CN104946933A - 镍基超合金及由其制成的构件 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及镍基超合金及由其制成的构件，γ′镍基超合金及由其制成的构件展示出改善的包括蠕变和保持时间疲劳裂纹扩展特性的高温停留能力。构件的具体示例是燃气涡轮发动机的粉末冶金的涡轮圆盘。γ′镍基超合金按重量包含：18.0％至30.0％的钴、11.4％至16.0％的铬、最多6.0％的钽、2.5％至3.5％的铝、2.5％至4.0％的钛、5.5％至7.5％的钼，最多2.0％的铌、最多2.0％的铪、0.04％至0.20％的碳、0.01％至0.05％的硼、0.03％至0.09％的锆、余下基本上是镍和杂质，其中，钛对铝的重量比是0.71至1.60。

Description

镍基超合金及由其制成的构件
本申请是2010年5月28日提交的申请号为201010196635.5、发明名称为“镍基超合金及由其制成的构件”的发明专利申请的分案申请。
技术领域
本发明一般地涉及镍基合金成分，且更特别地，涉及适合于要求多晶显微构造和高温停留能力(dwell capability)的构件(例如燃气涡轮发动机的涡轮圆盘)的镍基超合金。
背景技术
燃气涡轮发动机的涡轮部处在燃烧器部的下游，并且包含转子轴和一个或多个涡轮级，各个涡轮级均具有由轴安装或者以另外方式由轴支撑的涡轮圆盘(转子)，以及安装在圆盘的外围并且从圆盘的外围径向延伸的涡轮叶片。在燃烧器和涡轮部内的构件通常由超合金材料制成，以便在处于因热燃烧气体而导致的升高的温度中时达到可接受的机械性能。在现代高压力比燃气涡轮发动机中的更高的压缩机出口温度也使得将高性能镍超合金使用于压缩机圆盘、叶盘和其它构件成为必要。用于指定构件的适合的合金成分和显微构造取决于构件遭受的具体温度、压力和其它条件。比方说，例如叶片和导叶的翼型件构件通常由等轴、定向凝固(DS)或单晶体(SX)超合金制成，然而涡轮圆盘典型地由必须经受仔细受控的锻造、热处理和例如喷丸处理的表面处理的超合金制成，以产生具有受控晶粒结构的多晶显微构造和期望的机械性能。
涡轮圆盘常由γ′沉淀强化镍基超合金(在下文中简称γ′镍基超合金)制成，γ′镍基超合金包含铬、钨、钼、铼和/或钴，这些元素作为与镍结合以形成伽玛(γ)基体的主要元素，并且γ′镍基超合金还包含铝、钛、钽、铌和/或钒，它们作为与镍结合以形成期望的γ′沉淀强化相(主要是Ni3(Al,Ti))的主要元素。特别著名的γ′镍基超合金包括René 88DT(R88DT;美国专利No.4,957,567)和René 104(R104;美国专利No.6,521,175)，以及以Inconel®、Nimonic®和Udimet®商标可在商业上获得的某些镍基超合金。R88DT具有以下成分 (按重量)：大约15.0％-17.0%的铬、大约12.0％-14.0％的钴、大约3.5％-4.5％的钼、大约3.5％-4.5％的钨、大约1.5％-2.5％的铝、大约3.2％-4.2％的钛、大约0.5％-1.0％的铌、大约0.010％-0.060％的碳、大约0.010％-0.060％的锆、大约0.010％-0.040％的硼、大约0.0％-0.3％的铪、大约0.0％-0.01％的钒、大约0.0％-0.01％的钇、余下的镍和附带的杂质。R104具有以下的名义成分(按重量)：大约16.0％-22.4％的钴、大约6.6％-14.3％的铬、大约2.6％-4.8％的铝、大约2.4％-4.6％的钛、大约1.4％-3.5％的钽、大约0.9％-3.0％的铌、大约1.9％-4.0％的钨、大约1.9％-3.9％的钼、大约0.0％-2.5％的铼、大约0.02％-0.10％的碳、大约0.02％-0.10％的硼、大约0.03％-0.10％的锆、余下的镍和附带的杂质。
