CN105143481B - 可制作的高强度抗氧化Ni-Cr-Co-Mo-Al合金 - Google Patents

可制作的高强度抗氧化Ni-Cr-Co-Mo-Al合金 Download PDF

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Abstract

公开了Ni‑Cr‑Co‑Mo‑Al基合金，所述合金包含15至20wt.％铬、9.5至20wt.％钴、7.25至10wt.％钼、2.72至3.9wt.％铝，以及典型的杂质，最高至10.5wt.％铁的容限，微量元素添加物和余量的镍。这些合金为可容易制作的，具有高蠕变强度，和最高达2100℉(1149℃)的极佳的抗氧化性。这种性质组合适用于各种燃气涡轮发动机部件，例如包括燃烧器。

Description

可制作的高强度抗氧化Ni-Cr-Co-Mo-Al合金
相关申请的交叉引用
本申请要求于2013年3月15日提交的序列号为61/790,137的美国临时专利申请的优先权，通过引用将其并入本文。
技术领域
本发明涉及在高温下使用的可制作的高强度合金。特别地，本发明涉及具有极佳抗氧化性、高蠕变-断裂强度和允许在要求高温环境的燃气涡轮发动机燃烧器及其它中使用的充足的可制作性的合金。
背景技术
对于燃气涡轮发动机中的片材制作，各种商业合金是可获得的。这些合金可以基于它们的关键性质分为不同的种类。注意到，下文的讨论涉及可冷制作/可冷焊接的合金，这意味着可将其制造成冷轧片材，冷成形为制作部件，并焊接。
γ'形成剂。这些包括R-41合金、Waspaloy合金、合金、263合金等。这些合金的特征在于它们的高蠕变-断裂强度。然而，这些合金的最高使用温度受γ'固溶相线温度的限制，并通常不在高于1600-1700℉(871至927℃)下使用。此外，虽然这些合金的抗氧化性在使用温度范围内是非常好的，但是在更高的温度下没有这么好。
氧化铝形成剂。这些包括合金和合金，但不包括ODS合金(其不具有必要的可制作性)。这类合金在高至2100℉(1149℃)的温度下具有极佳的抗氧化性。然而，它们在结构部件中的使用由于在高于约1600-1700℉(871至927℃)的温度下不良的蠕变强度而受到限制。注意到这些合金还将形成强化的γ'，但是这种相在更高的温度范围内是不稳定的。
固溶强化合金。这些包括合金、X合金、617合金等。如它们的名称所暗示的，这些合金主要由固溶强化效应以及碳化物形成来获得它们的高蠕变-断裂强度。这种强化甚至在极高的温度(例如远高于γ'形成剂的最高温度)下仍然有效。大多数的固溶强化合金由于形成保护性氧化铬皮(chromia scale)而具有非常好的抗氧化性。然而，它们的抗氧化性与氧化铝形成剂不可比，特别是在非常高的温度、例如2100℉(1149℃)下。
氮化物弥散强化合金。这些包括合金，其在高至2100℉(1149℃)的温度下具有非常高的蠕变-断裂强度。虽然NS-163合金的蠕变-断裂强度优于固溶合金，但是其抗氧化性仅为相似的。其不具有氧化铝形成剂的极佳的抗氧化性。
根据如上的讨论清楚的是，不存在将高蠕变-断裂强度和极佳的抗氧化性两者组合的可商购的可冷制作/可冷焊接的合金。然而，在不断地使燃气涡轮发动机操作温度越来越高的尝试中，显然会极其需要组合这些品质的合金。
发明内容
本发明的主要目的在于提供具有高蠕变-断裂强度和极佳的抗氧化性两者的可容易制作的合金。这是在现有技术中未发现(或预期)的高度有价值的性质组合。发现具有这些性质的合金的组成为：15至20wt.％的铬(Cr)，9.5至20wt.％的钴(Co)，7.25至10wt.％的钼(Mo)，2.72至3.9wt.％的铝(Al)和以最高至0.15wt.％存在的碳(C)。元素钛(Ti)和铌(Nb)是可存在的，例如用以提供强化，但是由于它们对可制作性的某些方面具有不利影响因而数量应当受到限制。特别地，这些元素的充足可提高合金对于应变时效开裂的倾向性。如果存在的话，钛应当限制在不大于0.75wt.％，并且铌限制在不大于1wt.％。
出乎预料地发现元素铪(Hf)和/或钽(Ta)的存在与这些合金的甚至更长的蠕变-断裂寿命有关。因此，可以将一种或两种这样的元素添加至这些合金，从而进一步改进蠕变-断裂强度。可以以最高至约1wt.％的含量添加铪，而可以以最高至约1.5wt.％的含量添加钽。为了为最有效的，钽和铪含量的总和应当介于0.2wt.％和1.5wt.％之间。
