CN104120307A - 包含铁的浇铸镍基高温合金 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种浇铸镍基高温合金，其包含添加以替代镍的铁。所述浇铸镍基高温合金以重量％计包含约1-6％的铁、约7.5-19.1％的钴、约7-22.5％的铬、约1.2-6.2％的铝、任选的至多约5％的钛、任选的至多约6.5％的钽、任选的至多约1％的Nb、约2-6％的W、任选的至多约3％的Re、任选的至多约4％的Mo、约0.05-0.18％的C、任选的至多约0.15％的Hf、约0.004-0.015的B、任选的至多约0.1％的Zr，和余量Ni和偶然混入的杂质。所述高温合金的特征在于下述γ’溶线温度和γ’的摩尔分数，所述γ’溶线温度在不包含1-6％的Fe的高温合金的γ’溶线温度的5％以内，所述γ’的摩尔分数在不包含1-6％的Fe的高温合金的摩尔分数的15％以内。

Description

包含铁的浇铸镍基高温合金

技术领域

本发明涉及一种包含少量铁的成本有效的镍基高温合金，更具体地涉及一种用于涡轮翼型应用中的包含低重量百分比的铁来替代镍的浇铸镍基高温合金。

背景技术

位于燃气涡轮发动机的高温部段中的部件通常由高温合金形成，所述高温合金包括镍基高温合金、铁基高温合金、钴基高温合金和它们的组合。燃气涡轮发动机的高温部段包括燃烧器部段和涡轮机部段。在一些类型的涡轮发动机中，高温部段可包括排气部段。发动机的不同热部段可经受不同的条件，从而要求包含在不同部段中的组件的材料具有不同的性质。实际上，在相同部段中的不同部件可经历不同的条件，从而需要在不同部段中的不同的材料。

在发动机的涡轮机部段中的涡轮机叶片或涡轮翼型附接至涡轮机叶轮，并在由发动机的涡轮机部段排出的燃烧热废气中以极高速度旋转。这些叶片或翼型必须同时抗氧化和耐腐蚀，从而在使用的高温下保持它们的微结构，同时保持机械性质，如抗蠕变性/应力破裂、强度和延展性。由于这些涡轮机叶片具有复杂的形状，为了降低成本，它们应该可浇铸以降低加工材料的加工时间以及获得复杂形状的机械加工时间。

镍基高温合金通常已用于制备在发动机的热部段中使用的部件，因为它们可提供满足涡轮机部段环境的高要求条件的所需性质。这些镍基高温合金具有高温性能，同时由析出强化机制获得强度，所述析出强化机制包括产生γ’相析出物。浇铸形式的镍基高温合金用于叶片，且目前由诸如Rene'N4、Rene'N5(当适当热处理时，其形成高体积分数的γ’相析出物)和Rene80和In738(当适当热处理时，其形成略微更低体积分数的γ’相析出物)的镍基高温合金制得。为康涅狄格州费尔菲尔德的通用电气公司(General ElectricCompany,Fairfield,CT)的商标。诸如和IN939的形成甚至更低的体积分数的γ’相的其他镍基高温合金在更低温度应用(如喷嘴或排气应用)中使用。

高重量百分比的镍增加了镍基高温合金的成本，因为镍是昂贵的材料。另外，镍为战略合金，在全球许多关键行业中使用。即使其为战略资源，但镍的主要来源为澳大利亚、加拿大、新喀里多尼亚和俄罗斯。目前，在美国仅有一个运行的镍矿。因此，就成本方面和战略方面，寻找镍的有效低成本的替代品是有益的。

需要诸如镍基高温合金的高温合金中的镍的低成本替代品。更具体地，对于涡轮机应用，需要镍基高温合金的易于获得的低成本替代品，可使用所述低成本替代品而不影响合金的高温机械性质，包括诸如蠕变性/应力破裂、拉伸性质以及抗氧化性、耐腐蚀性和可浇铸性的性质。

发明内容

提供了一种浇铸镍基高温合金。在其最广实施例中，所述浇铸镍基高温合金以重量％计包含约1-6％的铁(Fe)、约7.5-19.1％的钴(Co)、约7-22.5％的铬(Cr)、约1.2-6.2％的铝(Al)、任选的至多约5％的钛(Ti)、任选的至多约6.5％的钽(Ta)、任选的至多约1％的Nb、约2-6％的钨(W)、任选的至多约3％的铼(Re)、任选的至多约4％的钼(Mo)、约0.05-0.18％的碳(C)、任选的至多约0.15％的铪(Hf)、约0.004-0.015的硼(B)、任选的至多约0.1％的锆(Zr)，和余量的镍(Ni)和偶然混入的杂质。

该浇铸镍基高温合金的特征在于，Fe以一对一的原子计替代基质中的Ni。然而，铁以不会不利地影响浇铸镍基高温合金的重要机械性质、镍基高温合金的微结构、其抗氧化性或其耐腐蚀性的量添加。铁替代镍降低了浇铸产品的全部成本。

根据与以举例的方式说明本发明的原理的附图结合的如下优选实施例的更详细的描述，本发明的其他特征和优点将显而易见。

附图说明

图1显示了镍基高温合金中增加的Fe对如下性质的影响：γ’相溶线、在1550°F下的γ’相摩尔分数、液相线-固相线差异(或凝固范围)和在1400°F下的σ相形成。

图2显示了镍基高温合金IN939中增加的Fe对如下性质的影响：γ’相溶线、在1550°F下的γ’相摩尔分数、液相线-固相线差异(或凝固范围)和在1550°F下的σ相形成。

