CN107794471A - 使用Laves相析出在IN706中的晶粒细化 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种制造制品的方法，所述方法包括使镍基超合金的铸锭变形以形成中间制品，在中间制品内形成Laves相析出物的基本上均匀的分散，其中Laves相析出物以按体积计至少约0.05％的浓度存在，并且析出物具有小于1微米的平均直径。本发明还提供了包括Laves相析出物的基本上均匀的分散的镍基超合金，其中晶间和穿晶Laves相析出物以按体积计至少约0.1％的浓度存在，并且其中析出物具有小于1微米的平均直径。Laves相的析出可在热机械加工过程中控制微观结构，并且生产具有细化晶粒尺寸的超合金。
Description
技术领域
本发明一般涉及用于制造在极端温度和物理应力应用例如高效燃气涡轮发动机中具有改进的使用寿命的制品的合金，以及通过这些方法制造的制品。
背景技术
加工零件(包括工业燃气涡轮发动机)的一致和延长的性能随着高效结构和部件的改进而处于增长的需求下。例如，在许多情况下，特别是就在高温下的延长功能性和效率而言，燃气涡轮发动机的轴、盘和大型叶轮(wheel)还有其他部件的生命周期可能受到低循环疲劳的限制。出于各种原因，镍基合金和超合金一般是用于制造机器部件的有吸引力的组成成分，在此类机器中在极端条件例如高热暴露和极端温度波动下长期需要高性能。含有超细晶粒尺寸的合金可提供极大改进的疲劳和强度特性。对于一些合金，可在重结晶和/或晶界迁移之前使用特定金属间钉扎相(intermetallic pinning phases)的析出来显著降低晶粒尺寸。
此外，在不存在晶界钉扎相的情况下，大的Ni超合金锻造需要特定的温度、应变和应变率，以实现晶粒破坏和重结晶至所需的尺寸实现所需的机械性能。在非常大的部件例如工业燃气涡轮叶轮中，由于所需的零件尺寸/形状，这些关键加工条件并不一定是可能的。目前的工业燃气涡轮叶轮遇到这个问题，并且因为与其中可获得所需加工条件的较薄截面部件相比，晶粒尺寸粗糙，所以厚部件具有减少的低循环疲劳寿命。钉扎相的引入有助于控制晶粒尺寸，而不必仅依赖于热机械加工。对于在其中不能实现均匀的高应变驱动晶粒细化和重结晶的非常大的零件，这将是特别期望的。改进的低循环疲劳可允许厚截面部件，例如工业燃气涡轮叶轮，以更细的晶粒尺寸和改进的部件寿命进行加工。
镍基超合金是与向其中添加多种合金化元素的任何其他元素相比，具有更高百分比的镍的基于VIII族元素(镍、钴或铁)的合金。超合金的定义特征在于它们在高温下显示相对高的机械强度和表面稳定性的组合。铬镍铁合金(Inconel Alloy，因科镍合金)706(IN706)是技术人员已知的镍基超合金的一个实例，其用于许多燃气涡轮部件以及暴露于相似的极端温度和其他苛刻条件下的其他部件中。使用中的机械性能取决于合金的固有特性(例如化学组成)和部件的微观结构(特别是晶粒尺寸)两者。晶粒尺寸可控制诸如低循环疲劳、强度和蠕变的特征。通常，IN706具有相对粗的晶粒，在锻造零件的固溶化(solutioning)之后，其中晶粒通常平均直径大于60μm。这是因为，照惯例，IN706的加工不导致例如通过晶界钉扎机理，在最终热处理期间能够控制晶粒生长的第二相颗粒析出。相比之下，在其中可达到第二相颗粒形成的细晶粒合金中，第二相颗粒起到钉扎晶界的作用，从而减少了在锻造和固溶热处理过程中的晶界迁移。
因此，需要用于超合金部件(例如IN706部件)的制造方法，该制造方法包括导致在超合金的微观结构内形成离散的第二相颗粒。这种方法可有利地产生可用常规方法达到的更精细和更均匀的晶粒结构。