为了维持可制作性，可存在或不存在的某些元素(特别是铝、钛、铌和钽)的数量应当以满足如下的额外关系(其中元素数量以wt.％计)的方式来限制：
Al+0.56Ti+0.29Nb+0.15Ta≤3.9 [1]
另外，硼(B)可以以少量但是最高至0.015wt.％的有效痕量含量存在，以获得本领域中已知的某些益处。钨(W)可以以最高至约2wt.％存在于这种合金中。铁(Fe)也可作为杂质存在，或者可为有意添加物以降低原材料的总体成本。然而，铁的存在应当不超过约10.5wt.％。如果铌和/或钨作为微量元素添加物存在，那么铁含量应当进一步限制于5wt.％或更小。为了能够在熔化过程期间去除氧(O)和硫(S)，这些合金典型地包含少量的最高至约1wt.％的锰(Mn)和最高至约0.6wt.％的硅(Si)，并且可能包含分别最高至约0.05wt.％的痕量的镁(Mg)、钙(Ca)和稀土元素(包括钇(Y)、铈(Ce)、镧(La)等)。锆(Zr)可存在于合金中，但是在这些合金中应当保持在小于0.06wt.％以维持可制作性。
优选实施方案的说明
申请人提供了Ni-Cr-Co-Mo-Al基合金，其包含15至20wt.％的铬、9.5至20wt.％的钴、7.25至10wt.％的钼、2.72至3.9wt.％的铝，以及典型的杂质，最高至10.5wt.％铁的容限，微量元素添加物和余量的镍，其为可容易制作的，具有高蠕变强度，和最高至2100℉(1149℃)的极佳抗氧化性。这种性质组合适用于各种燃气涡轮发动机部件，例如包括燃烧器。
基于对未来燃气涡轮发动机燃烧器的要求的理解，具有以下属性的合金会是高度需要的：1)在高至2100℉(1149℃)的温度下极佳的抗氧化性，2)良好的可制作性，使得其能够以锻造片材的形式制造，冷成型，焊接等，3)与常见商业合金例如HASTELLOY X合金一样的或者优于其的高温蠕变强度，和4)在提高的温度下的良好热稳定性。在过去，开发组合所有四种性质的合金的尝试并未成功，并且相应地，市场中不能获得具有所有这四种品质的商业合金。
申请人测试了30种实验合金，其组成在表1中列出。实验合金已被标记为A至Z和AA至DD。实验合金具有从15.3至19.9wt.％范围的Cr含量，以及从9.7至20.0wt.％范围的钴含量。钼含量范围为从5.2至12.3wt.％。铝含量范围为从1.93至4.30wt.％。铁范围为从小于0.1直至10.4wt.％。包括钛、铌、钽、铪、钨、钇、硅、碳和硼的微量元素添加物存在于某些实验合金中。
对0.065”至0.125”(1.6至3.2mm)厚度的片材材料进行合金的所有测试。将实验合金真空感应熔化，并随后经电渣重熔，炉容量为30至50lb(13.6至27.2kg)。将如此制成的锭热锻和轧制至中间规格。将所述片材退火、水淬和冷轧来制造所需规格的片材。经冷轧的片材的中间退火在制造0.065”片材(1.6mm)期间为必要的。根据需要将经冷轧的片材退火以制造ASTM晶粒尺寸在31/2和41/2之间的完全再结晶的等轴晶粒结构。
表1
实验合金的组成(以wt.％计)
为了评估关键性质(抗氧化性、可制作性、蠕变强度和热稳定性)，对实验合金进行四种不同类型的测试以确定它们对于预期应用的适用性。在下文的部分中描述这些测试的结果。
抗氧化性 抗氧化性为先进高温合金的关键性质。燃气涡轮发动机的燃烧器中的温度可以是非常高的并且工业中总是推动越来越高的使用温度。在高至2100℉(1149℃)下具有极佳抗氧化性的合金将会是多种应用的良好候选物。镍基合金的抗氧化性强烈地受到热暴露时在合金表面上形成的氧化物的属性的影响。通常有利的是形成保护性表面层，例如富铬和富铝氧化物。形成这样的氧化物的合金通常分别称为氧化铬和氧化铝形成剂。大多数锻造高温镍合金为氧化铬形成剂。然而，少数氧化铝形成剂为可商购的。一种这样的例子为 合金。214合金因其极佳的抗氧化性而为人熟知。