图3显示了镍基高温合金中增加的Fe对如下性质的影响：γ’相溶线、在1700°F下的γ’相摩尔分数、液相线-固相线差异(或凝固范围)和在1700°F下的μ相形成。

图4显示了镍基高温合金RENE'80中增加的Fe对如下性质的影响：γ’相溶线、在1700°F下的γ’相摩尔分数、液相线-固相线差异(或凝固范围)和在1700°F下的TCP相形成。

图5显示了镍基高温合金IN738中增加的Fe对如下性质的影响：γ’相溶线、在1700°F下的γ’相摩尔分数、液相线-固相线差异(或凝固范围)和在1700°F下的TCP相形成。

图6显示了镍基高温合金RENE'N4中增加的Fe对如下性质的影响：γ’相溶线、在1800°F下的γ’相摩尔分数、液相线-固相线差异(或凝固范围)和在1800°F下的TCP相形成。

图7显示了镍基高温合金RENE'N5中增加的Fe对如下性质的影响：γ’相溶线、在1800°F下的γ’相摩尔分数、液相线-固相线差异(或凝固范围)和在1800°F下的TCP相形成。

具体实施方式

在本发明的一个广泛实施例中，所述浇铸镍基高温合金以重量％计包含1-5％的铁(Fe)、7.5-19.1％的钴(Co)、7-22.5％的铬(Cr)、1.2-6.2％的铝(Al)、至多5％的钛(Ti)、至多6.5％的钽(Ta)、至多1％的Nb、2-6％的钨(W)、至多3％的铼(Re)、至多4％的钼(Mo)、0.05-0.18％的碳(C)、至多0.15％的铪(Hf)、0.004-0.015的硼(B)、至多0.1％的锆(Zr)，以及余量的镍(Ni)和偶然混入的杂质。然而，由于Fe以原子水平替代性地添加至镍基质内以降低战略元素Ni的量，因此必须将超过痕量的Fe添加至合金以降低合金的全部成本，但不应添加过多的Fe而不利地影响合金的机械性质、耐腐蚀性、抗氧化性、可浇铸性或微结构。Fe的优选的量为1-4.5重量％。其他优选的量为1.5-3.5重量％的Fe，和3-5重量％的Fe。最优选的量在2-3％范围内。

包含Fe作为Ni替代品的镍基高温合金应具有比现有技术的不含Fe的合金的组成的γ’相(γ’)溶线温度小不超过5％的γ’相(γ’)溶线温度。合金也应该具有比现有技术的不含Fe的组成的γ’摩尔分数小不超过15％的γ’摩尔分数，优选比现有技术的不含Fe的组成的γ’摩尔分数小不超过10％的γ’摩尔分数。这些性质可影响操作温度、在温度下的强度、和在温度下的抗蠕变性/抗破裂性。

除非另外指出，否则本说明书所述的包含于合金中的各种元素的量以重量百分比表示。术语“余量基本上为Ni”或“合金的余量基本上为Ni”用于包括除了Ni之外的浇铸镍基高温合金中所固有的少量杂质和其他偶然混入的元素(其中的一些已在前描述)，所述杂质和其他附带元素的特性和/或量不影响镍基高温合金的有利方面。除非另外指出，否则本说明书讨论的析出可硬化镍基高温合金中的析出的量以摩尔分数表示，所述析出包括有利的析出(如γ’相)和不利的析出(如μ、σ和TCP相)。如本文所用，合金的名义组成(nominal composition)包括单独元素的组成的公认范围，包括合金的可得的公知规格(如以引用方式并入本文的AMS、SAE、MIL-标准)中认定的合金，即使单独的元素可被认定为通常与组成范围的中点相关的单个代表值。

数种不同类型的现有技术的浇铸镍基高温合金的名义组成如下提供于表1中。尽管这些浇铸镍基高温合金具有不同的组成，但大多数不包含任何Fe。仅In738包含Fe，且其保持在约0.5％的标称水平下。浇铸镍基高温合金通常被视为不含铁，并以基本上不含铁的组成提供。不希望受限于理论，据信不以更大的浓度包含Fe，因为已认为铁会不利地影响镍基高温合金的机械性质和抗氧化性。

表1

尽管如上所列的合金均为浇铸镍基高温合金，但基于性质存在组成的不同，这可支配浇铸产品的使用。因此，例如，和IN-739用于喷嘴铸件。如本说明书所用，这些材料称为低γ’合金。γ’为当Ni与Al和Ti组合时，当适当热处理时，所形成的加强析出。在形成γ’时，Ta、W、Nb和V可替代Ti或Al，尽管表1中的合金无一包含钒。

包括Rene'80和IN738的镍基高温合金称为中γ’合金，相比于低γ’合金含有更高体积分数的γ’，且相比于低γ’合金适用于更高温度、更高强度和更高耐蠕变性/抗应力破裂的应用。

诸如Rene'N4和Rene'N5的镍基高温合金包含比低γ’合金或中γ’合金更高体积分数的γ’，适用于燃气涡轮机的最热部段中的使用，并可承受最高应力条件。

低γ’合金通常特征在于低重量百分比的Al和Ti(相比于中γ’合金和高γ’合金)，所述Al和Ti与Ni组合以形成γ’,Ni₃(Al,Ti)。γ’为当适当热处理时，在浇铸镍基高温合金中形成的加强这些合金的析出。由和IN-739组成的喷嘴铸件为不经受高应力、蠕变或应力破裂的固定零件，因此这些低γ’相合金具有用于这些用途的足够强度。