发明内容
在一个方面，本发明提供了制造制品的方法，所述方法包括使镍基超合金的铸锭变形以形成中间制品，在所述中间制品内形成Laves相析出物的基本上均匀的分散，其中所述Laves相析出物以按体积计至少约0.05％的浓度存在于所述中间制品中，并且其中所述析出物具有小于1微米的平均直径。
基于上述一个方面，本发明还提供以下技术方案：
技术方案1：根据上述一个方面的方法，其中，所述Laves相析出物以按体积计至少约0.075％的浓度存在于所述中间制品中。
技术方案2：根据技术方案1的方法，其中，所述Laves相析出物以按体积计至少约0.1％的浓度存在于所述中间制品中。
技术方案3：根据上述一个方面的方法，其中，形成包括使所述中间制品暴露于其的温度范围保持在700℃至1000℃之间至少1小时。
技术方案4：根据上述一个方面的方法，其中，形成包括以等于或低于某一冷却速率冷却所述中间制品，所述冷却速率使得所述中间制品暴露于1000℃至700℃之间的温度范围至少1小时。
技术方案5：根据技术方案4的方法，其中，以等于或低于某一冷却速率冷却所述中间制品包括在锻造期间使所述铸锭的表面与绝缘材料接触，在锻造后使所述铸锭与绝缘材料接触，在锻造后将所述铸锭浸没在颗粒状固体绝缘材料中，在锻造后使所述铸锭与加热物质接触，或在锻造后使所述中间制品暴露于加热到所述温度范围内的环境。
技术方案6：根据技术方案2的方法，其中，形成包括使所述中间制品暴露于所述温度范围至少2小时。
技术方案7：根据技术方案6的方法，其中，以等于或低于某一冷却速率冷却所述中间制品包括在锻造后使所述中间制品暴露于加热到所述温度范围内的环境。
技术方案8：根据技术方案6的方法，其中，形成包括使所述中间制品暴露于所述温度范围至少6小时。
技术方案9：根据技术方案3的方法，其中，形成包括使所述中间制品暴露于所述温度范围10小时或更短的时间。
技术方案10：根据上述一个方面的方法，其中，变形包括锻造、挤出、轧制或拉制。
技术方案11：根据上述一个方面的方法，其中，所述镍基超合金具有包含下述的组成：至少20重量％的铁、3.0重量％的铌至3.5重量％的铌、低于0.20重量％的硅、其中碳的重量百分比小于0.02％的碳、40重量％的镍至43重量％的镍、15.5重量％的铬至16.5重量％的铬、1.5重量％的钛至1.8重量％的钛、以及0.1重量％的铝至0.3重量％的铝。
技术方案12：根据上述一个方面的方法，其中，所述镍基超合金具有包含下述的组成：至少52重量％的镍、4.9重量％的铌至5.55重量％的铌、小于0.35重量％的硅、其中碳的重量百分比小于0.02％的碳、17.0重量％的铬至19.0重量％的铬、16.0重量％的铁至20.0重量％的铁、0.75重量％的钛至1.15重量％的钛、以及2.8重量％的钼至3.3重量％的钼。
技术方案13：根据技术方案11的方法，其中，变形包括锻造，并且锻造包括使所述铸锭暴露于低于大约1010℃的温度。
技术方案14：根据技术方案11的方法，其中，变形包括挤出，并且挤出包括使所述铸锭暴露于高于大约1010℃的温度。
本发明还提供了包括Laves相析出物的基本上均匀的分散的镍基超合金，其中晶间(intergranular)和穿晶(transgranular)的Laves相析出物以按体积计至少约0.1％的浓度存在，并且其中析出物具有小于1微米的平均直径。
基于上述制品，本发明还提供以下技术方案：