圆盘和其它关键的燃气涡轮发动机构件常由坯件锻造而成，而坯件通过粉末冶金法(P/M)、传统铸造和锻造加工、以及喷射铸造(spraycast)或者成核铸造(nucleated casting)形成技术生产。由粉末冶金法形成的γ′镍基超合金尤其能够提供蠕变、抗拉和疲劳裂纹扩展特性的良好平衡，以满足涡轮圆盘及某些其它燃气涡轮发动机构件的性能要求。在典型的粉末冶金加工中，所需的超合金的粉末经历固结，例如通过热等静压(HIP)和/或挤压固结。产生的坯件然后以稍微低于合金的γ′固溶温度的温度等温锻造，以接近超塑性形成条件，超塑性形成条件允许通过高几何应变的积聚的模槽填充，而没有显著的冶金学应变的积聚。这些加工步骤设计成保持最初在坯件内的精细晶粒尺寸(例如ASTM10到13或者更精细)，获得高的可塑性以填充近终形的锻模，避免在锻造期间的断裂并且维持相对低的锻件和模应力。为了改善在升高温度下的疲劳裂纹扩展抵抗性和机械性能，然后在这些合金的γ′固溶温度之上对这些合金进行热处理(通常称为超固溶热处理(supersolvus heat treatment))，以引起晶粒显著、均匀的粗化。
尽管例如R88DT和R104的合金已经提供了超合金的高温能力方面的显著提升，但更进一步的改善还是被不断地探求。例如，因为与更先进的军事和商业发动机应用相关的高温和应力，高温停留能力已经突出为重要的因素。由于开发了更高温度且更先进的发动机，当前合金的蠕变和裂纹扩展特性倾向于达不到所要求的能力以满足任务/寿命目标以及先进的圆盘应用的要求。已经变得清楚的是，满足该挑战的具体方面是研究出这样的成分，其在1200F°(大约650℃)以及更高温度下展示出在蠕变和保持时间(停留)疲劳裂纹扩展速率特性方面期望且平衡的改善，同时还具有良好的可生产性和热稳定性。然而，以下的事实使得该挑战变得复杂，即难以同时改善蠕变和裂纹扩展特性，并且某些合金成分的存在与否和存在于超合金中的合金成分的水平的相对小的变化均可显著地影响蠕变和裂纹扩展特性。
发明内容
本发明提供γ′镍基超合金和由其形成的构件，这些构件展示出改善的包括蠕变和保持时间疲劳裂纹扩展特性的高温停留能力。
根据本发明的第一方面，γ′镍基超合金包含以下成分(按重量)：18.0％到30.0％的钴、11.4％到16.0％的铬、最多6.0％的钽、2.5％到3.5％的铝、2.5％到4.0％的钛、5.5％到7.5％的钼、最多2.0％的铌、最多2.0％的铪、0.04％到0.20％的碳、0.01％到0.05％的硼、0.03％到0.09％的锆，余下基本上是镍和杂质，其中钛对铝的重量比是0.71至1.60。在本发明的某些优选实施例中，γ′镍基超合金基本上没有钨，即，包含0.1重量百分比或更少。
本发明的另一方面是可由上述合金形成的构件，构件的具体示例包括涡轮圆盘和压缩机圆盘以及燃气涡轮发动机的叶盘(blisk)。
本发明的一个显著优点是如上所述的镍基超合金为高温停留特性方面的平衡的改善提供了可能，该平衡的改善包括在1200℉(大约650℃)以及更高的温度下的蠕变和保持时间疲劳裂纹扩展速率(HTFCGR)的改善，同时上述镍基超合金还具有良好的可生产性和良好的热稳定性。在其它特性方面的改善也认为是可能的，尤其是如果使用粉末冶金法、热加工和热处理技术进行适当的加工。
根据以下具体实施方式，本发明的其它方面和优点将变得更好理解。
附图说明
图1是在燃气涡轮发动机中使用的一种类型的涡轮圆盘的透视图。
图2是列出了由本发明确定为用作涡轮圆盘合金的可能成分的第一系列的镍基超合金成分的表格。
图3是对图2的镍基超合金成分编制了各种预测特性的表格。
图4是根据图3的数据绘制了蠕变和保持时间疲劳裂纹扩展速率的图。
图5是列出了由本发明确定为用作涡轮圆盘合金的可能成分的第二系列的镍基超合金成分的表格。