Rene'80、IN-738、Rene'N4和Rene'N5可用于涡轮机桨叶或涡轮机叶片，以及用于燃气涡轮机的燃烧器部段中。(Rene'为北卡罗来纳州门罗的Allvac金属公司(Allvac Metals Corporation ofMonroe,North Carolina)的现在已取消的注册商标)。这些镍基材料为中γ’合金和高γ’合金，且特征在于相比于和IN-939更高重量百分比的Al和Ti。Al和Ti与Ni组合而形成γ’,Ni₃(Al,Ti)，γ’,Ni₃(Al,Ti)为当适当热处理时在浇铸镍基高温合金中形成的加强这些合金的析出。涡轮机叶片或桨叶在高速下旋转，并经受高应力和高温。由于这些叶片或桨叶在热的燃烧气体的流动路径中，它们也经受由于高旋转速度而导致的蠕变和应力破裂。在燃烧器和初级涡轮机部段中，(阶段1和阶段2)温度最高，气体温度可超过2000°F，尽管各种主动冷却方案和隔热涂层将合金材料的温度保持在1700-1900°F范围内的低温下。在之后的涡轮机级中，气体温度降低，且主动冷却方案和隔热涂层再次将形成叶片的合金材料保持在低于气体温度的1600-1800°F范围内的温度下。进一步在下游，例如在涡轮机排气管中，气体温度甚至更低。

由于需要更高的高温强度以及抗应力破裂性，低γ’材料不适用于燃烧器或涡轮机应用，尽管它们可在涡轮机的排气部段中的进一步下游(也称为喷嘴部段)具有用途。中γ’和高γ’加强材料提供用于在涡轮发动机的燃烧器和涡轮机部段中使用所需的另外的强度。另外的Al和/或Ti必须包含于这些合金的组成中，以产生加强这些合金的γ’，且表1中所列的这些合金的名义组成体现了在中γ’合金和高γ’合金中这些增加的重量百分比的Al和/或Ti和/或Ta和或W。

Al和Ti增加了高温合金中γ’的体积分数。高温合金的强度随着Al+Ti的增加而增加。强度也随着Al/Ti比的增加而增加。γ’的增加的体积分数也增加了高温合金的抗蠕变性。

添加Co，且据信Co改进浇铸镍基高温合金的应力和蠕变-破裂性质。

Cr增加高温合金的抗氧化性和耐热腐蚀性。还据信在C的存在下，Cr有助于在高温下高温合金的固溶体加强和改进的蠕变-破裂性质。

C有助于浇铸Ni基高温合金的改进的蠕变-破裂性质。C与Cr和可能的其他元素相互作用，以形成晶界碳化物。

Ta、W、Mo和Re为改进抗蠕变-破坏性的更高熔点的耐火元素。这些元素可有助于坚持到高温的γ基质的固溶体加强。Mo和W降低诸如Ti的硬化元素的扩散性，由此延长γ’的粗化所需的时间量，改进诸如蠕变-破坏的高温性质。在某些合金中形成γ’时，Ta和W也可替代Ti。

可包含Nb以促进γ”的形成，且在某些合金中形成γ’时，Nb可替代Ti，如上所述。

Hf、B和Zr以低重量百分比添加至浇铸镍基高温合金，以提供晶界加强。硼化物形成可在晶界中形成，以增强晶界延展性。也据信锆离析至晶界，并可有助于束缚任何残余杂质，同时有助于延展性。铪有助于浇铸高温合金中γ-γ’共熔合金的形成，以及有助于促进晶界γ’，所述晶界γ’有助于延展性。

尽管浇铸镍基高温合金不使用可观量的Fe(IN738使用0.5％)，但本发明用Fe在1重量％-6重量％的Fe、优选1重量％-5重量％的Fe范围内以一对一的原子水平替代Ni。Fe替代Ni基质中的Ni。Fe未用于浇铸镍基高温合金中，因为考虑到Fe可不利地影响浇铸Ni基高温合金的某些机械性质。由于这些镍基高温合金的高的镍和Cr含量，Ni+Cr大于65％，优选大于70％，因此至多5％的一对一原子水平的Fe对Ni的替换不应影响合金的抗氧化性。在镍基质内以原子水平添加的Fe将替代面心立方(fcc)基质中的Ni原子，并将降低用于合金中的战略元素Ni的量。这不仅降低涡轮机部件对关键元素Ni的依赖性，而且当将超过痕量的Fe添加至镍基合金时，其还用于降低这种部件的材料成本。

在替代基础上可添加至镍基高温合金的Fe的量必须不会不利地影响用于镍基高温合金的应用的机械性质。在之前段落中讨论了抗氧化性。在特定使用温度下的蠕变强度通常与在使用温度下的γ’的量相关，且使用温度也受到γ’溶线温度的影响。γ’溶线温度为γ’在基质中开始固溶或开始溶解之时的温度。γ’的量也直接与镍基高温合金的强度相关。合金的可浇铸性也不应受到影响，且可浇铸性与液相线-固相线温差相关。尽管熔融温度有利地轻松地在部件在使用过程中所经受的温度以上，凝固范围为合金的液相线与固相线温度之间的差异，即其中在合金中发生熔融液体向固体的转化的温度范围。大的凝固范围可不利地影响合金的可浇铸性。尽管凝固机制为一种复杂的过程，但是当金属进料可能受损时，在大的高温范围内发生的凝固可在更长的时间段内发生，从而导致合金中的离析，所述离析可导致浇铸缺陷，特别是在复杂铸件中。在一些情况中，可纠正与这种缺陷相关的问题，但可能需要重新设计模具，如熔模铸造模具。即使当浇铸缺陷可被去除时，也可能需要均化，这需要在高温下的另外的时间，由此增加了成本。通常，优选更小的凝固范围，这使离析达到最小，并允许如下设计：可以允许薄的部段首先凝固，且薄的部段从更大的部段进料。