技术方案15：根据上述制品，其中，所述镍基超合金具有包含下述的组成：至少20重量％的铁、3.0重量％的铌至3.5重量％的铌、低于0.20重量％的硅、其中碳的重量百分比小于0.02％的碳、40重量％的镍至43重量％的镍、15.5重量％的铬至16.5重量％的铬、1.5重量％的钛至1.8重量％的钛、以及0.1重量％的铝至0.3重量％的铝。
技术方案16：根据上述制品，其中，所述镍基超合金具有包含下述的组成：至少52重量％的镍、4.9重量％的铌至5.55重量％的铌、小于0.35重量％的硅、其中碳的重量百分比小于0.02％的碳、17.0重量％的铬至19.0重量％的铬、16.0重量％的铁至20.0重量％的铁、0.75重量％的钛至1.15重量％的钛、以及2.8重量％的钼至3.3重量％的钼。
技术方案17：根据上述制品，所述制品包括用于燃气涡轮发动机的零件。
技术方案18：根据技术方案17的制品，其中，所述零件包括涡轮盘。
附图说明
当参考附图阅读下述详细描述时，将更好地理解本发明的这些和其他特征、方面和优点，在附图中：
图1是绘制IN706合金的Nb含量与用其制造的制品的低循环疲劳之间的关系的图。
图2显示了根据本发明制造制品的方法的实例。
图3是扫描电子显微照片(SEM)，其中插图为根据本公开内容具有Laves相析出物的IN706超合金的透射电子显微照片(TEM)。
图4是与根据本公开内容揭示六方晶晶体结构的IN706超合金中析出的Laves相相关的衍射图。
图5A是根据本公开内容，具有相对高的Nb量、细Laves相颗粒、以及相对小的晶粒尺寸的IN706超合金的SEM。
图5B是具有比图5A中所示的IN706超合金更低的Nb量、不存在细Laves相颗粒、并具有比图5A中所示的IN706超合金相对更大的晶粒尺寸的IN706超合金的SEM。
图6A是根据本公开内容，具有相对高的Nb量、在锻造后以6℃/分钟的速率冷却后得到细Laves相颗粒、以及相对小的晶粒尺寸的IN706超合金的SEM。
图6B是根据本公开内容，具有与图6A中所示的IN706超合金相同的相对高的Nb量、在锻造后以<6℃/分钟的速率冷却后得到细Laves相颗粒、并具有比图6A中所示的IN706超合金可见的相对更小的晶粒尺寸的IN706超合金的SEM。
具体实施方式
在一个方面，本发明提供了一种制造制品的方法，所述方法包括使镍基超合金的铸锭变形以形成中间制品，在所述中间制品内形成Laves相析出物的基本上均匀的分散，其中所述Laves相析出物以按体积计至少约0.05％的浓度存在于所述中间制品中，并且其中所述析出物具有小于1微米的平均直径。
在一个实例中，Laves相析出物可以按体积计至少约0.075％的浓度存在于中间制品中。在另一个实例中，Laves相析出物可以按体积计至少约0.1％的浓度存在于中间制品中。
在又一个实例中，形成Laves相析出物的基本上均匀的分散可包括使中间制品暴露于其的温度范围保持在例如700℃至1000℃之间的温度范围至少1小时。中间制品可暴露于温度范围2小时或更长时间。在一个实施例中，中间制品可以以等于或低于某一冷却速率冷却，以使得中间制品暴露于例如1000℃至700℃之间的温度范围至少1小时，例如在一些实例中，2小时或更长时间。
以等于或低于某一冷却速率冷却中间制品可通过例如下述来实现：在锻造期间使铸锭的表面与绝缘材料接触，在锻造后使铸锭与绝缘材料接触，在锻造后将铸锭浸没在颗粒状固体绝缘材料中，在锻造后使铸锭与加热物质接触，或在锻造后使中间制品暴露于加热到温度范围内的环境。例如，以等于或低于某一冷却速率冷却中间制品可包括在锻造后使中间制品暴露于加热到所需温度范围内的环境。
在一些实例中，形成可包括使中间制品暴露于所需温度范围至少6小时，而在一些实例中，它可包括使中间制品暴露于所需温度范围10小时或更短的时间。