出于确定实验合金的抗氧化性的目的，在流动空气中在2100℉(1149℃)下对大多数合金进行氧化测试，持续1008小时。五种商业合金也随这些试样一起测试：HAYNES 214合金、617合金、230合金、263合金和HASTELLOY X合金。将试样每周循环至室温。在1008小时结束时，将试样除锈并对其进行金相检查。表2记录了氧化测试的结果。所记录的值为受影响的平均金属值，其为金属损失加上氧化侵蚀的平均内部渗透的总和。这种类型的测试的详细信息可见于International Journal of Hydrogen Energy，第36卷，2011，第4580-4587页。出于本发明的目的，2.5密耳/侧(64μm/侧)或更低的受影响的平均金属值为优选的目标，并恰当地指示给定的金属是否可被认为具有“极佳”的耐氧化性。实际上，具有小于该侵蚀水平的合金的金相检查确认了它们所需的氧化行为。某些微量元素/杂质可能会导致略微降低(但仍可接受)的抗氧化性，因此受影响的平均金属值可能会高至3密耳/侧(76μm/侧)，同时仍维持极佳的抗氧化性。
表2
2100℉(1149℃)氧化测试结果
实验合金的氧化测试结果使人印象非常深刻。所有测试的实验合金(合金CC除外)具有2.3密耳/侧(58μm/侧)或更低的受影响的平均金属值。因此，出于本发明的目的，所有的这些合金(合金CC除外)具有可接受的抗氧化性。考虑到商业合金，实验合金均可与形成氧化铝的HAYNES 214合金相当，其中HAYNES 214合金具有1.3密耳/侧(33μm)的受影响的平均金属值。相比之下，形成氧化铬的617合金、230合金、HASTELLOY X合金和263合金均具有高得多的氧化侵蚀水平，受影响的平均金属值分别为5.1、4.8、12.0和16.5密耳/侧(130、122、305和419μm)。认为实验合金的极佳抗氧化性源自临界量的铝，对于除合金CC外的所有实验合金，所述临界量为2.72wt.％或更大。合金CC仅具有1.93wt.％的Al值，说明对于所需要的极佳抗氧化性而言，Al含量为过低的。类似地，四种形成氧化铬的商业合金的Al含量相当低(最高的为617合金，具有1.2wt.％的Al)。相比之下，形成氧化铝的214合金具有4.5wt.％的Al含量。总之，发现在此程序中测试的所有具有2.72wt.％或更大的Al含量的镍基合金均具有极佳的抗氧化性，而具有较低的Al含量的那些不具有极佳的抗氧化性。因此，考虑到本发明的合金，合金的Al含量应大于或等于2.72wt.％。
可制作性 本发明合金的要求之一在于它们是可制作的。如上所述的，对于含有大量某些元素(例如铝、钛、铌和钽)的合金，具有良好的可制作性与合金对应变时效开裂的抵抗性密切相关。使用Metzler在Welding Journal增刊，2008年10月，第249s-256s页中所描述的改进CHRT测试来测量实验合金对应变时效开裂的抵抗性。开发这种测试以确定合金对应变时效开裂的相对抵抗性。其为美国专利第8,066,938号中所描述的测试的变体。在改进的CHRT测试中，计量部分的宽度为可变的，并且在动力学热-机械模拟器而非螺旋驱动的拉伸单元上进行测试。预期两种不同形式的测试的结果为定性上相似的，但是绝对的定量结果将是不同的。在表3中示出对本实验合金进行的改进CHRT测试的结果。在1450℉(788℃)下进行测试，并且以在1.5英寸(38mm)内的延伸率测量所报告的CHRT延展性值。实验合金的改进CHRT测试延展性范围为从对于合金DD的5.9％至对于合金X的17.9％。
表3中还示出三种商业合金的改进CHRT测试结果，如Metzler在Welding Journal增刊，2008年10月，第249s-256s页中所公开的。R-41合金和Waspaloy的改进CHRT测试延展性值均低于7％，而263合金的值为18.9％。R-41合金和Waspaloy合金虽然为可焊接的，但是已知均易受应变时效开裂，而263合金被认为是可容易焊接的。出于这种原因，本发明的合金应当具有大于7％的改进CHRT测试延展性值。在实验合金中，仅合金O和DD具有低于7％的改进CHRT测试延展性值；因此，合金O和DD不能被认为是本发明的合金。
表3
改进CHRT测试的结果
合金 改进CHRT测试延展性(％)
A 13.0
B 11.6
C 7.7
D 13.3
E 13.6
F 8.9
G 10.3
H 8.7
I 9.4
J 10.2
K 8.6
L 8.0
M 9.7
N 10.0
O 6.3
P 9.3
Q 10.2
R 10.8
S 9.4
T 9.9
U 9.5
V 15.1
W 16.3
X 17.9
Y 13.5