如上所述，如同不含Fe的对应物，包含Fe的本发明的浇铸Ni基高温合金包含高体积分数的γ’，尽管体积分数将取决于合金组成而变化。本发明的浇铸高温合金由基本上均匀分布的细小γ’而获得其强度。在浇铸之后，为了产生合适的机械性质，浇铸合金必须进行热处理。优选的热处理循环需要在合金的γ’溶线以上使合金固溶通常约4小时，以溶解在固化过程中形成的任何γ’。随后为空气冷却，然后在低于γ’的温度下熟化，以产生细小均匀分布的析出物，通常在温度下1小时。如果需要，产生的析出物可在1350-1600°F的温度范围内进一步熟化或粗化合适的时间，以提供预定尺寸的析出物。如图1-7所示，固溶温度基于合金是低、中还是高γ’形式而变化。即使在那些类别之内，固溶温度将基于具体合金的组成而变化。通常，固溶温度随γ’含量的增加而增加。

现在参照图1-7，这些图大致上表示增加替代性地添加至镍基高温合金的Fe的重量百分比降低了γ’溶线温度并降低了γ’分数(摩尔分数)。增加Fe通常增加凝固范围。对于合金中的一些，增加Fe含量可增加不利的相(如TCP相、σ或μ相)的形成。尽管增加Fe通常影响所述这些性质，增加Fe含量对合金中的每一个的总体影响略微不同。

本发明的浇铸镍基高温合金的第一优选组成为低γ’合金，其以重量％计包含1-6％的Fe(有利地1-5％的Fe)、16-19.1％的Co、20-22.5％的Cr、0.8-2.5％的Al、1.2-4％的Ti、0.75-1.5％的Ta、0.5-1％的Nb、2-3％的W、0.08-0.15％的C、0.004-0.01的B、至多0.02％的Zr，和余量的Ni和附带杂质。更优选地，合金包含约1.5-3.5％的Fe，最优选地，合金包含约2-3％的Fe。具有该优选组成且包含5％水平的Fe的这种低γ’合金的γ’分数包括约0.15-0.33。这种低γ’合金的γ’溶线在1795-2015°F(约979-1102℃)范围内。这种低γ’合金的凝固范围(液相线-溶线差异)在152-180°F(约84-100℃)范围内。在一些低γ’合金中，σ相可形成至多0.07摩尔分数。

低γ’镍基合金的一个具体组成为其不含Fe的名义组成提供于表1中。根据本发明，的名义组成可包含1-5％的Fe，优选约3-5％的Fe，更优选1.5-3.5％的Fe，且最优选2-3％的Fe。增加Fe对的性质的影响示于图1中。增加Fe导致γ’溶线的下降。因此，增加中的Fe含量降低了由该合金所制得的制品可使用的最大温度。一旦通常通过仔细热处理而产生γ’，应该避免再固溶γ’。在不含Fe的情况下，γ’溶线为约1815°F(约990℃)。在3％Fe下，γ’溶线下降至约1807°F(约986℃)，并继续基本上线性下降至5％Fe，在5％Fe下，γ’溶线下降至约1795°F(约979℃)。在约5％Fe以上时，γ’溶线继续以基本上线性的方式降低，尽管线性降低的斜率显示为变得略微更大。γ’的摩尔分数也在1550°F(其为由该合金制得的部件可使用的温度中的一个)下随Fe含量的增加而降低。当合金不包含Fe时，γ’摩尔分数为约0.162。γ’摩尔分数线性降低至在3％Fe含量下的约0.16，并线性降低至在约5％Fe含量下的约0.15。γ’摩尔分数随Fe含量增加至5％以上而继续降低。随着Fe含量的增加，降低的γ’摩尔分数因此转化为降低强度和降低抗蠕变性。液相线-固相线差异(凝固范围)随Fe含量的增加而增加。当合金不包含Fe时，凝固范围为约140°F。凝固范围线性增加至3％Fe含量，在此时范围为约152°F，并进一步线性增加至在约5％Fe含量下的约162°F。随着Fe含量增加至5％以上，凝固范围继续增加。增加的凝固范围表示随着Fe含量的增加，可能的可浇铸性的问题。增加Fe含量对1550°F下σ相的形成无影响，尽管在约8.5％Fe下在1400°F下可能产生一些σ相。σ相为不希望的板，其不利地影响合金的延展性。