在另外其他实例中，使铸锭变形可包括锻造、挤出、轧制(rolling)或拉制(drawing)。例如，变形可包括锻造或挤出，其中锻造包括使铸锭暴露于低于大约1010℃的温度，其中挤出包括使铸锭暴露于高于大约1010℃的温度。
在另外其他实例中，镍基超合金可具有包含下述的组成：至少20重量％的铁、3.0重量％的铌至3.5重量％的铌、低于0.20重量％的硅、其中碳的重量百分比小于0.02％的碳、40重量％的镍至43重量％的镍、15.5重量％的铬至16.5重量％的铬、1.5重量％的钛至1.8重量％的钛、以及0.1重量％的铝至0.3重量％的铝。
在进一步的实例中，镍基超合金可具有包含下述的组成：至少52重量％的镍、4.9重量％的铌至5.55重量％的铌、小于0.35重量％的硅、其中碳的重量百分比小于0.02％的碳、17.0重量％的铬至19.0重量％的铬、16.0重量％的铁至20.0重量％的铁、0.75重量％的钛至1.15重量％的钛、2.8重量％的钼至3.3重量％的钼。
在另一个方面，本发明提供了制品，所述制品包括具有Laves相析出物的基本上均匀的分散的镍基超合金，其中晶间和穿晶Laves相析出物以按体积计至少约0.1％的浓度存在，并且其中析出物具有小于1微米的平均直径。
在一些实例中，镍基超合金可具有包含下述的组成：至少20重量％的铁、3.0重量％的铌至3.5重量％的铌、低于0.20重量％的硅、其中碳的重量百分比小于0.02％的碳、40重量％的镍至43重量％的镍、15.5重量％的铬至16.5重量％的铬、1.5重量％的钛至1.8重量％的钛、以及0.1重量％的铝至0.3重量％的铝。
在进一步的实例中，镍基超合金可具有包含下述的组成：至少52重量％的镍、4.9重量％的铌至5.55重量％的铌、小于0.35重量％的硅、其中碳的重量百分比小于0.02％的碳、17.0重量％的铬至19.0重量％的铬、16.0重量％的铁至20.0重量％的铁、0.75重量％的钛至1.15重量％的钛、以及2.8重量％的钼至3.3重量％的钼。
在一些实例中，制品可包括用于燃气涡轮发动机的零件，例如涡轮盘或其他零件。
下文呈现的每个实施例促进本公开内容的某些方面的说明，并且不应被解释为限制本公开内容的范围。此外，如本文在说明书和权利要求自始至终使用的，近似语言可被应用于修改可允许变化的任何定量表示，而不导致与其相关的基本功能中的变化。相应地，由一个或多个术语例如“约”修改的值并不限于指定的精确值。在某些情况下，近似语言可对应于用于测量值的仪器的精度。当引入各个实施例的元素时，冠词“一个”、“一种”、“该”和“所述”意指存在一个或多个元素。术语“包含”、“包括”和“具有”预期是包含在内的，并且意指可存在除所列出元素外的另外元素。如本文使用的，术语“可”和“可为”指示在一组情况下发生的可能性；拥有指定的性质、特征或功能；和/或通过表达与限定动词相关的能力、性能或可能性中的一个或多个来限定另一个动词。相应地，“可”和“可为”的使用指示所修饰的术语对于指定的能力、功能或使用明显适当、有能力或适合，同时考虑到在某些情况下，所修饰的术语有时可能不适当、没有能力或不适合。操作参数的任何实例都不排除所公开的实施例的其他参数。关于任何特定实施例在本文中描述、示出或以其他方式公开的部件、方面、特征、配置、布置、用途等等可类似地应用于本文公开的任何其他实施例。
