SA：固溶(954℃×1hr.，AC)+时效(788℃×2hrs.，55℃/hr冷却到650℃，650℃×8hrs，AC)

DA：直接时效(788℃×2hrs，55℃/hr冷却到650℃，650℃×8hrs，AC)

实施例2

本实施例被设计成对用于本发明方法的各种非限制性实施方案测量其满意的加工条件。在本实施例中，从718Plus^镍基合金的25.4cm直径的圆坯切成4个5.08cm ×5.08cm×5.08cm立方体的两组。加热该立方体到介于927℃(1700)和1093℃(2000)之间的系列的不同温度。然后，对所有的立方体进行如下的加工。首先，使立方体在第一轧制道次减少至3.81cm的厚度，且在第二轧制道次，在再加热至指定的加工温度后，进一步减少至2.54cm的厚度。2.54cm厚的扁平立方体(或“薄饼”)，在精锻温度范围1093℃(2000)～927℃(1700)(如表2所示)进行再加热约0.5小时，并且在最终加工轧制道次中，进一步减少到1.27cm厚的薄饼(在最终加工轧制道次中减少50％)。所得到的薄饼具有均匀的晶粒结构，而锻造模具未产生显著急冷效果。锻造的薄饼在最终锻造之后经空冷至室温并且从锻造的薄饼切出试验样品的坯件。由4个试验坯件的一组，按实施例1所列出的固溶时效程序进行固溶处理，而另一组4个试验坯件，如实施例1所述，按照本发明的一个非限制性实施方案进行直接时效。

在704℃(1300)下进行拉伸试验并在704℃(1300)和552MPa(80ksi)下进行应力-断裂试验。锻造温度的影响结果列于表2-加工温度对直接时效效果的影响。

表2中的结果表明，加工温度能影响直接时效718Plus^合金后所观察到的机械性能。在927℃(1700)下加工后直接时效能产生改进的704℃(1300)拉伸性能，而在同样温度下，加工的固溶处理和时效的合金所观察到的，其断裂寿命本质上没有变化。当合金在从约954℃(1750)～约982℃(1800)的加工温度下加工后直接时效时，704℃(1300)的拉伸强度显著提高，但观察到应力-断裂性能仅适度提高。在1038℃(1900)热加工和直接时效的合金导致YS适度提高，而应力断裂寿命几乎是双倍。当使用1093℃(2000)更高的加工温度时，直接时效合金具有低于1小时的应力-断裂寿命并且试验的样品显示缺口应力断裂损坏(N.B.)。

表2.锻造温度对直接时效合余718Plus^的影响结果

精整锻造	ASTM粒径	HT＊	704℃的拉伸				在704℃/552MPa下的应力断裂
									UTSMPa	YSMPa	EL％	RA％	寿命小时	EL％
			1093℃×30min，50％压缩	5	SA	1158	838	21.1							28.6	346	39.5
DA	1056	850							10.7	13.5	0.6	N.B.
					1038℃×30min，50％压缩	6	SA	1093					824	19.1	19.0	244	49.0
DA	1100	879	12.0	16.7					447	31.8
							982℃×30min，50％压缩	10			SA	1123	929	21.7	26.6	117	34.1
DA	1172	973	16.4	40.9	157	36.2
									954℃×30min，50％压缩	12	SA	1118	973	27.5	36.0	109	36.2
DA	1205	1072	29.9	35.1	123	41.9
							927℃×30min，50％压缩	比ASTM12更细			SA	1144	996	22.5	31.0	72	43.4
DA	1203	1075	16.5	21.0	69	35.1

^* 热处理：

SA-固溶(954℃×1hr，AC)+时效(788℃×2hrs，55℃/hr冷却至650℃，650℃×8hrs，AC)

DA-直接时效(788℃×2hrs，55℃/hr冷却至650℃，650℃×8hrs，AC)

