CN102146538A - 具有改善的劣化行为的镍基高温合金 - Google Patents

具有改善的劣化行为的镍基高温合金 Download PDF

Info

Publication number
CN102146538A
CN102146538A CN2011100528818A CN201110052881A CN102146538A CN 102146538 A CN102146538 A CN 102146538A CN 2011100528818 A CN2011100528818 A CN 2011100528818A CN 201110052881 A CN201110052881 A CN 201110052881A CN 102146538 A CN102146538 A CN 102146538A
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
nickel
base superalloy
under
weight
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN2011100528818A
Other languages
English (en)
Other versions
CN102146538B (zh
Inventor
M·纳兹米
C·P·格德斯
A·金茨勒
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Energy Resources Switzerland AG
Original Assignee
Alstom Technology AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Alstom Technology AG filed Critical Alstom Technology AG
Publication of CN102146538A publication Critical patent/CN102146538A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN102146538B publication Critical patent/CN102146538B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)

Abstract

本发明涉及具有改善的劣化行为的镍基高温合金，具体地，涉及一种镍基高温合金。本发明所述合金的特征在于以下化学组成(以重量％给出)：7.7-8.3Cr、5.0-5.25Co、2.0-2.1Mo、7.8-8.3W、5.8-6.1Ta、4.9-5.1Al、1.3-1.4Ti、0.1-0.6Pt、0.1-0.5Nb、0.11-0.15Si、0.11-0.15Hf、200-750、优选200-300ppm C、50-400、优选50-100ppm B，余量的镍和生产引起的杂质。其特征在于改善的劣化行为。