Z 11.9
AA 10.5
BB 8.9
CC 15.3
DD 5.9
R-41 6.9
WASPALOY 6.8
263 18.9
发现对于这些Ni-Cr-Co-Mo-Al基合金来说，对于应变时效开裂的抵抗性可与γ'形成元素Al、Ti、Nb和Ta的总量有关。因此，存在于合金中的这些元素的组合量应当满足如下的关系(其中元素数量以重量％给出)：
Al+0.56Ti+0.29Nb+0.15Ta≤3.9 [1]
对于所有的实验合金，在表4中示出式1左侧的值。可看到其中Al+0.56Ti+0.29Nb+0.15Ta低于或等于3.9的所有合金具有大于7％的改进CHRT测试延展性，并且因此通过本发明的应变时效开裂抵抗性要求。仅发现合金O、Q和DD具有大于3.9的值。对于合金O和DD，3.93和4.54的值可与差的改进CHRT测试延展性有关。另一方面，发现合金Q具有可接受的改进CHRT测试延展性。据认为这是合金的高Fe含量的结果。已知Fe添加物抑制γ'形成，并因此可有助于改进该改进CHRT测试延展性。然而，较少量的γ'形成元素通常有益于可制作性。因此，对于本发明的所有合金，Al+0.56Ti+0.29Nb+0.15Ta的值应当保持小于或等于3.9。注意到，对于此的一个暗示在于本发明的合金的最高铝含量必须为3.9wt.％(其对应于钛、铌和钽均不存在的情况)。
表4
实验合金-式[1]值(左侧)
合金 Al+0.56Ti+0.29Nb+0.15Ta
A 3.78
B 3.70
C 3.78
D 3.68
E 3.76
F 3.58
G 3.64
H 3.69
I 3.73
J 3.70
K 3.62
L 3.72
M 3.88
N 3.89
O 3.93
P 3.76
Q 3.98
R 3.44
S 3.79
T 3.11
U 3.63
V 3.52
W 3.58
X 3.52
Y 2.93
Z 3.46
AA 3.50
BB 3.90
CC 2.06
DD 4.54
蠕变-断裂强度在1800℉(982℃)下在2.5ksi(17MPa)的载荷下使用蠕变-断裂测试确定实验合金的蠕变-断裂强度。在这些条件下，估计(基于来自Haynes International,Inc.出版物#H-3009C的内插数据)抗蠕变HASTELLOY X合金具有285小时的蠕变-断裂寿命。出于本发明的目的，325小时的最小蠕变-断裂寿命被确定为是所要求的，其将为对HASTELLOY X合金的显著改进。有用的注意到1800℉(982℃)的测试温度高于实验合金预测γ'的固溶线温度，因此，γ'相强化的任何作用应可忽略不计。
在表5中示出实验合金和几种商业合金的蠕变-断裂寿命。发现合金A至O、R至Z和BB在这些条件下均具有大于325小时的蠕变-断裂寿命，并且因此满足本发明的蠕变-断裂要求。发现合金P、Q、AA、CC和DD不能满足蠕变-断裂要求。考虑到商业合金，617合金和230合金分别具有732.2和915.4小时的可接受的蠕变-断裂寿命。相反地，214合金仅具有196.0小时的蠕变-断裂寿命，这远低于定义本发明合金的蠕变-断裂寿命要求。
表5
1800℉(982℃)/2.5ksi(17MPa)下的蠕变-断裂寿命
合金 断裂寿命(小时)
A 1076.7
B 534.7
C 486.1
D 447.0
E 331.9
F 402.8
G 722.0
H 2051.1
I 360.0
J 1785.7
K 5645.5
L 566.7
M 1317.4
N 1197.3
O 340.3
P 134.3
Q 254.4
R >500
S >500
T >330
U >500
V 1624.0
W 693.8
X >500
Y >500
Z 909.4
AA 276.0
BB >500
CC 224.3
DD 138.6
617 732.2
214 196.0
230 915.4
HASTELLOY X 285(估计值)
发现包含铪或钽的某些实验合金出乎预料地表现出高于许多其它实验合金的蠕变-断裂寿命。例如，含有铪的合金K具有5645.5小时的蠕变-断裂寿命，并且含有钽的合金N具有1197.3小时的蠕变-断裂寿命。在表6中给出具有和不具有铪和钽添加物的合金的对比。出于比较的目的，合金根据其名义基础组成来分组。对于所有的基础组成来说，可以看出铪和钽添加物对蠕变-断裂寿命的明显益处。然而，钽对蠕变-断裂强度的任何有益影响必须要与本文中如上所述的对可制作性的任何负面影响相当。