实施例3

本实施例设计成用于确定在热加工温度下加热时间对718Plus^镍基合金机械性能的影响。进行这种检测，是由于在某些工业实践中加热时间相当长，特别是重的、横截面大的坯料。718Plus^镍基合金样品在927℃(1700)或954℃(1750)的锻造温度下加热0.5小时或3小时。然后，使一半样品按照实施例1所列出的方法进行固溶处理和时效。而另一半样品按照实施例1中所述的本发明一非限制性实施方案进行直接时效。

在704℃(1300)下进行拉伸检测，在704℃(1300)和552MPa(80ksi)下进行应力-断裂检验。表3列出了锻造温度的影响结果-锻造温度下的加热时间对直接时效的效果的影响。

表3所示的结果表明，合金的高温机械性能随着锻造温度下延长加热时间而降低，然而，在大多数场合下，降低是适中的。例如，当锻造时间为0.5小时时，对于954℃(1750)锻造温度的直接时效合金样品的704℃(1300)拉伸强度(YS)为1072MPa(155.5ksi)，并且，锻造时间为3小时时，降至1047MPa(151.9ksi)。当锻造时间为0.5小时时，对于927℃(1700)锻造温度的直接时效的合金样品的704℃(1300)拉伸强度(YS)为1072MPa(155.5ksi)，而当锻造时间为3小时时，降低至1047MPa(151.9ksi)。

表3.锻造加热时间对直接时效效果的影响

精整锻造温度	加热时间	HT＊	704℃的拉伸				在704℃/552MPa下的应力断裂
									UTSMPa	YSMPa	EL％	RA％	寿命小时	EL％
			954℃50％压缩	0.5hrs	SA	1118	973	27.5							36.0	109	36.2
DA	1205	1072							29.9	35.1	123	41.9
					3hrs	SA	1130	950					18.3	23.8	71	43.4
DA	1174	1047		36.2					70.0	55	39.9
						927℃50％压缩	0.5hrs	SA				1144	996	22.5	31.0	72	43.4
DA	1205	1072	16.5	21.0	69				35.1
								3hrs		SA	1126	1002	28.9	58.0	65	36.2
DA	1162	1047	26.7	60.0	60		29.2

^* 热处理：

SA-固溶(954℃×1hr，AC)+时效(788℃×2hrs，55℃/hr冷却至650℃，650℃×8hrs，AC)

DA-直接时效(788℃×2hrs，55℃/hr冷却至650℃，650CF ×8hrs，AC)

实施例4

本实施例的设计是用来确定合金样品的塑性变形量或程度对直接时效合金的拉伸强度和应力断裂寿命的影响。在加工过程中，塑性变形的程度是直接时效处理成功的因素。在本实施例中，对718Plus^镍基合金，检测扁平锻造中以锻造压缩形式的塑性变形。在954℃(1750)和982℃(1800)的加工温度下，检测最终锻造压缩率在12％～67％范围。在终锻造后，按照本发明一非限制性实施方案，如实施例1所述进行合金样品直接时效。

在704℃(1300)下进行拉伸强度试验并在704℃(1300)和552MPa(80ksi)下检测合金样品的应力-断裂寿命。锻造压缩率对直接时效合金样品的机械性能的影响列于表4-锻造压缩率对直接时效效率的影响。

表4表示直接时效加工718Plus^合金样品所引起的704℃(1300)拉伸强度的改进对低至12～20％至高达67％范围的锻造压缩率都存在。尽管性能范围作为精锻造压缩率的函数存在一些差异，但在所有情况下，704℃(1300)YS和704℃(1300)和552MPa(80ksi)应力断裂寿命，在全部范围的研究中，优于列于表2的同样锻造温度下的固溶处理和时效的材料性能值。

表4.锻造压缩对直接时效合金718Plus^效果的影响

精整锻造	精整锻造压缩	HT＊	室温拉伸				704℃的拉伸				在704℃/552MPa下的应力断裂
													UTSMPa	YSMPa	EL％	RA％	UTSMPa	YSMPa	EL％	RA％	寿命小时	EL％
			982℃×30min.	20％	DA	1607	1299	18.2	23.7	1227	1102	24.5											54.1	166	34.4
50％	DA	1576											1257	20.3	25.7	1172	973	16.4	40.9	157	36.2
				67％	DA	1539	1184	22.5	34.5	1164	943	17.6										20.2	178	53.4
954℃×30min.	12％	DA											1540	1223	21.6	26.1	1184	1036	17.5	16.8	245				31.4
			50％	DA	1600	1310	19.6	21.6	1205	1072	29.9	35.1										123	41.9
	67％	DA											1572	1246	22.1	27.3	1191	1013	19.0	20.3	141			34.0