图6是对图5的镍基超合金成分编制了各种预测特性的表格。
图7是根据图6的数据绘制了蠕变和保持时间疲劳裂纹扩展速率的图。
图8是列出了由本发明确定为用作涡轮圆盘合金的可能成分的第三系列的镍基超合金成分的表格。
图9是对图8的镍基超合金成分编制了各种预测特性的表格。
图10是对图8的镍基超合金成分绘制了断裂数据相对HTFCGR数据的图。
部件目录
10 圆盘。
具体实施方式
本发明指向γ′镍基超合金，特别是那些适合于通过热加工(例如锻造)操作制造以具有多晶显微构造的构件的γ′镍基超合金。图1中描绘的具体示例是用于燃气涡轮发动机的高压涡轮圆盘10。将参考用于燃气涡轮发动机的高压涡轮圆盘的加工而讨论本发明，尽管本领域技术人员将理解本发明的教导和好处还可应用于压缩机圆盘和燃气涡轮发动机的叶盘以及许多其它构件，这些构件在高温下遭受应力并且因而要求高温停留能力。
图1中所示类型的圆盘典型地通过对细晶粒的坯件进行等温锻造而制造，该细晶粒的坯件由粉末冶金法(PM)、铸造和锻造加工、或者喷射铸造或者成核铸造类技术形成。在一个利用粉末冶金方法的优选的实施例中，坯件可通过固结超合金粉末形成，例如通过热等静压(HIP)或者挤压固结。典型地以处在或接近合金的再结晶温度但低于合金的γ′固溶温度的温度并且在超塑性形成条件下锻造该坯件。在锻造后，进行超固溶(supersolvus)(溶解)热处理，在此期间发生晶粒长大。超固溶热处理以高于超合金的γ′固溶温度(但低于初始熔化温度)的温度进行，以使加工过的晶粒结构再结晶并且分解(溶解)在超合金中的γ′沉淀。在超固溶热处理之后，以合适的速率冷却构件以在γ基体内或在晶界处再沉淀γ′，从而达到期望的特别的机械性能。构件还可经历使用已知技术的老化。
通过使用专用的分析预测方法研究出本发明的超合金成分，该方法旨在确定相比现有镍基超合金能够展现出更好的高温停留能力的合金成分和水平。更具体地，分析和预测利用了专用的研究，该研究涉及对于按上述方式制造的涡轮圆盘的抗拉、蠕变、保持时间(停留)裂纹扩展速率、密度和其它重要的或期望的机械性能的基本传递函数的确定。通过同时求解这些传递函数，执行成分的评估以确定显得具有满足先进的涡轮发动机要求所期望的机械性能特性的那些成分，所期望的机械性能特性包括蠕变和保持时间疲劳裂纹扩展速率(HTFCGR)。分析研究还利用可在商业上获得的软件包以及专用的数据库以预测基于成分的相体积分数，容许了接近或在一些情况下稍微超出不期望的平衡相稳定性边界的成分的进一步确定。最终，确定溶解温度和γ′及碳化物的优选的量以确定具有机械性能、相成分和γ′体积分数的期望结合的成分，同时避免了不期望的相，如果平衡相因为使用中的环境特性而充分地形成，该不希望的相可降低使用中的能力。在该研究中，可以基于从历史上的圆盘合金开发工作中获得的挑选后的数据创立回归方程式或传递函数。该研究还依赖于上述镍基超合金R88DT和R104的定性和定量的数据。
为确定可能的合金成分而使用的具体标准包括要求γ′((Ni,Co)3(Al,Ti,Nb,Ta))的体积百分数大于R88DT中γ′((Ni,Co)3(Al,Ti,Nb,Ta))的体积百分数，其目的在于在延长的时期内提高在1400℉(大约760℃)以及更高温度下的强度。为了在热处理和淬火期间使制造容易，不高于2200℉(大约1200℃)的γ′固溶温度也被确定为是所期望的。另外，某些成分参数被确定为对于成分的出发点，包括为了高温强度而包含铪、为了抗腐蚀的10％重量或更多的铬水平、大于名义R88DT水平以维持γ′(Ni3(Al,Ti,Nb,Ta))稳定性的铝水平、以及大于18％重量以帮助最小化堆积断层能(fault energy)(为良好的循环特性而期望)并且控制γ′固溶温度的钴水平。