表6
铪和钽添加物对蠕变-断裂寿命的影响1800℉(982℃)/2.5ksi(17MPa)
如上所述的，实验合金P和Q均含有约10wt.％的铁，不能满足蠕变-断裂要求。这些合金分别含有钨和铌的微量元素添加物。有用的是，使这些合金和合金G比较，其中合金G类似于这两种合金，但是不具有钨或铌添加物。发现合金G具有可接受的蠕变-断裂寿命。因此，当这类合金在其铁范围的上端点(～10wt.％)时，元素钨和铌看起来对蠕变-断裂寿命具有不利影响。然而，当铁含量较低时，例如合金I和T，钨添加物不会导致不可接受的蠕变-断裂寿命。类似地，当铁含量较低时(合金T)，铌添加物不会导致不可接受的蠕变-断裂寿命。出于这些原因，当钨或铌作为微量元素添加物存在时，本发明的合金限于5wt.％的铁或更低。对于具有大于5wt.％的铁的合金来说，应当控制铌和钨仅为杂质水平(铌和钨分别为约0.2wt.％和0.5wt.％)。
还如上所述的，合金AA、CC和DD不能满足蠕变-断裂要求。合金AA具有低于本发明所要求的Mo含量，而所有其它元素均在其可接受的范围内。因此，发现临界最低Mo含量对于必要的蠕变-断裂强度为必要的。类似地，合金CC和DD均具有在本发明范围之外的Al含量，而所有其它元素在其可接受的范围内。当Al含量在由本发明所定义的范围之外时，造成低蠕变-断裂强度的机制尚不清楚。
热稳定性 在1400℉(760℃)下热暴露100小时后使用室温拉伸测试来测试实验合金的热稳定性。可将在热暴露后室温拉伸延伸率的量(残留延展性)视为合金热稳定性的量度。选择1400℉(760℃)的暴露温度，因为许多镍基合金在该温度范围附近具有最低热稳定性。为了具有对于所关注应用而言可接受的热稳定性，确定大于10％的残留延展性为必要的。优选地，残留延展性应大于15％。在这里所描述的30种实验合金中，其中28种具有17％或更大的残留延展性，其完全高于优选的最小值。合金BB和DD为例外，二者均具有低于10％的残留延展性。合金BB具有大于本发明合金的最大值的Mo含量，而所有其它元素落在其可接受的范围内。因此，据认为这种高Mo含量造成不良的热稳定性。类似地，合金DD具有大于本发明合金的最大值的Al含量，而所有其它元素落在其可接受的范围内。因此，认为高Al含量造成不良的热稳定性。
表7
热稳定性测试
合金 在1400°F(760℃)/100小时后，延伸率％(残留延展性)
A 24
B 25
C 23
D 25
E 25
F 23
G 23
H 23
I 21
J 19
K 24
L 22
M 20
N 22
O 23
P 20
Q 20
R 21
S 17
T 23
U 23
V 21
W 23
X 21
Y 23
Z 20
AA 22
BB 2
CC 29
DD 7
总结了四种关键性质(抗氧化性、可制作性、蠕变-断裂强度和热稳定性)的测试结果，发现合金A至N、合金R至X和合金Z(共22种)通过所有四种关键性质测试，并且因此被认为是本发明的合金。合金Y也被认为是本发明的一部分，其通过了蠕变-断裂、改进CHRT和热稳定性测试，但是未测试抗氧化性(根据本说明书的教导其铝含量表明合金Y也会具有极佳的抗氧化性)。合金O和DD没有通过改进CHRT测试，并且因此被确定具有不充足的可制作性(由于对应变时效开裂的不良抵抗性)。发现合金P、Q、AA、CC和DD不满足蠕变-断裂强度要求。合金CC不满足氧化要求。最后，合金BB和DD不满足热稳定性要求。因此，合金O、P、Q、AA、BB、CC和DD(共7种)不被认为是本发明的合金。在表8中总结了这些结果。另外，与所述实验合金一起考虑了七种不同的商业合金。发现所有七种商业合金不能通过一个或多个关键性质测试。
表8
实验合金总结
合金 失败的关键性质测试 本发明的合金
A 是
B 是
C 是
D 是
E 是
F 是
G 是
H 是
I 是
J 是
K 是
L 是
M 是
N 是
O 改进CHRT 否
P 蠕变-断裂 否
Q 蠕变-断裂 否
R 是
S 是
T 是
U 是
V 是
W 是
X 是
Y 是
Z 是
AA 蠕变-断裂 否
BB 热稳定性 否
CC 氧化,蠕变-断裂 否
DD 改进CHRT,蠕变-断裂,热稳定性 否