本公开内容提供了用于镍基超合金的制造方法，该制造方法可通过在超合金的微观结构内引入具有球形的细(<1μm)离散的Laves相颗粒，使限制在机械零件(例如用于燃气涡轮发动机)的制造期间的粗晶粒的出现成为可能。为了获得细laves相颗粒，可减少允许的化学窗口。铌可以等于或大于3重量％存在。硅可以低于0.2重量％存在。例如，硅可以0.01至0.2重量％、0.03至0.2重量％、或0.05至0.2重量％存在。在其他实例中，硅可以小于0.35重量％存在。碳水平也可保持低于0.02重量％。在一些实例中，镍基铸锭在低于1010℃的温度下进行锻造，尽管还可采用其他众所周知的用于使铸锭变形的方法，例如挤出、轧制或拉制。此外，铸锭变形后的冷却速率可变慢，允许形成Laves相析出物。冷却速率可为例如小于10℃/分钟。由此制造的镍基超合金制品具有减小的晶粒尺寸。
作为一个实例，IN706是技术人员众所周知的镍基超合金，具有用于高效燃气涡轮(包括工业燃气涡轮)和其他机器的期望特性和可购性。参见Schilke&Schwant(1994),Alloy 706Metallurgy and Turbine Wheel Application，in Superalloys 718,625,706and Various Derivatives,Loria,Ed.,The Minerals,Metals&Materials Society(舍尔奇及施万特，合金706的冶金及涡轮叶轮的应用，在超合金718，625，706及各种衍生物，洛利亚编辑，矿物，金属和材料学会)，第1-12页；美国专利号3,663,213。IN706合金可具有在一系列浓度内的各种化学组成成分，同时仍被视为IN706的特征。例如，IN706照惯例可含有大约至少20重量％的铁、2.8重量％的铌至3.5重量％的铌、低于0.1重量％的硅、其中碳的重量百分比小于0.02％的碳、40重量％的镍至43重量％的镍、15.5重量％的铬至16.5重量％的铬、以及1.5重量％的钛至1.8重量％的钛以及其他组成成分。相关合金，例如同样是技术人员众所周知的铬镍铁合金600、718和625，也含有这些组成成分元素中的一些或全部，尽管一种或多种的重量百分比不同于其在IN706中的重量百分比，并且具有如下文说明的合金特性及其加工步骤的其变型包括在本公开内容内。
在一些金属合金和超合金中，第二相析出物已显示约束晶界迁移和相应的晶粒尺寸，导致由其制成的制品具有与例如耐开裂性以及反复暴露于高温应力和其他物理应力的抗性相关的改进质量，特别是在经受到延长和强离心力的大部件和零件中。然而，通过传统的冶金方法使用IN706合金中的第二相颗粒来实现这种减小的晶粒尺寸的现有尝试已是众所周知地困难的。通常，在IN706中形成Laves相和一些其他相关的合金(有时被称为斑点(freckling))是令人气馁的，其中Laves相析出被视为缺陷，并且对所得到的合金如IN706合金赋予不利的性能。通常，这种Laves相析出物是粗糙的(>1μm)，并且具有含直边的立方体形状。它们也倾向于非均匀(heterogeneously)分布并且主要位于晶界处。这些常规的粗(>1um)块状、球形、立方体或非弯曲的Laves相颗粒不均匀地沿着晶界分布，这是不利的，导致材料脆化，并且因此降低延展性和增加开裂敏感性。参见Thamboo(1994)Melt RelatedDefects In Alloy 706And Their Effects on Mechanical Properties，in Superalloys718,625,706and Various Derivatives,Loria,Ed.,The Minerals,Metals&MaterialsSociety(坦姆勃，合金706中与熔化相关的缺陷及其对机械性能的影响，在超合金718，625，706及各种衍生物，洛利亚编辑，矿物，金属和材料学会)，第137-152页。Laves相析出物并未对合金的强度做出显著贡献，并且实际上与形成硬化γ”析出物的元素竞争。因此，文献通常支持应该避免Laves相形成的结论。