回归方程式和现有的经验还显示为改善高温特性，难熔元素的相对高的水平是期望的，并且利用钛、钨、铌和钼水平的选择性平衡以最优化蠕变和保持时间疲劳裂纹扩展特性。最终，利用涉及特定的机械性能的回归因素以严密地确定可能能够展示出优良的高温保持时间(停留)特性的可能合金成分，如果不对非常大量的合金进行广泛的实验，将不能以其它方式确定这些合金成分。此类性能包括极限抗拉强度(UTS) (在1200℉(大约650℃) 下)、屈服强度(YS)、延伸率(EL)、断面收缩率(RA)、蠕变(在1200℉和115ksi(大约650℃和大约790MPa)下到0.2％蠕变的时间)、保持时间(停留)疲劳裂纹扩展速率(FTFCGR;da/dt) (在1300℉(大约700℃)下)以及25ksi√in(大约27.5MPa√m)的最大应力强度、疲劳裂纹扩展速率(FCGR)、γ′体积百分数(γ′%)和γ′固溶温度(固溶温度)，它们均在回归基础上被评估。用于此处介绍的这些性能的单位是用于UTS和YS的ksi、用于EL、RA和γ′体积百分数的百分数、用于蠕变的小时数、用于裂纹扩展速率(HTFCGR和FCGR)的in/sec以及用于γ′固溶温度的℉。还进行热力学的计算以评定例如相体积分数、γ′的稳定性和溶隙(solvii)、碳化物、硼化物和拓扑密排(TCP)相的合金特性。
利用专家意见和指导迭代地执行如上所述的方法，以限定用于制造和评估的优选的成分。根据该方法，确定了第一系列的合金成分 (按重量百分数)，如在图2的表格中所列。在该表格中还包括了R88DT，以供参考。在图3的表格中包含了对于图2的合金的基于回归的性能预测，而图4包含了根据图3的保持时间疲劳裂纹扩展速率(HTFCGR)和蠕变数据的图表。根据图4的可视描绘，可见到：分析地预测合金ME42、ME43、ME44、ME46、ME48、ME49以及ME492展示出蠕变和保持时间裂纹扩展速率特性的最佳组合，蠕变超过7000小时而HTFCGR为大约1×10-7in/s(大约1×10-6mm/s)或更小，并且因而对R88DT、R104和在图4中绘出的其它的当前合金提供基于回归预测的显著改善。预测具有超越Rene88DT的改善的停留疲劳和蠕变的那些合金通过热力学计算被进一步评估以评定合金特性，例如相体积分数、稳定性和溶隙。根据该分析，预测合金ME43、ME44、ME48以及ME492可能倾向于有害的拓扑密排(TCP)相的潜在不期望的水平，拓扑密排(TCP)相为例如δ相(通常为(Fe,Mo)x(Ni,Co)y，此处x和y等于1到7)和/或η相(Ni3Ti)。
尽管TCP相的热力学计算被认为具有一些不确定性，避免TCP相形成的不希望的水平的期望为确定第二系列的合金成分提供了基础，第二系列的合金成分被标示为合金HL-06到HL-15，它们的成分(按重量百分数)被概括在图5的表格中。该第二系列包括设计的基于实验的系列合金(HL-06,-07,-08,-09和-10)和更基于探索的系列合金(HL-11,-12,-13,-14和-15)。设计的基于实验的系列主要地是基于提供相对高的钽水平而同时平衡Ti/Al和Mo/W+Mo比率的目标。该五种探索性合金中的四种被配制以研究高钽水平的影响，而第五种(HL-15)被配制成具有较低的钽水平但具有高得多的钼水平，以研究用抵销钨的影响。
对于第二系列合金的基于回归的性能预测被概括在图6的表格中，而图7包含了根据图6的HTFCGR和蠕变数据的图表。根据图7的可视性描绘，可见到分析地预测了合金HL-07、HL-08和HL-09展示出蠕变和保持时间裂纹扩展速率特性的最佳结合，蠕变超过7000小时而HTFCGR为大约3×10-7in/s(大约7.6×10-6mm/s)或更小，并且因而对R88DT、R104和在图7中绘出的其它当前合金提供了基于回归预测的显著改善。还评定了合金例如相体积分数、稳定性和溶隙的合金特性，上述特性均预测不具有TCP相形成的潜在地不希望的水平。