Description

具有改善的劣化行为的镍基高温合金
技术领域
本发明涉及材料技术领域。所涉及的是一种镍基高温合金(Nickel-Basis-Superlegierung)，尤其用来生产单晶部件(SX合金)或者具有定向凝固结构(gerichtet erstarrtem Gefüge)的部件(DS合金)，例如燃气轮机的叶片，该镍基高温合金的特征在于改善的劣化行为(Degradationsverhalt)。
背景技术
镍基高温合金是已知的。这些合金制成的单晶部件在高温下具有非常好的材料强度。由此可以力图提高燃气轮机(Gasturbine)的进气温度，从而提高燃气轮机的效率。
用于单晶部件的镍基高温合金(例如由US 4,643,782、EP 0 208 645和US 5,270,123已知)为此含有混合晶体硬化合金元素，例如Re、W、Mo、Co、Cr，以及形成γ′-相的元素，例如Al、Ta和Ti。基体(奥氏体γ-相)中高熔点合金元素(W、Mo、Re)的含量随合金的负荷温度增大而连续增大。这样，例如用于单晶的常规镍基高温合金含有6-8％W、至多6％的Re和至多2％的Mo(均以重量％给出)。上述出版物所公开的合金均具有高的蠕变强度、良好的LCF(低周疲劳)和HCF(高周疲劳)特性以及高的抗氧化性。
这些已知的合金都是专为飞机涡轮而开发的，因此针对短期和中期使用优化，即将负荷持续时间长度设计为至多20000小时。而工业燃气轮机部件则与此不同，必须将其负荷持续时间设计为至多75000小时。
例如，在燃气轮机中的试验性使用中，得自US 4,643,782的合金CMSX-4在高于1000℃的温度下经过300小时负荷持续时间之后显示出强烈的γ′-相粗化，这不利地导致合金的蠕变速度增大。
还需要改善已知合金在极高温度下的耐氧化性。例如按照文件US4,719,080所述，加入Pt、Pd、Ru和Os有利于提高该文件所述单晶高温合金的抗氧化性和耐腐蚀性，且这些元素的总份额应为0～10重量％。
已知镍基高温合金例如由US 5,435,861已知的合金的另一个问题在于，大型部件(例如长度大于80mm的燃气轮机叶片)的可铸造性不尽人意。很难用镍基高温合金铸造完美无缺的相对大型定向凝固单晶部件，因为这些部件多数具有缺陷，例如小角晶界、“雀斑(Freckles)”(具有高共晶体含量的整直(gleichgerichtet)晶粒链引起的缺陷)、等轴散射晶界(Streugrenz)、微孔率等等。这些缺陷会使得部件在高温下弱化，从而无法达到所需的涡轮机使用寿命或者工作温度。但由于铸造无缺陷单晶部件极其昂贵，工业界倾向于容忍一定数量的缺陷，只要不会影响使用寿命或工作温度即可。
最为常见的缺陷之一是那些尤其损害单晶部件高温特性的晶界。小角晶界在小型部件中相对少出现，但是对于大型SX或DS构件的可铸造性、机械特性以及高温下的氧化行为而言很重要。
晶界是晶格的高度局部无序区域，这是因为在这些区域中相邻晶粒相互碰撞(zusammenstossen)，从而在晶格之间存在一定的错误取向(Desorientierung)。取向错误程度越大，则无序度越大，也就是晶界中用来使两个晶粒相互配合的位错数越大。这种无序度与材料在高温下的行为有直接关系。如果温度高于等内聚温度(＝0.5x熔点(K))，则会使材料弱化。
由GB 2 234 521 A已知这种效应。在传统型镍基单晶合金和例如在871℃试验温度下，如果晶粒的错误取向度大于6°，其断裂强度就会急剧下降。即使在定向凝固结构的单晶部件情况下，也发现了这种现象，因此一般存在这样的观点，不允许错误取向大于6°。
由上述GB 2 234 521 A还已知的是，在定向凝固时增加镍基高温合金的硼或碳含量，产生具有等轴或者棱柱状晶粒构造的结构。碳和硼增强晶界，这是因为碳和硼引起在晶界上析出碳化物和硼化物，它们在高温下是稳定的。此外存在于晶界之中或者沿着晶界存在的这些元素还会减少扩散过程，扩散过程是晶界削弱的主要原因。因此可以将取向错误度提高到10°～12°，并尽管如此仍然可以在高温下实现良好的材料特性。但是，特别是在由镍基高温合金制成的大型单晶部件情况下，这些小角晶界对于特性有不利影响。
由EP 1 359 231 B1已知用于制备单晶部件的镍基高温合金，与上述合金相比该合金具有改善的可铸造性，和提高的抗氧化性，特征在于以下化学组成(以重量％给出)：
7.7-8.3Cr
5.0-5.25Co
2.0-2.1Mo
7.8-8.3W
5.8-6.1Ta
4.9-5.1Al
1.3-1.4Ti
0.11-0.15Si
0.11-0.15Hf
200-750ppm C
50-400ppm B
余量的镍和生产引起的杂质。
在浇铸过程之后对这类高温合金进行热处理，在第一固溶退火步骤使得铸造期间在结构中不均匀析出的γ′-相完全或部分溶解。在第二热处理步骤中使得该相重新受控析出。为了实现最佳特性，如此进行这种析出热处理，使得在γ-相(＝基体)中产生细小均匀分布的γ′-相粒子。
已发现如果在长时间高温负荷下受到机械负荷作用(蠕变应力)，或者在材料承受高温负荷而出现塑性变形之后，会在这类合金的结构中引起γ′-粒子定向粗化，也就是所谓形成筏(rafting)。在高γ′-含量情况(即γ′-体积份额至少为50％)，这就会导致微观结构转变，也就是γ′变为连续相，其中已嵌入了之前的γ-基体。热处理(高温退火)之后出现的高温合金塑性变形也会形成这种结构变化。
由于金属间γ′-相倾向于环境脆化(environmental embrittlement)，随后这就会在某些负荷条件下导致机械特性(主要是屈服强度)在室温下(25℃)与没有承受这类蠕变应力的试样相比大大下降。这种屈服强度变差称作性能“退化(Degradierung)”(参见Pessah-Simonetti，P.Caron和T.Khan：Effect of long-term prior aging on tensile behaviour of high-performance single crystal superalloy，Journal de Physique IV，Colloque C7，第3卷，1993年11月)。