^* 热处理：

DA-直接时效(788℃×2hrs，55℃/hr冷却至650℃，650℃×8hrs，AC)

实施例5

本实施例中检测加工后冷却速度对直接时效的718Plus^镍基合金的机械性能的影响。加工后的冷却速度，对直接时效的合金观察到的机械性能具有影响。缓慢冷却，尤其是在γ′(gamma prime phase)溶线温度(约982℃(1800)至约760℃(1400)范围的温度中，使由直接时效产生的观察到的机械性能的改进降低。这可能是由于在经过如此温度范围的缓慢冷却过程中，粗γ′(gamma prime phase)粒子的沉淀造成的。在本实施例中，在使用718Plus^镍基合金的扁平锻造试验(如实施例2所述)过程中，检测加工后的冷却速度的作用。在具有50％压缩的982℃(1800)或具有50％压缩的954℃(1750)下加工后，使薄饼合金样品以112℃/min(200/min)或42℃/min(75/min)的冷却速度从加工温度冷却至760℃(1400)。在这些速度下(即，112℃/min(200/min)和42℃/min(75/min))，冷却可在工业生产中实现，即使对于生产大的制品，也可采用现有技术中已知的各种方法，如强制空气冷或油或水骤冷。然后，使合金样品冷却至室温，并且按照本发明一非限制性实施方案如实施例1中所述的方法直接时效。

704℃(1300)下进行拉伸强度试验以及在704℃(1300)和552MPa(80ksi)下检测合金样品的应力-断裂寿命。加工后的冷却速度对直接时效的合金样品的机械性能的影响列于表5-锻造后的冷却速度对直接时效效率的影响。

表5表示由镍基合金直接时效产生的改进的机械性能，可取决于由加工温度降至760℃(1400)的合金冷却速度。由加工温度至760℃(1400)，其平均冷却速度从112℃/min(200/min)降低至42℃/min(75/min)表示直接时效镍基合金的机械性能的改进仅有轻微下降。本实施例还表明，对直接时效的718Plus^产品的拉伸强度的显著改进，超过固溶处理和时效的产品，如表2所示，冷却速度保持在低至42℃/min(75/min)。例如，在982℃(1800)的加工温度下，112℃/min(200/min)的冷却速度，导致合金样品具有973MPa(141.2ksi)的704℃(1300)YS和157.3小时的应力-断裂寿命，而42℃/min(75/min)的冷却速度，导致合金样品具有980MPa(142.2ksi)的704℃(1300)YS和146.1小时的应力-断裂寿命。在954℃(1750)的加工温度下，112℃/min(200/min)的冷却速度，导致合金具有1072MPa(155.5ksi)的704℃(1300)YS和122.9小时的应力-断裂寿命，而42℃/min(75/min)的冷却速度，导致合金样品具有1007MPa(146.1ksi)的704℃(1300)YS和98.6小时的应力断裂寿命。

表5.后-锻造冷却速率对直接时效合金718Plus^效果的影响

精整锻造	冷却速度*℃/min	HT＊＊	室温下的拉伸				704℃的拉伸				在704℃/552MPa下的应力断裂
													UTSMPa	YSMPa	EL％	RA％	UTSMPa	YSMPa	EL％	RA％	寿命小时	EL％
			982℃×30min，50％压缩	112	DA	1576	1257	20.3	25.7	1172	973	16.4											40.9	157	36.2
42	DA	1552											1217	21.2	32.0	1168	980	22.4	29.4	146	45.7
				954℃×30min，50％压缩	112	DA	1600	1310	19.6	21.6	1205	1072										29.9	35.1	123	41.9
42	DA	1598	1298										19.0	25.8	1175	1007	23.0	39.0	99	42.5