本文公开了一类合金例如IN706及其热机械加工方法，其导致制造具有期望减小的晶粒尺寸的制品，伴随着包括在合金的显微结构中的Laves相析出的析出物，以及根据这种方法制造的部件。根据本公开内容，有利的Laves相析出物可均匀分布，并且可晶间和穿晶分布，并且与常规析出物相比，它们的形状可为具有弯曲边缘的更加球形的，并且它们可在尺寸(<1μm)上更精细。在根据本公开内容的一些实例中，Laves相颗粒可具有小于1微米的平均直径。例如，Laves相颗粒可具有平均直径650nm±200平均值的标准误差(SEM，standard error of the mean)、或650nm±500nm SEM的平均值的标准误差。考虑到其形成是不利的传统教导，并且考虑到众所周知的在某些超合金例如IN706中约束晶界迁移和晶粒尺寸的困难，根据本公开内容形成的Laves相析出的有益效果是特别令人惊讶的。
鉴于可存在于IN706合金或其他合金中的不同组成成分元素的浓度范围，根据给定的供应商或批次，IN706合金及其制成的制品的化学性质中一般存在一些可变性。相应地，不同合金的弹性中也可存在差异，例如耐开裂性或低循环疲劳差异。图1所示的是由IN706合金的不同样品制造的制品的低循环疲劳的比较。Y轴显示在制品中出现裂纹之前施加的应力的循环次数。较少的开裂循环次数指示具有较短生命周期的制品。如可见的，不同样品的裂纹形成之间存在可变性，大约3,000至16,000个循环。
继续图1，X轴显示每个样品中的Nb的重量浓度。如可见的，存在样品之间的Nb重量百分比组成范围，大约2.91％至大约3.03％。(圆形图案和方形图案代表从不同供应商获得的样品)。如可见的，Nb的较高重量百分比组成一般对应于较高的耐开裂性。在其他实验中(数据未显示)，IN706合金中较高浓度的Nb一般也对应于较厚样品中增加的耐开裂性(即，低循环疲劳)。耐开裂性和改进的低循环疲劳一般是期望的，因为它允许生产能够承受较大的温度和其他物理应力的部件，例如在较长的时间段下的延长和高的离心力，并且更重复地对应于更长的部件使用寿命，以及在更大的可购性下且伴随改进的服务配置(serviceprofiles)建造更有效的发动机及其部件。除用较高浓度的Nb获得的这种希望效果之外，Si的较高重量百分比也对应于这样的效果。在一些非限制性实例中，大约0.05％-0.1％之间的Si重量百分比对应于改进的低循环疲劳。
铌天然与碳和镍结合，以形成IN706中的碳化物和γ”(gamma double prime)。然而，当超过由这两个相可溶解的Nb的量时，γ基质变得被Nb过饱和，这有利于Laves相的形成。Nb也倾向于在晶界处分离，这降低了恢复动力学。因此，在高Nb浓度下，例如此处显示的导致改进的低循环疲劳的那些，由于在热加工期间储存的较高能量，细球形Laves相形成被加速。如本文公开的，在某些条件下，由于促进细球形Laves相析出，高Nb浓度可促进细晶粒度的形成。同样，Si也促进细球形Laves相析出。它降低了Nb在γ中的溶解度，并且因此降低了细球形Laves相析出的标准自由能。出于这些原因，根据本公开内容，细晶粒度的促进可来源于高水平的Nb和Si，伴随IN706和相关合金的典型范围。碳浓度也可保持较低，也促进了细球形Laves相析出和细晶粒度。