可接受的实验合金包含(以重量百分比计)：15.3至19.9的铬，9.7至20.0的钴，7.5至10.0的钼，2.72至3.78的铝，少于0.1最高至10.4的铁，0.085至0.120的碳，以及微量元素和杂质。可接受的合金进一步具有范围为从2.93至3.89的Al+0.56Ti+0.29Nb+0.15Ta项值。
可能本发明的最关键方面为元素铝的非常窄的窗口。在这些合金中需要至少2.72wt.％的临界铝含量以促进形成保护性氧化铝皮，这对于其极佳的抗氧化性是必需的。然而，如部分地由合金对于应变时效开裂的抵抗性所定义的，铝含量必须控制在3.9wt.％或更低以维持合金的可制作性。铝含量的这种小心控制对于本发明的合金是必要的。还发现窄的铝窗口对于这些合金的蠕变强度以及热稳定性是重要的。除了窄的铝窗口之外，还存在对于本发明至关重要的其它因素。这些因素包括钴和钼添加物，其极大地有助于蠕变-断裂强度，即这些合金的关键性质。特别地，发现在这种特定种类的合金中对于确保足够的蠕变强度来说临界最低含量的钼为必要的。铬也因其有助于抗氧化性而为至关重要的。某些微量元素添加物可对本发明的合金提供显著益处。这包括碳，其为用于赋予蠕变强度、晶粒细化等的关键(且所需)的元素。另外，硼和锆虽然不需要存在，但因其对于蠕变-断裂强度的有益影响而优选存在。同样地，稀土元素例如钇、镧、铈等因其对于抗氧化性的有益影响而优选存在。最后，虽然本发明的所有合金均具有高蠕变-断裂强度，但已发现具有铪和/或钽添加物的合金具有出乎预料的显著的蠕变-断裂强度。
某些元素对于本发明的合金满足四种关键材料性质的组合的能力的关键程度藉由本发明与Gresham在美国专利第2,712,498号中所描述的比较来说明，该美国专利与本发明部分一致。在Gresham专利中，描述了宽的元素范围，其涵盖了广阔的组成空间。没有尝试描述具有本发明所需的四种关键材料性质的组合的合金。实际上，Gresham专利描述了许多不满足本发明要求的合金。例如，商业263合金由Rolls-Royce Limited(该专利转让于其)开发且已用于航空航天产业数十年。然而，这种合金不具有本发明所需的极佳的抗氧化性－如在上文的表2中所示的。此外，Gresham等人没有教导临界最低铝含量对于抗氧化性为必要的。另一个例子为表1中描述的合金DD。这种合金落入Gresham专利的范围内。然而，这种合金不满足本发明的四种要求中的三种：蠕变-断裂、对于应变时效开裂的抵抗性(如通过改进CHRT测试所测量的)和热稳定性。例如，合金DD不能通过应变时效开裂要求已于本说明书中示出为铝含量过高的结果。Gresham等人没有教导存在临界最大铝含量(或元素Al、Ti、Nb和Ta的最大组合含量)以避免易受应变时效开裂。第三个例子为Gresham没有描述需要限制最大钼含量以避免不良热稳定性。简言之，Gresham描述了不满足本文所描述的四种关键材料性质的组合的合金，并且没有教导关于组合这四种性质所必要的临界组成要求(例如包括极窄的可接受的铝范围)的任何内容。
本发明的合金必须含有(以重量百分比计)：15至20的铬，9.5至20的钴，7.25至10的钼，2.72至3.9的铝，最高至0.15的碳量，以及余量的镍和杂质、微量元素添加物。主要元素的范围总结于表9中。除碳以外，微量元素添加物还可包括铁、硅、锰、钛、铌、钽、铪、锆、硼、钨、镁、钙以及一种或多种稀土元素(包括但不限于钇、镧和铈)。微量元素的可接受范围描述于下文并总结于表10中。
表9
主要元素范围(以wt.％计)
元素 宽范围 中间范围#1 中间范围#2 窄范围
Ni 余量 余量 余量 余量
Cr 15至20 16至20 17至20 17.5至19.5
Co 9.5至20 15至20 17至20 17.5至19.5
Mo 7.25至10 7.25至9.75 7.25至9.25 7.25至8.25
Al 2.72至3.9 2.9至3.7 2.9至3.6 3.0至3.5
元素钛和铌可存在，例如用以提供强化，但是由于对可制作性的某些方面具有不利影响因而其数量应受到限制。特别地，这些元素的充足可增加合金应变时效开裂的倾向。如果存在的话，那么钛应当限制在不大于0.75wt.％，并且铌应当限制在不大于1wt.％。如果不作为有意添加物存在，那么钛和铌可各自作为最高至约0.2wt.％的杂质存在。