^＊冷却速率为由锻造温度到760℃的平均速率

^＊＊ 热处理：DA-直接时效(788℃×2hrs，55℃/hr冷却至650℃，650℃×8hrs，AC)

实施例6

设计本实施例用于评定在延长热暴露后，由直接时效718Plus^镍基合金所产生的改进机械性能是否减少。在本实施例中，718Plus^镍基合金样品如下所述或固溶处理和时效或直接时效，并随后于760℃(1400)热暴露100小时。热暴露718Plus^合金样品的高温机械性能，与非热暴露的718Plus^合金样品的高温机械性能进行比较。小尺寸的镍基合金轧制的条材，如表1中所述，按下进行处理。一半条材，在954℃(1750)下固溶处理1小时之后进行空气冷却。经固溶处理和直接时效的所有的样品，然后，通过一种下列时效程序进行时效：(1)合金样品于741℃(1365)温度下时效8小时，以55℃/hr(100/hr)炉内冷却至621℃(1150)，于621℃(1150)下加热8小时然后空气冷却至室温；或者，(2)合金样品在788℃(1450)的温度下时效2小时，以55℃/hr(100/hr)炉内冷却至649℃(1200)，于649℃(1200)下加热8小时，然后空气冷却至室温。

于704℃(1300)下完成拉伸试验并于704℃(1300)和552MPa(80ksi)下检测合金样品的应力-断裂寿命。热暴露对固溶处理和时效以及直接时效的718Plus^镍基合金的机械性能的影响，列于表6-热暴露对直接时效合金的机械性能的影响。

如表6所示，直接时效工艺处理的合金样品，在与固溶时效步骤处理的合金样品相对比，显示704℃(1300)拉伸强度和应力-断裂寿命的提高。直接时效的材料的拉伸屈服强度，在760℃(1400)下热暴露100小时后得到提高。例如，对于在直接时效工艺(1)下直接时效的合金，704℃(1300)屈服强度开始为1057MPa(153.4ksi)而在热暴露后为1082MPa(157.0ksi)。对于在直接时效工艺(2)下直接时效的合金，704℃(1300)屈服强度开始为1072MPa(155.5ksi)而热暴露后为1099MPa(159.5ksi)。应力断裂结果表明，时效处理(1)的寿命稍微降低，而对于时效处理(2)得到提高。该数据表明合金718Plus^在接时效处理下的热稳定性至少可与固溶处理和时效处理下的合金相比。

表6.热暴露对固溶时效与直接时效的合金的机械性质的影响

时效	固溶	热暴露	于704℃下的拉伸				在704℃/552MPa下的应力断裂
									UTS(MPa)	YS(MPa)	EL(％)	RA(％)	寿命(小时)	EL(％)
			于741℃×8小时FC，在55℃/小时到621℃×8小时，AC	954℃×1hr，AC	无	1120	919	21.7							24.5	177.8	20.9
760℃×100hrs	1093	901							35.9	67.4	89.9	34.3
					无(DA)	无	1215	1057					14.2	17.1	289.8	34.4
760℃×100hrs	1229	1082		14.1					12.4	211.0	41.2
						于788℃×2小时FC，在55℃/小时到650℃×8小时，AC	954℃×1hr，AC	无				1111	904	22.5	26.4	100.0	44.5
760℃×100hrs	1068	873	37.8	47.3	86.6				41.4
								无(DA)		无	1221	1072	15.1	16.4	261.3	40.4
760℃×100hrs	1243	1099	13.2	12.2	385.9		26.6

实施例7

当镍基合金在直接时效工艺之前于室温下进行冷加工时，也可以观察到由本发明各种实施方案的直接时效工艺产生的718Plus^镍基合金机械性能的提高。该实施例表明，除了早期讨论的加工实践外，与固溶时效或只有直接时效相比室温冷加工能提高718Plus^合金的强度。