但如果并非在室温下、而是在例如950℃的高试验温度下进行拉伸试验，那么在受到不同负荷的材料之间则不存在或者几乎不存所述的屈服强度和可锻性差异。
发明内容
本发明的目的在于避免上述缺点。本发明基于如下任务：开发上述类型的镍基高温合金，其特征在于改善的劣化行为，例如在高温下经受长时间机械负荷之后，在室温下存在尽可能高的(剩余)强度％硬度。
根据本发明，上述任务通过如下方式解决：根据本发明的具有改善的劣化行为的镍基高温合金，其特征在于以下化学组成(以重量％给出)：
7.7-8.3Cr
5.0-5.25Co
2.0-2.1Mo
7.8-8.3W
5.8-6.1Ta
4.9-5.1Al
1.3-1.4Ti
0.1-0.6Pt
0.1-0.5Nb
0.11-0.15Si
0.11-0.15Hf
200-750ppm C
50-400ppm B
余量的镍和生产引起的杂质。
本发明的优点在于，该合金具有由EP 1 359 231 B1已知合金的非常好的特性(好的可铸造性，高温下有好的抗氧化性，好的持久强度)，而且在经过预先高温蠕变应力之后屈服强度在室温下不会下降，也就是具有良好的劣化行为。
如果合金具有以下组成(以重量％给出)，则特别有益：
7.7-8.3Cr
5.0-5.25Co
2.0-2.1Mo
7.8-8.3W
5.8-6.1Ta
4.9-5.1Al
1.3-1.4Ti
0.1-0.5Pt
0.1-0.2Nb
0.11-0.15Si
0.11-0.15Hf
200-300ppm C
50-100ppm B
余量的镍和生产引起的杂质。
特别优选的合金具有以下化学组成(以重量％给出)：
8Cr
5Co
2Mo
8W
6Ta
5Al
1.4Ti
0.5Pt
0.2Nb
0.1Si
0.1Hf
200ppm C
80ppm B
余量的镍和生产引起的杂质。这种合金特别适用于生产大型单晶部件，例如用于燃气轮机的叶片。
附图说明
附图中示出本发明的工作实施例。其中：
附图1各自示出对比合金的显微照片，
a)初始状态下，以及
b)经过冷轧并且随后在1050℃温度下进行204小时高温处理之后；
附图2各自示出本发明的合金的显微照片，
a)初始状态下，以及
b)经过冷轧并且随后在1050℃温度下进行204小时高温处理之后；
附图3对比合金VL和本发明的合金L的硬度与各组织状态(Gefügezustand)之间的关系。
具体实施方式
以下将根据附图1～3的工作实施例，对本发明进行详细阐述。对具有表1中给出的化学组成的镍基高温合金进行研究(以重量％给出)：
  对比合金(VL)  本发明所述的合金(L)
  Ni   余量  余量
  Cr   8  8
  Co   5  5
  Mo   2  2
  W   8  8
  Ta   6  6
  Al   5  5
  Ti   1.4  1.4
  Pt   -  0.5
  Nb   -  0.2
  Si   0.1  0.1
  B   0.008  0.008
  C   0.02  0.02
  Hf   0.1  0.1
表1：试验合金的化学组成
合金L是用于单晶部件的镍基高温合金，其组成落入本发明的权利要求范围，并且是特别有益的实施方案变型。对比合金VL是由现有技术(EP 1 359 231B1)已知的。该对比文件VL与本发明所述合金的区别在于没有与Pt和Nb形成合金。
碳和硼增强晶界，尤其是由镍基高温合金制成的SX或DS燃气轮机叶片的<001>方向出现的小角晶界，因为这些元素会在晶界上引起高温下稳定的碳化物和硼化物析出。此外存在于晶界之中或者沿着晶界存在的这些元素还会减少扩散过程，扩散过程是晶界削弱的主要原因。由此显著改善较长单晶部件(例如长度约为200至230mm的燃气轮机叶片)的可铸造性。
通过添加0.11至0.15重量％、优选0.1重量％的Si，尤其与大致相同数量级的Hf结合使用，与迄今已知的镍基高温合金相比显著改善高温下的抗氧化性。
铂和铌是按照本发明所述以受控的少量(Pt：0.1-0.6、优选0.5重量％，Nb：0.1-0.5、优选0.2重量％)加入到由EP 1 359 231 B1已知的合金(相应减少镍的剩余含量)之中的元素。这两个元素能影响γ′-相和γ-相之间的晶格位错大小，而晶格位错又是镍基单晶高温合金承受高温蠕变应力之后的相形态变化和材料剩余强度的原因。使用上述极限值的铂和铌进行微合金化导致高温下γ′-相和γ-相之间的晶格位错大致为零。这样使得γ′-相形成筏的趋势减小，甚至可以抑制这种趋势，也就是γ′-相保持球状。
基于这两种合金的组织形态的对比，很容易看出这一点。附图1a所示为对比合金VL的结构，附图2a所示为本发明合金L在初始状态下的结构。两种试样中的γ′-相均匀分布于基体(γ-相)之中，并且具有大致呈球状的形状。
与此不同，附图1b和附图2b所示为对比合金(附图1b)和本发明合金(附图2b)在冷变形(冷轧)并且随后在1050℃高温下进行204小时时效硬化处理之后的结构。
在附图1b中很容易看出对比合金的γ′-相的筏形成，因为γ′-相一方面已经相对于初始状态粗化，另一方面已朝向某一优先方向延伸。
与此不同的是，附图2b示出，本发明所述合金的γ′-相尽管同样也已相对于初始状态粗化，但是这里没有出现或者仅非常弱地出现γ′-相的筏形成。
从附图3明显看出，少量加入铂和铌而引起的这种不同组织形态对于室温下的特性有何影响。
附图3所示为室温下的维氏硬度与对应于附图1a和1b以及2a和2b所示对比合金VL和本发明所述合金L的各个组织状态之间的关系。左侧分别是初始状态的硬度HV2，右侧是在退化条件下(冷轧和在1050℃退火204小时)处理材料之后的硬度HV2。
这两种情况下均看出本发明所述合金的优越性。
在初始状态下，本发明所述合金的硬度HV2比对比合金高出大约10％。经过(退化)处理之后，室温测定的两种合金的硬度HV2尽管与各自的初始状态相比合乎预期地更低，但是本发明所述的合金L始终比对比合金VL高出超过5％。