低γ’镍基合金的另一具体组成为IN939，其不含Fe的名义组成提供于表1中。根据本发明，IN939的名义组成可包含1-5％的Fe，优选约3-5％的Fe，更优选1.5-3.5％的Fe，且最优选2-3％的Fe。增加Fe对IN939的性质的影响示于图2中。增加Fe导致γ’溶线的下降。因此，增加IN939中的Fe含量降低了由该合金所制得的制品可使用的最大温度。一旦通常通过仔细热处理而产生γ’，应该避免再固溶γ’。在不含Fe的情况下，γ’溶线为约2030°F(约1100℃)。在3％Fe下，γ’溶线下降至约2015°F(约1101℃)，并继续基本上线性下降至5％Fe，在5％Fe下，γ’溶线下降至约2000°F(约1093℃)。在约5％Fe以上时，γ’溶线继续以基本上线性的方式降低，尽管线性降低的斜率显示为变得略微更大。γ’的摩尔分数也在1550°F(其为由该合金制得的部件可使用的温度中的一个)下随Fe含量的增加而降低。当合金不包含Fe时，γ’摩尔分数为约0.34。γ’摩尔分数线性降低至在3％Fe含量下的约0.33，并降低至在约5％Fe含量下的约0.32。γ’摩尔分数随Fe含量增加至5％以上而继续降低。随着Fe含量的增加，降低的γ’摩尔分数因此转化为降低强度和降低抗蠕变性。液相线-固相线差异(凝固范围)随Fe含量的增加而增加。当合金不包含Fe时，凝固范围为约165°F。凝固范围线性增加至3％Fe含量，在此时范围为约172°F，并进一步线性增加至在约5％Fe含量下的约180°F。随着Fe含量增加至5％以上，凝固范围继续增加。增加的凝固范围表示随着Fe含量的增加，可能的可浇铸性的问题。增加Fe含量影响在该合金中在1550°F下σ相的形成。σ相为不希望的板，其不利地影响合金的延展性。在不含Fe的情况下，存在小于0.01摩尔分数的σ相。σ相的摩尔分数线性增加至在3％Fe下的约0.04。σ相的摩尔分数以略微非线性的方式增加至在5％Fe下的约0.07的摩尔分数。

本发明的浇铸镍基高温合金的另一优选组成为中γ’合金，其以重量％计广泛地包含1-6％的Fe(有利地1-5％的Fe)、8.5-9.5％的Co、14-16％的Cr、3-3.5％的Al、3.4-5％的Ti、至多2.8％的Ta、至多约0.85％的Nb、2.6-4％的W、1.5-4％的Mo、0.1-0.18％的C、0.01-0.015的B、至多0.03％的Zr，和余量的Ni和附带杂质。更优选地，合金包含约1.5-3.5％的Fe，最优选地，合金包含约2-3％的Fe。具有在1700°F(约927℃)下的该优选组成且包含5％水平的Fe的这种中γ’合金的γ’分数(以摩尔分数计)包括约0.425-0.455。这种中γ’合金的γ’溶线在2040-2110°F(约1116-1154℃)范围内。这种中γ’合金的凝固范围(液相线-溶线差异)在90-100°F(约50-56℃)范围内。即使在5％Fe下，中γ’合金也基本上不含μ相，尽管在5％Fe下在这些合金中的一些中可形成至多0.01摩尔分数的TCP相。在其他合金中，不形成TCP相，直至添加显著更高百分比的Fe。

中γ’镍基合金的一个具体组成为其不含Fe的名义组成提供于表1中。根据本发明，的名义组成可另外包含1-5％的Fe，优选约3-5％的Fe，更优选1.5-3.5％的Fe，且最优选2-3％的Fe。增加Fe对的性质的影响示于图3中。增加Fe导致γ’溶线的下降。因此，增加中的Fe含量降低了由该合金所制得的制品可使用的最大温度。一旦通常通过仔细热处理而产生γ’，应该避免再固溶γ’。在不含Fe的情况下，γ’溶线为约2120°F(约1160℃)。在3％Fe下，γ’溶线下降至约2100°F(约1149℃)，并继续基本上线性下降至5％Fe，在5％Fe下，γ’溶线下降至约2090°F(约1143℃)。在约5％Fe以上，γ’溶线继续以基本上线性的方式降低。γ’的摩尔分数也在1700°F(其为由该合金制得的部件可使用的温度中的一个)下随Fe含量的增加而降低。当合金不包含Fe时，γ’摩尔分数为约0.50。γ’摩尔分数线性降低至在3％Fe含量下的约0.48，并降低至在约5％Fe含量下的约0.455％。如图3明显可见，在3％Fe与5％Fe之间线性降低的斜率增加。γ’摩尔分数随Fe含量增加至5％以上而继续降低。随着Fe含量的增加，降低的γ’摩尔分数因此转化为降低强度和降低抗蠕变性。液相线-固相线差异(凝固范围)随Fe含量的增加而增加。当合金不包含Fe时，凝固范围为约91°F。凝固范围线性增加至3％Fe含量，在此时范围为约97°F，并线性增加至在约5％Fe含量下的约100°F。随着Fe含量增加至5％以上，凝固范围继续增加。增加的凝固范围表示随着Fe含量的增加，可能的可浇铸性的问题。增加Fe含量显示为不影响在1700°F下TCP相的形成，且μ相不出现，直至Fe含量超过约7％。