在本实施例中，718Plus^镍基合金样品于982℃-996℃(1800～1825)下的精锻造中加工成具有50％的压缩。然后，把合金样品再进行固溶处理和时效、直接时效、或室温冷加工和直接时效。固溶处理和时效过的样品，在843℃(1550)下固溶处理8小时，再于954℃(1750)下处理1小时，并进行空气冷却。所有的样品(固溶处理和时效的；直接时效的；以及冷加工和直接时效的)在788℃(1450)下时效2小时，以55℃/hr(100/hr)的速度冷却至650℃(1200)，保持于650℃(1200)下8小时，然后，空气冷却至室温。

测量合金样品的704℃(1300)拉伸机械性能，其结果列于表7-冷轧+直接时效对合金718Plus^的拉伸性能的影响。

如表7中所示，在直接时效之前进行室温冷加工的镍基合金样品，对比非冷却加工/直接时效的和固溶处理及时效的两合金样品，显示704℃(1300)下的强度提高。

表7.冷轧+直接时效对合金718Plus^拉伸性质的影响

精整锻造	HT＊	704℃拉伸
						UTS(MPa)	YS(MPa)	EL(％)	RA(％)
		982℃×30min，50％压缩	SA	1102	923					16.4	23.4
982℃×30min，50％压缩	DA					1156	989	15.1	21.9
		996℃×30min，50％压缩	CW+DA	1328	1183					12.7	13.4

^* 热处理：

SA-843℃×8hrs+954℃×1hr，AC+788℃×2hrs，55℃/hr冷却至650℃，650℃×8hrs，AC

DA-788℃×2hrs，55℃/hr冷却至650℃，650℃×8hrs，AC

CW+DA-20％冷轧+788℃×2hrs，55℃/hr冷却至650℃，650℃×8hrs，AC

尽管前面的说明已必要地陈述本发明有限数量的实施方案，但是相关技术领域内的熟练技术人员将理解，所属技术领域内的熟练工作人员可对为说明本发明性质本文所阐述和举例说明实施例的组分、组合物、细节、材料和工艺参数进行各种变化，并且所有这种修饰都将保留于本文所表达的和所附的权利要求书中的原理和范围内。所属技术领域的熟练工作人员也将理解，可对上述实施方案进行改变而不偏离本发明宽大的概念。因此，可以理解本发明不限于所公开的特殊实施方案，它是用来覆盖在本发明的原理和范围的改进方案，正如权利要求书所限定的。

Claims (41)

1.一种处理镍基合金的方法，该合金包括：按重量％计，高达约0.1％的碳，约12％～约20％的铬，高达约4％的钼，高达约6％的钨，约5％～约12％的钴，高达约14％的铁，约4％～约8％的铌，约0.6％～约2.6％的铝，约0.4％～约1.4％的钛，约0.003％～约0.03％的磷，约0.003％～0.015％的硼，以及镍；其中，钼的重量％和钨的重量％的总和至少为约2％且不大于约8％，而且其中，铝的原子％和钛的原子％的总和为约2％～约6％，铝的原子％对钛的原子％的比值至少为约1.5，而铝的原子％和钛的原子％之和除以铌的原子％为约0.8～约1.3，该法包括：加工所述镍基合金成为所要求的形状；和直接时效所述镍基合金。

2.按权利要求1所述的方法，其中，加工所述镍基合金成所要求的形状，包括在913℃～1066℃范围内的加工温度下加工所述镍基合金。

3.按权利要求2所述的方法，其中，加工所述镍基合金成所要求的形状，包括在913℃～1038℃范围的加工温度下加工所述镍基合金；以及，其中所述镍基合金，与在相同温度下锻造的可比较的固溶处理的和时效的镍基合金相比，具有提高的屈服拉伸强度。

4.按权利要求2所述的方法，其中，加工所述镍基合金成为所要求的形状，包括在982℃～1066℃范围的加工温度下加工所述镍基合金；以及，其中，所述镍基合金，与相同温度锻造的可比较的固溶处理的和时效的镍基合金对比，具有提高的704℃断裂寿命。