出乎预料地发现元素铪和/或钽的存在与这些合金中甚至更长的蠕变-断裂寿命相关。因此，可任选将这一种或两种元素添加至这些合金以进一步改进蠕变-断裂强度。铪可以以最高至约1wt.％的含量添加，而钽可以以最高至约1.5wt.％的含量添加。为了最为有效，钽和铪含量的总和应当介于0.2wt.％和1.5wt.％之间。如果不作为有意添加物存在，那么铪和钽可各自作为最高至约0.2wt.％的杂质存在。
为了维持可制作性，可存在或不存在的某些元素(特别是铝、钛、铌和钽)的数量应当以满足以下的额外关系(其中元素含量以wt.％计)的方式受到限制：
Al+0.56Ti+0.29Nb+0.15Ta≤3.9 [1]
另外，硼可以以最高至0.015wt.％的少量但有效的痕量含量存在，从而获得本领域中已知的某些益处。钨可以以最高至约2wt.％添加，但如果作为杂质存在，那么会典型地为约0.5wt.％或更低。铁也可作为杂质以最高至约2wt.％的含量存在，或可为更高含量的有意添加物以降低原料的总体成本。然而，铁的存在应不超过约10.5wt.％。如果铌和/或钨作为微量元素添加物存在，那么铁含量应进一步限定为5wt.％或更低。为了能够在熔化过程期间去除氧和硫，这些合金典型地含有少量的最高至约1wt.％的锰和最高至约0.6wt.％的硅，并且可能含有各自最高至约0.05wt.％的痕量的镁、钙和稀土元素(包括钇、铈、镧等)。锆可作为杂质或有意添加物(例如用于改进蠕变-断裂寿命)存在于合金中，但应在这些合金中保持0.06wt.％或更低以维持可制作性，优选为0.04wt.％或更低。
表10
微量元素添加物(以wt.％计)
元素 宽范围 中间范围 窄范围
C 以最高至0.15存在 以最高至0.12存在 0.02直至0.12
Fe 最高至10.5 最高至5 最高至2
Si 最高至0.6 最高至0.5 最高至0.4
Mn 最高至1 最高至1 最高至0.5
Ti 最高至0.75 最高至0.75 0.2至0.5
Nba 最高至1 最高至1c 最高至1d
Ta 最高至1.5 最高至1.5c 最高至1d
Hf 最高至1 最高至1c 最高至0.5d
Zr 最高至0.06 最高至0.04 以最高至0.04存在
B 最高至0.015 最高至0.008 以最高至0.005存在
Wa 最高至2 最高至2 最高至0.5
Mg 最高至0.05 最高至0.05 最高至0.05
Ca 最高至0.05 最高至0.05 最高至0.05
REEb 每个最高至0.05 每个最高至0.05 一种或多种每个最高至0.05
a其中Nb或W以高于杂质含量存在的合金还应当包含≤5wt.％的铁
b稀土元素(REE)包括Y、La、Ce等中的一种或多种。
c在中间范围内，铌、钽和铪中的至少一种应当存在，并且总和应当介于0.2和1.5之间
d在窄范围内，钽和铪中的至少一个应当存在，并且总和应当介于0.2和1.5之间
某些杂质的容限的概述提供于表11中。在表11中列出的一些元素(钽、铪、硼等)可作为有意添加物而非杂质存在；如果给定的元素作为有意添加物存在，那么其应在表10中而非表11中所定义的范围内。如果其它未列出的杂质不会使关键性质降级至低于所定义的标准，那么其也可存在并且是允许的。
表11
杂质容限(以wt.％计)
杂质 最大容限
Fe 2*
Si 0.4*
Mn 0.5*
Ti 0.2*
Nb* 0.2*
Ta 0.2*
Hf 0.2*
Zr 0.05*
B 0.005*
W* 0.5*
Cu 0.5
S 0.015
P 0.03
*如果为有意添加物，那么可以是更高的(参见表10)
根据本说明书提供的信息，申请人可预期表12中列出的合金组成也会具有所需的性质。
表12
其它合金组成
除以上所述的四种关键性质以外，本发明的合金的其它所需性质将包括：在退火状态下的高拉伸延展性，在焊接期间良好的热开裂抵抗性，良好的热疲劳抵抗性，等等。
即便所测试的试样限于锻造片材，所述合金在其它锻造形式(例如板、棒、筒、管、锻件和线)中和在铸造、喷雾成型或粉末冶金形式即粉末、压实粉末和烧结压实粉末中也应当表现出相当的性质。因此，本发明涵盖合金组合物的所有形式。
由这些合金所表现出的极佳的抗氧化性、良好的可制作性和良好的蠕变-断裂强度的组合性质使得其特别适用于制作成燃气涡轮发动机部件，并且特别适用于这些发动机中的燃烧器。这样的部件和含有这些部件的发动机可在较高温度下操作而不失效，并且应当具有比目前可用的那些部件和发动机更长的使用寿命。