中γ’镍基合金的另一具体组成为Rene'80，其不含Fe的名义组成提供于表1中。根据本发明，Rene'80的名义组成可另外包含1-5％的Fe，优选约3-5％的Fe，更优选1.5-3.5％的Fe，且最优选2-3％的Fe。增加Fe对Rene'80的性质的影响示于图4中。增加Fe导致γ’溶线的下降。因此，增加Rene'80中的Fe含量降低了由该合金所制得的制品可使用的最大温度。一旦通常通过仔细热处理而产生γ’，应该避免再固溶γ’。在不含Fe的情况下，γ’溶线为约2105°F(约1152℃)。在3％Fe下，γ’溶线下降至约2090°F(约1143℃)，并继续基本上线性下降至5％Fe，在5％Fe下，γ’溶线下降至约2080°F(约1138℃)。在约5％Fe以上，γ’溶线继续以基本上线性的方式降低。γ’的摩尔分数也在1700°F(其为由该合金制得的部件可使用的温度中的一个)下随Fe含量的增加而降低。当合金不包含Fe时，γ’摩尔分数为约0.46。γ’摩尔分数线性降低至在3％Fe含量下的约0.45，并降低至在约5％Fe含量下的约0.44％。如图4明显可见，随着Fe含量陡然增加和下降，γ’的摩尔分数继续降低。随着Fe含量的增加，降低的γ’摩尔分数因此转化为降低强度和降低抗蠕变性。液相线-固相线差异(凝固范围)随Fe含量的增加而增加。当合金不包含Fe时，凝固范围为约94°F。凝固范围线性增加至3％Fe含量，在此时范围为约96°F，并线性增加至在约5％Fe含量下的约100°F。随着Fe含量增加至5％以上，凝固范围继续增加。增加的凝固范围可表示随着Fe含量的增加，可能的可浇铸性的问题，尽管凝固范围在感兴趣的铁含量下为基本上平坦的。增加Fe含量增加了在1700°F下TCP相的形成。在3％Fe下，TCP相摩尔分数小于0.01，并增加至在5％Fe下的约0.01。TCP相不同于之前所述的σ相，其为镍基高温合金中不希望的相，因为其不利地影响合金的机械性质。

中γ’镍基合金的又一具体组成为IN738，其名义组成提供于表1中。应注意，现有技术的IN738的名义组成已允许至多0.5％的Fe。本发明预期IN738可标称地包含另外的Fe，为1-5％的Fe，优选约3-5％的Fe，更优选1.5-3.5％的Fe，且最优选2-3％的Fe。增加Fe对IN738的性质的影响示于图5中。增加Fe导致γ’溶线的下降。因此，增加IN738中的Fe含量降低了由该合金所制得的制品可使用的最大温度。一旦通常通过仔细热处理而产生γ’，应该避免再固溶γ’。在不含Fe的情况下，γ’溶线为约2072°F(约1133℃)。在3％Fe下，γ’溶线下降至约2055°F(约1124℃)，并继续基本上线性下降至5％Fe，在5％Fe下，γ’溶线下降至约20400°F(约1116℃)。在约5％Fe以上，γ’溶线继续以基本上线性的方式降低。γ’的摩尔分数也在1700°F(其为由该合金制得的部件可使用的温度中的一个)下随Fe含量的增加而降低。当合金不包含Fe时，γ’摩尔分数仅在0.45以下。γ’摩尔分数线性降低至在3％Fe含量下的约0.44，并降低至在约5％Fe含量下的约0.425％。如图5明显可见，随着Fe含量陡然增加和下降至5％以上，γ’的摩尔分数继续降低。随着Fe含量的增加，降低的γ’摩尔分数因此转化为降低强度和降低抗蠕变性。液相线-固相线差异(凝固范围)随Fe含量的增加而增加。当合金不包含Fe时，凝固范围为约89°F。凝固范围略微线性增加至3％Fe含量，在此时范围为约91°F，并线性增加至在约5％Fe含量下的约97°F。随着Fe含量增加至5％以上，凝固范围继续增加。增加的凝固范围可表示随着Fe含量的增加，可能的可浇铸性的问题，尽管凝固范围在感兴趣的铁含量下为基本上平坦的。在该合金中增加Fe含量不显示为增加在1700°F下有害的TCP相的形成，直至Fe含量为10％或更大。

本发明的浇铸镍基高温合金的另一优选组成为高γ’合金，其以重量％计广泛地包含1-6％的Fe(有利地1-5％的Fe)、7.0-8.0％的Co、6.5-10.5％的Cr、3.5-6.5％的Al、至多约4％的Ti、4.5-6.8％的Ta、至多约0.6％的Nb、4.6-6.4％的W、至多3.2％的Re、1.3-1.7％的Mo、0.04-0.06％的C、0.13-0.17％的Hf、0.003-0.005％的B，和余量的Ni和附带杂质。更优选地，合金包含约1.5-3.5％的Fe，最优选地，合金包含约2-3％的Fe。具有在1800°F(约982℃)下的该优选组成且包含5％水平的Fe的这种高γ’相合金的γ’分数(以摩尔分数计)大于0.5摩尔分数，优选包括约0.52-0.59摩尔分数。这种高γ’合金的γ’溶线在2135-2285°F(约1168-1252℃)范围内。这种高γ’合金的凝固范围(液相线-溶线差异)在105-115°F(约58-64℃)范围内。随着Fe含量的增加，高γ’高温合金相比于低和中γ’高温合金，TCP相可呈现更多的问题，因为这些高γ’高温合金显示出更易于形成TCP相。在1800°F下，在5％铁含量下，这些合金有利地形成小于0.03摩尔分数，优选小于0.025摩尔分数的TCP相，且TCP相随着Fe含量的增加而增加。