在以上预测的基础上，用基于第二系列的十种合金的成分制备了九种合金(合金A到I)。在图8的表格中概括了制备的这些合金的实际化学成分(按重量百分数)。在这些合金中，部分地基于它们不同的钽和钼含量而确定两种可区别的合金类型。第一合金类型，包含合金A到H，被概括在以下的表格Ⅱ中并且部分地以相对高的钽水平为特征。第二合金类型，包含合金I，被概括在以下的表格Ⅲ中并且以相对高的钼含量为特征。在表格Ⅱ中还概括的是对于合金A和E的成分的合金范围，其被认为具有基于在HTFCGR(da/dt)测试中的实际性能的特别有前途的性能，HTFCGR(da/dt)测试在大约1400℉下并且使用三百秒保持时间(停留)和20ksi√in(大约22MPa√m)的最大应力强度进行。在以下的表格Ⅰ中概括了合金A至I的裂纹扩展速率和它们相对于R104的裂纹扩展速率。在图9中提供的表格概括了合金A至I相对于R104的其它性能。在1400℉(大约760℃)下评估了极限抗拉强度(UTS)、屈服强度(0.02%YS和0.2％YS)、延伸率(EL)和断面收缩率(RA)，而在1400℉和100ksi(大约760℃和690MPa) 下评估了到0.2％蠕变的时间(0.2％蠕变)和断裂(断裂时间)。应该指出的是合金A、E和I的蠕变和断裂特性显著高于R104的蠕变和断裂特性，而R104本身被认为是展示出非常好的蠕变和断裂特性。图10提供了绘出图9的断裂数据相对表格Ⅰ中的HTFCGR数据的图。根据图10的可视性描绘，可见到合金A、E和I展示出保持时间裂纹扩展速率和断裂的最佳结合，并且指示了超越R104的显著改善。
表格Ⅰ
合金 英寸/秒 相对裂纹扩展速率
A 6.09×10-9 0.008
B 4.83×10-8 0.067
C 1.90×10-7 0.263
D 7.02×10-5 97.1
E 5.43×10-10 0.001
F 3.92×10-7 0.543
G 1.88×10-7 0.260
H 7.02×10-5 97.1
I 4.63×10-8 0.064
R104 7.23×10-7 1
更高的钛水平通常对大多数机械性能是有益的，尽管更高的铝水平提高对在高温下使用而言必要的金属稳定性，在此基础上，认为对表格Ⅱ和Ⅲ的合金而言钛对铝的重量比是重要的。另外，钼对钼加钨的重量比也被认为对表格Ⅱ的合金而言是重要的，因为该比值显示了对于高温响应的难熔物含量并且平衡了γ和γ′相的难熔物含量。同样地，在适用处在表格Ⅱ和Ⅲ中也包括了这些比值。除了在表格Ⅱ和Ⅲ中列出的元素之外，认为也可以存在微小量的其它合金成分而不导致不期望的性能。此类成分和它们的量(按重量)包括最多2.5％的铼、最多2％的钒、最多2％的铁以及最多0.1％的镁。
表格Ⅱ
元素 宽范围 窄范围 优选范围 合金A 合金E
Co 16.0-30.0 17.1-20.9 17.1-20.7 18.8-20.7 17.1-18.9
Cr 11.5-15.0 11.5-14.3 11.5-13.9 12.6-13.9 11.5-12.7
Ta 4.0-6.0 4.4-5.6 4.5-5.6 4.5-5.5 4.6-5.6
Al 2.0-4.0 2.1-3.7 2.1-3.5 2.1-2.6 2.9-3.5
Ti 1.5-6.0 1.7-5.0 2.8-4.0 3.1-3.8 2.8-3.4
W 最多5.0 1.0-5.0 1.3-3.1 1.3-1.6 2.5-3.1
Mo 1.0-7.0 1.3-4.9 2.6-4.9 4.0-4.9 2.6-3.2
Nb 最多3.5 0.9-2.5 0.9-2.0 0.9-1.1 1.3-1.6