5.按权利要求2所述的方法，其中，所述方法进一步包括：所述镍基合金从加工温度快速冷却至760℃；和所述镍基合金从760℃冷却至室温。

6.按权利要求5所述的方法，其中，加工包括锻造、热轧、挤压和旋锻中的至少一种。

7.按权利要求5所述的方法，其中，加工进一步包括在最终压缩轧道前，在913℃～1066℃范围的温度下，再加热所述镍基合金。

8.按权利要求5所述的方法，其中，快速冷却所述镍基合金，包括在约10℃/min～约1667℃/min的冷却速度下冷却所述合金。

9.按权利要求2所述的方法，其中，加工导致大于10％的最终变形度。

10.按权利要求9所述的方法，其中，最终变形度范围在约12％～约67％。

11.按权利要求2所述的方法，其中，加工所述镍基合金成所要求的形状，包括室温冷却加工。

12.按权利要11所述的方法，其中，室温冷加工包括冷轧、冷拔、锻造和旋锻中的至少一种。

13.按权利要求1所述的方法，其中，直接时效所述镍基合金，包括：在741℃～802℃范围的第一直接时效温度下，加热所述镍基合金至少2小时；从第一直接时效温度冷却所述镍基合金至621℃～718℃范围的第二直接时效温度；在第二直接时效温度下加热所述镍基合金至少8小时；和从第二直接时效温度冷却所述镍基合金至室温。

14.按权利要求13所述的方法，其中，从第一直接时效温度冷却所述镍基合金至第二直接时效温度，包括炉内冷却所述镍基合金。

15.按权利要求13所述的方法，其中，所述镍基合金以约44℃/hr～约67℃/hr的冷却速度从第一直接时效温度冷却至第二直接时效温度。

16.按权利要求1所述的方法，其中，直接时效所述镍基合金，包括：在741℃～802℃范围的第一直接时效温度下加热所述镍基合金至少2小时；所述镍基合金从第一直接时效温度冷却至室温并之后再加热所述镍基合金至621℃～718℃范围的第二直接时效温度；在所述第二直接时效温度加热所述镍基合金至少8小时；和从第二直接时效温度冷却所述镍基合金至室温。

17.一种处理镍基合金的方法，该合金包括，以重量％计，高达约0.1％的碳，约12％～约20％的铬，高达约4％的钼，高达约6％的钨，约5％～约12％的钴，高达约14％的铁，约4％～约8％的铌，约0.6％～约2.6％的铝，约0.4％～约1.4％的钛，约0.003％～约0.03％的磷，约0.003％～约0.015％的硼，以及镍；其中，钼的重量％和钨的重量％的总和至少为约2％并且不大于约8％，其中，铝的原子％与钛的原子％的总和为约2％～约6％；铝的原子％对钛的原子％的比值至少为约1.5，以及，铝的原子％与钛的原子％的总和除以铌的原子％为约0.8～约1.3，该方法包括：加工所述镍基合金成为所要求的形状；和直接时效所述镍基合金，其中，直接时效包括：在741℃～802℃范围的第一直接时效温度下加热所述镍基合金至少2小时；从第一直接时效温度冷却所述镍基合金至621℃～718℃范围的第二直接时效温度；在第二直接时效温度下加热所述镍基合金至少8小时；以及从第二直接时效温度冷却所述镍基合金至室温。

18.按权利要求17所述的方法，其中，从第一直接时效温度冷却所述镍基合金至第二直接时效温度，包括从第一直接时效温度冷却所述镍基合金至室温，之后再加热所述镍基合金至第二直接时效温度。

19.按权利要求17所述的方法，其中，从第一直接时效温度冷却所述镍基合金至第二直接时效温度，包括以约44℃/hr～约67℃/hr的冷却速度冷却所述镍基合金。

20.按权利要求17所述的方法，其中，加工所述镍基合金，包括在913℃～1066℃范围的加工温度下加工所术镍基合金，并且，其中，该法进一步包括：以约10℃/min～约1667℃/min的冷却速度从热加工温度快速冷却所述镍基合金至760℃；和从760℃冷却所述镍基合金至室温。