高γ’镍基合金的一个具体组成为Rene'N4，其不含Fe的名义组成提供于表1中。根据本发明，Rene'N4的名义组成可另外包含1-5％的Fe，优选约3-5％的Fe，更优选1.5-3.5％的Fe，且最优选2-3％的Fe。增加Fe对Rene'N4的性质的影响示于图6中。增加Fe导致γ’溶线的下降。因此，增加Rene'N4中的Fe含量降低了由该合金所制得的制品可使用的最大温度。一旦通常通过仔细热处理而产生γ’，应该避免再固溶γ’。在不含Fe的情况下，Rene'N4的γ’溶线为约2195°F(约1202℃)。在3％Fe下，γ’溶线下降至约2100°F(约1149℃)，并继续基本上线性下降至5％Fe，在5％Fe下，γ’溶线下降至约2175°F(约1191℃)。在约5％Fe以上，γ’溶线继续以基本上线性的方式降低。γ’的摩尔分数也在1800°F(其为由该合金制得的部件可使用的温度中的一个)下随Fe含量的增加而降低。当合金不包含Fe时，γ’摩尔分数为约0.555。γ’摩尔分数线性降低至在3％Fe含量下的约0.54，并降低至在约5％Fe含量下的约0.51％。如图6所示，随着Fe含量的增加，γ’摩尔分数继续线性降低。随着Fe含量的增加，降低的γ’摩尔分数因此转化为降低强度和降低抗蠕变性。液相线-固相线差异(凝固范围)随Fe含量的增加而增加。当合金不包含Fe时，凝固范围为约98°F。凝固范围随着Fe含量的增加而线性增加。在3％Fe含量下，范围为约110°F，并线性增加至在约5％Fe含量下的约117°F。随着Fe含量增加至5％以上，凝固范围继续增加。增加的凝固范围表示随着Fe含量的增加，可能的可浇铸性的问题。增加Fe含量影响在1800°F下TCP相的形成，在2％Fe以下时显示极少形成或不形成TCP相，然后TCP相在约2％Fe含量下开始形成，并在5％Fe下增加至约0.015，且随着Fe含量的进一步增加而继续增加。

高γ’镍基合金的另一具体组成为Rene'N5，其不含Fe的名义组成提供于表1中。根据本发明，Rene'N5的名义组成可另外包含1-5％的Fe，优选约3-5％的Fe，更优选1.5-3.5％的Fe，且最优选2-3％的Fe。增加Fe对Rene'N5的性质的影响示于图7中。增加Fe导致γ’溶线的下降。因此，增加Rene'N5中的Fe含量降低了由该合金所制得的制品可使用的最大温度。一旦通常通过仔细热处理而产生γ’，应该避免再固溶γ’。在不含Fe的情况下，Rene'N5的γ’溶线为2300°F(约1260℃)以上。在3％Fe下，γ’溶线下降至约2255°F(约1235℃)，并继续基本上线性下降至5％Fe，在5％Fe下，γ’溶线下降至约2220°F(约1216℃)。在约5％Fe以上，γ’溶线继续以基本上线性的方式降低。γ’的摩尔分数也在1800°F(其为由该合金制得的部件可使用的温度中的一个)下随Fe含量的增加而降低。当合金不包含Fe时，γ’摩尔分数为约0.59。γ’摩尔分数线性降低至在3％Fe含量下的约0.56，并降低至在约5％Fe含量下的约0.53。如图7所示，随着Fe含量的增加，γ’相摩尔分数继续线性降低。随着Fe含量的增加，降低的γ’摩尔分数因此转化为降低强度和降低抗蠕变性。液相线-固相线差异(凝固范围)随Fe含量的增加而增加。当合金不包含Fe时，凝固范围为约102°F。凝固范围随着Fe含量的增加而线性增加。在3％Fe含量下，范围为约115°F，并线性增加至在约5％Fe含量下的约121°F。随着Fe含量增加至5％以上，凝固范围继续增加。增加的凝固范围表示随着Fe含量的增加，可能的可浇铸性的问题，且尽管凝固范围增加，凝固范围的变化不大：由不含Fe的合金至包含5％Fe的合金变化为约20°F。增加Fe含量影响在1800°F下TCP相的形成，从而显示随着Fe含量的增加而略微增加的TCP相的形成。Rene'N5已显示出易形成TCP相。在无Fe含量的情况下，约0.02摩尔分数的TCP相在Rene'N5中形成。尽管增加Fe含量增加了所形成的TCP相的摩尔分数，但所述增加为线性的，且斜率小。在3％Fe下，约.025摩尔分数的TCP相在1800°F下在Rene'5中形成。在5％Fe下，约.028摩尔分数的TCP相在1800°F下在Rene'5中形成。

尽管参照优选实施例描述了本发明，但本领域技术人员应了解，在不偏离本发明的范围下，可进行各种改变，且等同物可替代本发明的元件。另外，在不偏离本发明的基本范围下，可进行许多修改以使特定的情况或材料适合本发明的教导。因此，本发明不旨在局限于作为进行本发明的预期最佳模式而公开的特定实施例，而是本发明将包括落入所附权利要求书的范围内的所有实施例。

Claims (18)