Hf 最多1.0 最多0.6 0.1-0.59 0.13-0.38 0.20-0.59
C 0.02-0.20 0.02-0.10 0.03-0.10 0.03-0.10 0.03-0.08
B 0.01-0.05 0.01-0.05 0.01-0.05 0.02-0.05 0.01-0.04
Zr 0.02-0.10 0.02-0.08 0.02-0.08 0.02-0.07 0.03-0.08
Ni 剩余 剩余 剩余 剩余 剩余
Ti/Al 0.5-2.0 0.54-1.83 0.98-1.45 1.18-1.45 0.98-1.18
Mo/(Mo+W) 0.24-0.76 0.24-0.76 0.51-0.76 0.71-0.76 0.51-0.56
表格Ⅲ
元素 宽范围 窄范围 优选范围
Co 18.0-30.0 18.0-22.0 18.0-22.0
Cr 11.4-16.0 11.5-16.0 11.4-14.0
Ta 最多6.0 最多4.0 3.3-4.0
Al 2.5-3.5 2.5-3.5 2.8-3.4
Ti 2.5-4.0 2.5-4.0 3.0-3.6
W 0.0 0.0 0.0
Mo 5.5-7.5 5.5-7.5 5.8-7.1
Nb 最多2.0 最多2.0 1.0-1.2
Hf 最多2.0 最多2.0 0.30-0.49
C 0.04-0.20 0.04-0.20 0.04-0.11
B 0.01-0.05 0.01-0.05 0.01-0.04
Zr 0.03-0.09 0.03-0.09 0.03-0.09
Ni 剩余 剩余 剩余
Ti/Al 0.71-1.60 0.71-1.60 0.88-1.29
尽管在图2、图5和图8中确定的合金成分以及在表格Ⅱ和表格Ⅲ中确定的合金和合金范围最初基于分析预测，但依赖于广泛的分析和资源以进行预测和确定这些合金成分为这些合金的潜力提供有力的指示，尤其是表格Ⅱ和表格Ⅲ的合金成分，以达到在蠕变和保持时间疲劳裂纹扩展速率特性方面的显著改善，这些改善对燃气涡轮发动机的涡轮圆盘是期望的。
虽然已经按照具体实施例(包括镍基超合金的具体成分和性能)描述了本发明，但本发明的范围不限于此。相反，本发明的范围仅仅由所附权利要求书限定。

Claims (20)

1. 一种γ′镍基超合金，所述超合金已经以处在或接近所述超合金的再结晶温度但低于所述超合金的γ′固溶温度的温度进行热加工，所述超合金按重量由以下成分组成：
18.0％至30.0％的钴；
11.4％至16.0％的铬；
最多6.0％的钽；
2.5％至3.5％的铝；
2.5％至3.4％的钛；
5.5％至7.5％的钼；
最多2.0％的铌；
最多2.0％的铪；
0.04％至0.20％的碳；
0.01％至0.05％的硼；
0.03％至0.09％的锆；
余下基本上是镍和杂质，其中，钛对铝的重量比是0.71至1.36，所述超合金包含足够低水平的拓扑密排相(TCP)，所述拓扑密排相包括δ相和η相(Ni3Ti)以展示出在1400℉和100ksi(大约760℃和大约690MPa)下达到断裂的至少100小时的时间。
2. 根据权利要求1所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述钼的含量是6.5％至7.5％。
3. 根据权利要求1所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述钛对铝的重量比是0.88至1.29。
4. 根据权利要求1所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述钽的含量为最多4.0%。