21.按权利要求20所述的方法，其中，加工所述镍基合金，包括在913℃～1038℃范围的加工温度下加工所述镍基合金；且其中，所述镍基合金与在同样温度下锻造的可比较的固溶处理和时效的镍基合金相比，具有提高的屈服拉伸强度。

22.按权利要求20所述的方法，其中，加工所述镍基合金，包括在982℃～1066℃范围的加工温度下加工所述镍基合金；以及，其中，所述镍基合金与在同样的温度下锻造的可比较的固溶处理和时效的镍基合金相比，具有提高的704℃断裂寿命。

23.按权利要求20所述的方法，其中，加工所述镍基合金，进一步包括在最终压缩轧道前于913℃～1066℃范围的温度下再加热所述镍基合金。

24.按权利要求20所述的方法，其中，加工所述镍基合金导致大于1 0％的最终变形度。

25.按权利要求24所述的方法，其中，最终变形度为约12％～约67％。

26.按权利要求20所述的方法，其中，加工所述镍基合金，包括室温冷加工所述镍基合金。

27.一种成型生产制品的方法，该法包括：加工镍基合金成所要求的形状，该合金包含，以重量％计，高达约0.1％的碳，约12％～约20％的铬，高达约4％的钼，高达约6％的钨，约5％～约12％的钴，高达约14％的铁，约4％～约8％的铌，约0.6％～约2.6％的铝，约0.4％～约1.4％的钛，约0.003％～约0.03％的磷，约0.003％～约0.015％的硼，以及镍；其中，钼的重量％和钨的重量％的总和至少为约2％并且不大于约8％，并且，其中，铝的原子％与钛的原子％的总和为约2％～约6％，铝的原子％对钛的原子％的比值至少为约1.5，以及，铝的原子％和钛的原子％之和除以铌的原子％为约0.8～约1.3；以及，直接时效所述镍基合金，其中，直接时效包括：在741℃～802℃范围的第一直接时效温度下加热所述镍基合金至少2小时；从第一直接时效温度冷却所述镍基合金至621℃～718℃范围的第二直接时效温度；在第二直接时效温度下加热所述镍基合金至少8小时；和从第二直接时效温度冷却所述镍基合金至室温。

28.按权利要求27所述的方法，其中，从第一直接时效温度冷却所述镍基合金至第二直接时效温度，包括冷却所述镍基合金至室温，之后再加热所述镍基合金至第二直接时效温度。

29.按权利要求27所述的方法，其中，加工所述镍基合金，包括：在913℃～1066℃范围的加工温度下加工所述镍基合金，以及，其中所述方法进一步包括：以约10℃/min～约1667℃/min的冷却速度从加工温度快速冷却所述镍基合金至760℃；以及从760℃冷却所述镍基合金至室温。

30.按权利要求29所述的方法，其中，加工所述镍基合金，包括在913℃～1038℃范围的加工温度下加工所述镍基合金；和，其中所述镍基合金与在相同温度下锻造的可比较的固溶处理和时效的镍基合金相比，具有提高的屈服拉伸强度。

31.按权利要求29所述的方法，其中，加工所述镍基合金，包括在982℃～1066℃范围的加工温度下加工所述镍基合金；和，其中所述镍基合金与在相同温度下锻造的可比较的固溶处理和时效的镍基合金相比，具有提高的704℃断裂寿命。