Claims (3)

1.具有改善的劣化行为的镍基高温合金，特征在于以下化学组成(以重量％给出)：
7.7-8.3Cr
5.0-5.25Co
2.0-2.1Mo
7.8-8.3W
5.8-6.1Ta
4.9-5.1Al
1.3-1.4Ti
0.1-0.6Pt
0.1-0.5Nb
0.11-0.15Si
0.11-0.15Hf
200-750ppm C
50-400ppm B
余量的镍和生产引起的杂质。
2.根据权利要求1所述的镍基高温合金，尤其用于生产单晶部件，特征在于以下化学组成(以重量％给出)：
7.7-8.3Cr
5.0-5.25Co
2.0-2.1Mo
7.8-8.3W
5.8-6.1Ta
4.9-5.1Al
1.3-1.4Ti
0.1-0.5Pt
0.1-0.2Nb
0.11-0.15Si
0.11-0.15Hf
200-300ppm C
50-100ppm B
余量的镍和生产引起的杂质。
3.根据权利要求2所述的镍基高温合金，特征在于以下化学组成(以重量％给出)：
8Cr
5Co
2Mo
8W
6Ta
5Al
1.4Ti
0.5Pt
0.2Nb
0.1Si
0.1Hf
200ppm C
80ppm B
余量的镍和生产引起的杂质。
CN201110052881.8A 2010-02-05 2011-02-01 具有改善的劣化行为的镍基高温合金 Expired - Fee Related CN102146538B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CH00142/10 2010-02-05
CH00142/10A CH702642A1 (de) 2010-02-05 2010-02-05 Nickel-Basis-Superlegierung mit verbessertem Degradationsverhalten.

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN102146538A true CN102146538A (zh) 2011-08-10
CN102146538B CN102146538B (zh) 2015-07-22

Family

ID=42077557

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201110052881.8A Expired - Fee Related CN102146538B (zh) 2010-02-05 2011-02-01 具有改善的劣化行为的镍基高温合金

Country Status (5)

Country Link
US (1) US8696980B2 (zh)
EP (1) EP2354261B1 (zh)
JP (1) JP5787535B2 (zh)
CN (1) CN102146538B (zh)
CH (1) CH702642A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103827331A (zh) * 2011-09-28 2014-05-28 斯奈克玛 镍合金
CN105296806A (zh) * 2014-05-28 2016-02-03 阿尔斯通技术有限公司 用于粉末基增材制造方法中的γ’沉淀强化的镍基超合金

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CH701415A1 (de) * 2009-07-09 2011-01-14 Alstom Technology Ltd Nickel-Basis-Superlegierung.
JP6016016B2 (ja) * 2012-08-09 2016-10-26 国立研究開発法人物質・材料研究機構 Ｎｉ基単結晶超合金

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20040005238A1 (en) * 2002-04-30 2004-01-08 Douglas Arrell Nickel-base superalloy
EP1795621A1 (en) * 2005-12-09 2007-06-13 Hitachi, Ltd. High-strength and high-ductility ni-base superalloys, parts using them, and method of producing the same