尽管已经公开了合金的某些优选的实施方案，但是应当清楚理解的是，本发明并不限于此，而是可以在下文权利要求的范围内以不同方式实施。

Claims (16)

1.镍-铬-钴-钼-铝基合金，当处于退火片材形式时，所述合金当在流动空气中在2100℉(1149℃)下经受氧化测试持续1008小时时具有不大于3密耳/侧的所影响的平均金属值，当在1800℉(982℃)下在2.5ksi(17MPa)的载荷下测试时具有至少325小时的蠕变-断裂寿命，当在1400℉(760℃)下热暴露100小时后使用室温拉伸测试来测试时具有大于10％的延展性，并且当在1450℉(788℃)下测试时具有大于7％的改进CHRT测试延展性值，所述合金具有包含如下以重量百分比计的组成：
以及余量的镍和杂质，所述合金进一步满足用以重量百分比表示的元素数量定义的如下组成关系：
Al+0.56Ti+0.29Nb+0.15Ta≤3.9。
2.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，包含铪、钽或铪与钽的组合，其中两种元素的总和介于0.2wt.％和1.5wt.％之间。
3.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，包含从0.2至0.75wt.％的钛。
4.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，包含铪和钽中的至少一种，其含量范围分别为从0.2wt.％直至1wt.％和从0.2wt.％直至1.5wt.％。
5.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，包含铪、钽和铌中的至少一种，其中这些元素的总和介于0.2wt.％和1.5wt.％之间。
6.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，其中所述合金以重量百分比计包含：
7.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，其中所述合金以重量百分比计包含：
8.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，其中所述合金以重量百分比计包含：
9.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，其中所述合金以重量百分比计包含：
10.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，其中所述合金以重量百分比计包含：
11.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，其中所述合金具有抗氧化性，使得当在流动空气中在2100℉(1149℃)下测试持续1008小时时，所影响的平均金属具有不大于2.5密耳/侧的值。
12.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，其中所述合金包含最高至0.2重量％的铌和最高至0.5重量％的钨中的至少一种和大于5wt.％的铁。
13.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，其中所述合金以重量百分比计包含：
14.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，包含最高至0.05wt.％的痕量的镁、钙和任何稀土元素中的至少一种。
15.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，包含如下的一种或多种：最高至0.2wt.％的铌、最高至0.5wt.％的钨、最高至0.5wt.％的铜、最高至0.015wt.％的硫和最高至0.03wt.％的磷。
16.权利要求1的镍-铬-钴-钼-铝基合金，包含3.3wt.％至3.9wt.％的铝。
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