1.一种浇铸镍基高温合金，其以重量％计包含：

约1-6％的Fe；

约7.5-19.1％的Co；

约7-22.5％的Cr；

约1.2-6.2％的Al；

至多约5％的Ti；

约0.94-6.5％的Ta；

约2-6％的W；

至多约3％的Re；

至多约4％的Mo；

至多约0.18％的C；

至多约0.15％的Hf；

约0.004-0.015的B；

约0.01-0.1％的Zr；和

余量的Ni和偶然混入的杂质。

2.根据权利要求1所述的浇铸镍基高温合金，其特征在于，包含约1-5重量％的Fe。

3.根据权利要求1所述的浇铸镍基高温合金，其特征在于，包含约3-5重量％的Fe。

4.根据权利要求1所述的浇铸镍基高温合金，其特征在于，包含1-4.5重量％的Fe。

5.根据权利要求4所述的浇铸镍基高温合金，其特征在于，包含1.5-3.5重量％范围内的Fe。

6.根据权利要求5所述的浇铸镍基高温合金，其特征在于，包含2-3重量％范围内的Fe。

7.根据权利要求1所述的浇铸镍基高温合金，其特征在于，所述高温合金的特征在于比不包含1-6％的Fe的高温合金的γ’溶线温度小不超过5％的γ’溶线温度。

8.根据权利要求1所述的浇铸镍基高温合金，其特征在于，所述高温合金的特征在于比不包含1-6％的Fe的高温合金的γ’摩尔分数小不超过15％的γ’摩尔分数。

9.根据权利要求1所述的浇铸镍基高温合金，其特征在于，所述高温合金为低γ’高温合金，其中所述高温合金具有以重量％计包含如下的组成：

1-6％的Fe，

16-19.1％的Co，

20-22.5％的Cr，

0.8-2.5％的Al，

1.2-4％的Ti，

0.75-1.5％的Ta，

0.5-1％的Nb，

2-3％的W，

0.08-0.15％的C，

0.004-0.01的B，

至多0.02％的Zr，和

余量的Ni和偶然混入的杂质。

10.根据权利要求9所述的低γ’高温合金，其特征在于，所述高温合金具有以重量％计包含如下的名义组成：

1-6％的Fe，

19.1％的Co，

22.5％的Cr，

1.2％的Al，

2.3％的Ti，

0.94％的Ta，

0.5-1％的Nb，

0.8％的Nb，

2％的W，

0.08％的C，

0.004％的B，

0.02％的Zr，和

余量的Ni和偶然混入的杂质。

11.根据权利要求9所述的低γ’高温合金，其特征在于，所述高温合金具有以重量％计包含如下的名义组成：

1-6％的Fe，

19％的Co，

22.5％的Cr，

1.9％的Al，

3.7％的Ti，

1.4％的Ta，

1％的Nb，

2％的W，

0.15％的C，

0.01％的B，

0.1％的Zr，和

余量的Ni和偶然混入的杂质。

12.根据权利要求1所述的浇铸镍基高温合金，其特征在于，所述高温合金为中γ’合金，其中所述高温合金具有以重量％计包含如下的组成：

1-6％的Fe，

8.5-9.5％的Co，

14-16％的Cr，

3-3.5％的Al，

3.4-5％的Ti，

至多2.8％的Ta，

至多约0.85％的Nb，

2.6-4％的W，

1.5-4％的Mo，

0.1-0.18％的C，

0.01-0.015的B，

至多0.03％的Zr，和

余量的Ni和偶然混入的杂质。

13.根据权利要求12所述的中γ’高温合金，其特征在于，所述高温合金具有以重量％计包含如下的名义组成：

1-6％的Fe，

9.5％的Co，

14％的Cr，

3％的Al，

4.9％的Ti，

2.8％的Ta，

3.8％的W，

1.5％的Mo，

0.1％的C，

0.01％的B，和

余量的Ni和偶然混入的杂质。

14.根据权利要求12所述的中γ’高温合金，其特征在于，所述高温合金具有以重量％计包含如下的名义组成：

1-6％的Fe，

9.5％的Co，

14％的Cr，

3％的Al，

5％的Ti，

4％的W，

4％的Mo，

0.17％的C，

0.015的B，

0.03％的Zr，和

余量的Ni和偶然混入的杂质。

15.根据权利要求12所述的中γ’高温合金，其特征在于，所述高温合金具有以重量％计包含如下的名义组成：

1-6％的Fe，

8.5％的Co，

16％的Cr，

3.45％的Al，

3.45％的Ti，

至多1.75％的Ta，

至多约0.85％的Nb，

2.6％的W，

1.75％的Mo，

0.18％的C，

0.01％的B，

0.01％的Zr，和

余量的Ni和偶然混入的杂质。

16.根据权利要求1所述的浇铸镍基高温合金，其特征在于，所述高温合金为高γ’合金，其中所述高温合金具有以重量％计包含如下的组成：

1-6％的Fe，

7.0-8.0％的Co，

6.5-10.5％的Cr，

3.5-6.5％的Al，

至多约4％的Ti，

4.5-6.8％的Ta，

至多0.6％的Nb，

4.6-6.4％的W，

至多3.2％的Re，

1.3-1.7％的Mo，

0.04-0.06％的C，

0.13-0.17％的Hf，

0.003-0.005％的B，和

余量的Ni和偶然混入的杂质。

17.根据权利要求16所述的高γ’高温合金，其特征在于，所述高温合金具有以重量％计包含如下的名义组成：

1-6％的Fe，

7.5％的Co，

9.75％的Cr，

4.2％的Al，

3.5％的Ti，

4.8％的Ta，

0.5％的Nb，

6％的W，

1.5％的Mo，

0.05％的C，

0.15％的Hf，

0.004％的B，和

余量的Ni和偶然混入的杂质。

18.根据权利要求16所述的高γ’高温合金，其特征在于，所述高温合金具有以重量％计包含如下的名义组成：

1-6％的Fe，

7.5％的Co，

7％的Cr，

6.2％的Al，

6.5％的Ta，

5％的W，

3％的Re，

1.5％的Mo，

0.05％的C，

0.15％的Hf，

0.004％的B，和

余量的Ni和偶然混入的杂质。