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1520630A (en) * 1974-07-08 1978-08-09 Johnson Matthey Co Ltd Platinum group metal-containing alloys
US4764225A (en) * 1979-05-29 1988-08-16 Howmet Corporation Alloys for high temperature applications
US4643782A (en) * 1984-03-19 1987-02-17 Cannon Muskegon Corporation Single crystal alloy technology
US4719080A (en) 1985-06-10 1988-01-12 United Technologies Corporation Advanced high strength single crystal superalloy compositions
GB2234521B (en) * 1986-03-27 1991-05-01 Gen Electric Nickel-base superalloys for producing single crystal articles having improved tolerance to low angle grain boundaries
FR2686902B1 (fr) * 1992-02-05 1994-07-29 Onera (Off Nat Aerospatiale) Superalliage monocristallin a base de nickel a tenue a l'oxydation amelioree et procede de preparation.
US5435861A (en) 1992-02-05 1995-07-25 Office National D'etudes Et De Recherches Aerospatiales Nickel-based monocrystalline superalloy with improved oxidation resistance and method of production
US5270123A (en) * 1992-03-05 1993-12-14 General Electric Company Nickel-base superalloy and article with high temperature strength and improved stability

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20040005238A1 (en) * 2002-04-30 2004-01-08 Douglas Arrell Nickel-base superalloy
EP1795621A1 (en) * 2005-12-09 2007-06-13 Hitachi, Ltd. High-strength and high-ductility ni-base superalloys, parts using them, and method of producing the same

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103827331A (zh) * 2011-09-28 2014-05-28 斯奈克玛 镍合金
CN103827331B (zh) * 2011-09-28 2016-05-11 斯奈克玛 镍合金
CN105296806A (zh) * 2014-05-28 2016-02-03 阿尔斯通技术有限公司 用于粉末基增材制造方法中的γ’沉淀强化的镍基超合金
CN105296806B (zh) * 2014-05-28 2020-03-03 安萨尔多能源英国知识产权有限公司 用于粉末基增材制造方法中的γ’沉淀强化的镍基超合金

Also Published As

Publication number Publication date
US8696980B2 (en) 2014-04-15
US20110194972A1 (en) 2011-08-11
CN102146538B (zh) 2015-07-22
JP5787535B2 (ja) 2015-09-30
JP2011162878A (ja) 2011-08-25
CH702642A1 (de) 2011-08-15
EP2354261A1 (de) 2011-08-10
EP2354261B1 (de) 2014-08-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US9518310B2 (en) Superalloys and components formed thereof
JP5926480B2 (ja) ニッケル基超合金及びその部品
US8613810B2 (en) Nickel-base alloy, processing therefor, and components formed thereof
EP2591135B1 (en) Nickel-base alloy, processing therefor, and components formed thereof
JP3010050B2 (ja) 耐疲労亀裂進展性のニッケル基物品および合金並びに製造方法
JP5398123B2 (ja) ニッケル系合金
US8226886B2 (en) Nickel-based superalloys and articles
JP5867991B2 (ja) Ｎｉ基超合金物品の熱処理方法及び製品
JP6356800B2 (ja) 超合金及びそれからなる部品
JP2011012345A (ja) ニッケル基超合金及び該ニッケル基超合金から形成された部品
EP1842934A1 (en) Heat-resistant superalloy
JP6821147B2 (ja) 航空機エンジンケース用Ｎｉ基超耐熱合金及びこれからなる航空機エンジンケース
JP2008520829A (ja) ニッケルベース超合金
EP3290536A1 (en) Grain refinement in in706 using laves phase precipitation
CN102146538B (zh) 具有改善的劣化行为的镍基高温合金
JP5626920B2 (ja) ニッケル基合金の鋳造品、ガスタービン翼及びガスタービン
CN106133161A (zh) 沉淀硬化的镍合金、所述合金制成的部件及其制造方法
JP5063550B2 (ja) ニッケル基合金及びそれを用いたガスタービン翼
CN114318194B (zh) 一种镍基铸造高温合金及其热处理方法和合金铸件
EP1715068B1 (en) Nickel-based super-heat-resistant alloy and gas turbine component using same
CN106636755A (zh) 一种镍基高温合金和燃气涡轮发动机部件
CN106636756A (zh) 一种镍基高温合金和燃气涡轮发动机部件
CN117965962A (zh) 一种低膨胀镍基高温合金及其制备方法和应用
RU2325453C2 (ru) Жаропрочный сплав на основе никеля
JP5396445B2 (ja) ガスタービン

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
C56 Change in the name or address of the patentee
CP03 Change of name, title or address

Address after: Swiss Baden 5400 Bulangbo Fairui Street No. 7

Patentee after: ALSTOM TECHNOLOGY LTD

Address before: Baden, Switzerland

Patentee before: Alstom Technology Ltd.

TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20171206

Address after: Baden, Switzerland

Patentee after: Energy resources Switzerland AG

Address before: Swiss Baden 5400 Bulangbo Fairui Street No. 7

Patentee before: ALSTOM TECHNOLOGY LTD

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20150722

Termination date: 20190201