32.按权利要求27所述的方法，其中，生产制品选自气轮机或压缩器垫片、轮叶、传动轴和紧固件。

33.一种由以下方法制造的生产制品，该方法包括：加工镍基合金成为所要求的形状，该镍基合金包含：以重量％计，高达约0.1％的碳，约12％～约20％的铬，高达约4％的钼，高达约6％的钨，约5％～约12％的钴，高达约14％的铁，约4％～约8％的铌，约0.6％～约2.6％的铝，约0.4％～1.4％的钛，约0.003％～约0.03％的磷，约0.003％～约0.015％的硼，以及镍；其中，钼的重量％和钨的重量％的总和至少为约2％并且不大于约8％，以及，其中铝的原子％与钛的原子％的总和为约2％～约6％，铝的原子％对钛的原子％的比值至少约1.5，以及，铝的原子％与钛的原子％之和除以铌的原子％为约0.8～约1.3；以及，直接时效所述镍基合金，其中，直接时效包括：在741℃～802℃范围的第一直接时效温度下加热所述镍基合金至少2小时；从第一直接时效温度冷却所述镍基合金至621℃～718℃范围的第二直接时效温度；在第二直接时效温度下加热所述镍基合金至少8小时；和从第二直接时效温度冷却所述镍基合金至室温。

34.按权利要求33所述的制品，其中，从第一直接时效温度冷却所述镍基合金至第二直接时效温度，包括冷却所述镍基合金至室温，之后再加热所述镍基合金制品至第二直接时效温度。

35.按权利要求33所述的制品，其中，加工所述镍基合金，包括：在913℃～1066℃范围的加工温度下加工所述镍基合金，以及，其中所述方法进一步包括：在约10℃/min～约1667℃/min的冷却速度下，从加工温度迅速冷却所述镍基合金至760℃；和从760℃冷却所述镍基合金至室温。

36.按权利要求35所述的制品，其中，加工所述镍基合金，包括在913℃～1038℃范围的加工温度下加工所述镍基合金；以及，其中所述制品与在相同温度下锻造的可比较的固溶处理和时效的制品相比，具有提高的屈服拉伸强度。

37.按权利要求35所述的制品，其中，加工所述镍基合金，包括在982℃～1066℃范围的加工温度下加工所述镍基合金；以及，其中所述制品与在相同温度下锻造的可比较的固溶处理和时效的制品相比，具有提高的704℃断裂寿命。

38.按权利要求33所述的制品，其中，生产制品选自气轮机或压缩机垫片、轮叶、传动轴和紧固件。

39.一种直接时效的镍基合金，该合金包括：按重量％计，高达约0.1％的碳，约12％～约20％的铬，高达约4％的钼，高达约6％的钨，约5％～约12％的钴，高达约14％的铁，约4％～约8％的铌，约0.6％～约2.6％的铝，约0.4％～约1.4％的钛，约0.003％～约0.03％的磷，约0.003％～约0.015％的硼，以及镍；其中，钼的重量％和钨的重量％的总和至少为约2％且不大于约8％，和，其中铝的原子％与钛的原子％的总和为约2％～约6％，铝的原子％对钛的原子％的比值至少为约1.5，以及，铝的原子％与钛的原子％之和除以铌的原子％为约0.8～约1.3，其中，通过所述方法制造直接时效镍基合金，该方法包括：加工所述镍基合金成所要求的形状，其中加工包括：在913℃～1066℃范围的加工温度下加工所述镍基合金；以约10℃/min～约1667℃/min的冷却速度从加工温度快速冷却所述镍基合金至760℃；以及从760℃冷却所述镍基合金至室温；以及，直接时效所述的镍基合金，其中，直接时效包括：在741℃～约802℃范围的第一直接时效温度下加热所述镍基合金至少2小时；从第一直接时效温度冷却所述镍基合金至621℃～718℃范围的第二直接时效温度；在第二直接时效温度下加热所述镍基合金少8小时；和从第二直接时效温度冷却所述镍基合金至室温。

40.按权利要求39所述的直接时效的镍基合金，其中，加工所述镍基合金，包括在从913℃～1038℃范围的加工温度下加工所述镍基合金；和，其中所述直接时效镍基合金与在相同温度下锻造的可比较的固溶处理和时效的镍基合金相比，具有提高的屈服拉伸强度。

41.按权利要求39所述的直接时效镍基合金，其中，加工所述镍基合金，包括在982℃～1066℃范围的加工温度下加工所述镍基合金；和，其中所述直接时效镍基合金与在相同温度下锻造的可比较的固溶处理和时效的镍基合金相比，具有提高的704℃断裂寿命。

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