5. 根据权利要求1所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述钽的含量是3.3％至4.0％。
6. 根据权利要求1所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述铪的含量是至少0.3％。
7. 一种锻造构件，其由根据权利要求1所述的经热加工的γ′镍基超合金形成。
8. 根据权利要求7所述的构件，其特征在于，所述构件是从由涡轮圆盘和压缩机圆盘以及燃气涡轮发动机的叶盘组成的组中选择的粉末冶金构件。
9. 根据权利要求1所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述γ′镍基超合金基本上没有钨。
10. 根据权利要求1所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述γ′镍基超合金具有不高于1200℃的γ′固溶温度。
11. 根据权利要求1所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述γ′镍基超合金按重量由以下成分组成：18.0％至22.0％的钴、11.4％至14.0％的铬、最多4％的钽、2.8％至3.4％的铝、3.0％至3.4％的钛、5.8％至7.1％的钼、最多1.2％的铌、最多0.49％的铪、0.04％至0.11％的碳、0.01％至0.04％的硼、0.03％至0.09％的锆、余下的镍和杂质，其中，所述钛对铝的重量比是0.88至1.29。
12. 根据权利要求11所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述钼的含量是6.5％至7.1％。
13. 根据权利要求11所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述钽的含量为3.3%至4.0%。
14. 根据权利要求11所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述铌的含量为1.0%至1.2%。
15. 根据权利要求11所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述铪的含量为0.3%至0.49%。
16. 一种锻造构件，其由根据权利要求11所述的经热加工的γ′镍基超合金形成。
17. 根据权利要求16所述的构件，其特征在于，所述构件是从由涡轮圆盘和压缩机圆盘以及燃气涡轮发动机的叶盘组成的组中选择的粉末冶金构件。
18. 根据权利要求11所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述γ′镍基超合金基本上没有钨。
19. 根据权利要求11所述的γ′镍基超合金，其特征在于，所述γ′镍基超合金具有不高于1200℃的γ′固溶温度。
20. 一种γ′镍基超合金，所述超合金以锻造构件的形式并且按重量由以下成分组成：
18.0％至30.0％的钴；
11.4％至16.0％的铬；
最多6.0％的钽；
2.5％至3.5％的铝；
2.5％至3.4％的钛；
5.5％至7.5％的钼；
最多2.0％的铌；
至少0.3％且最多2.0％的铪；
0.04％至0.20％的碳；
0.01％至0.05％的硼；
0.03％至0.09％的锆；
余下基本上是镍和杂质，其中，钛对铝的重量比是0.71至1.36，并且所述超合金包含足够低水平的拓扑密排相(TCP)，所述拓扑密排相包括δ相和η相(Ni3Ti)以展示出在1400℉和100ksi(大约760℃和大约690MPa)下达到断裂的至少100小时的时间。
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