如本文公开的，考虑到在IN706中获得晶粒尺寸细化的这种众所周知的困难以及Laves相析出是不利的广泛持有的判断，出乎意料的是，可通过在再结晶之前析出细球形Laves相和/或在热加工期间的晶界迁移来实现晶粒细化。IN706中的Laves相是六方晶(Fe,Ni,Si)2(Nb,Ti)相，其通常可在低于1010℃的温度下长时间暴露后析出。例如，在锻造期间，铸锭可暴露于700℃-1010℃之间的温度。还可采用800℃-1000℃之间或850℃-950℃之间的温度。在一些实例中，可使用871℃-927℃之间的温度。因为Laves相在固溶温度(例如大约950℃-1000℃之间)下保持稳定，所以可通过减少变形后的晶界迁移来减少再结晶(动态和静态)晶粒尺寸。
如本文公开的，如果细球形Laves相在热加工期间被迫析出，则使用如本文公开的元素组成成分，它可以遍及基质的均匀分散产生，在金相学上显现为是尺寸0.5至1微米的大致球形的颗粒。如果合金然后用存在的细球形Laves相的均匀分散体重结晶，则新形成的晶界掺入Laves相，有效抑制晶粒生长。结果是比通过常规加工实现的更细、更均匀的晶粒尺寸。
同样根据本公开内容，在上述锻造条件和合金化学下，Laves相析出来源于在热机械加工之后采用减慢的冷却速率。如本文公开的，减慢冷却，例如通过在锻造期间和锻造之后，或简单地在锻造后，使铸锭的表面接触绝缘材料或用绝缘材料覆盖铸锭(例如对-聚芳基酰胺纤维毡或其他热保护性覆盖物)，在锻造后将铸锭浸没在颗粒状固体绝缘材料中，在锻造后使铸锭与加热物质例如加热元件接触，或在受控或其他升高的温度下将其保持在加热环境例如炉或其他加热环境中的所需持续时间，有利地促进Laves相形成。在热机械加工(例如，锻造、挤出、轧制、拉制或在超合金的热加工中使用的温度条件下的其他变形方式)后，使制品暴露于700℃-1000℃的温度，或减慢制品的冷却，使得在热加工之后，制品保持暴露于在这样的范围内的温度一段延长的持续时间，有利地促进Laves相形成。例如，根据本公开内容，通过维持这样的温度或减慢冷却速率，制品可暴露于具有这样的范围的温度1小时或更长时间、2小时或更长时间、3小时或更长时间、4小时或更长时间、5小时或更长时间、或6小时或更长时间、7小时或更长时间、8小时或更长时间、9小时或更长时间、或10小时或更长时间，从而有利地促进细球形Laves相析出。
在减慢冷却或延长暴露于升高的温度的后热加工期间，冷却速率可减慢至小于6℃/分钟。例如，它可减慢至小于1℃、小于2℃、小于3℃、小于4℃、小于5℃或小于6℃/分钟。减慢冷却速率是本文公开的用于促进细球形Laves相形成的方法的一个实例。也可采用更快的但仍然降低的冷却速率，例如慢于7℃、慢于8℃、慢于9℃和慢于10℃/分钟。根据本文公开的非限制性实例，维持升高的温度(意味着高于上述公开的范围内的环境温度或室温)和/或减慢冷却温度以维持升高的温度表示目前描述的实施例的不同变化。
图2中显示了根据本公开内容的方法的实例。显示了方法200的非限制性实例。方法200包括使铸锭变形以形成中间制品210，例如热机械加工方法包括锻造、挤出、轧制和拉制。该制品可为含镍超合金，包括IN706，其Nb水平为3重量％-3.5重量％Nb和0.05重量％-0.1重量％Si。在一个实例中，变形210可包括锻造或挤出，所述锻造包括使铸锭暴露于低于大约1010℃的温度，所述挤出包括使铸锭暴露于高于大约1010℃的温度。在变形210之后，方法200可包括例如使中间制品冷却220。冷却220一般指使制品暴露于比它在变形210的温度低的温度的任何方法。例如，冷却220可来源于从制品到周围环境的散热，所述周围环境为处于比它在发生变形210的温度低的温度。冷却220可包括使中间制品暴露于温度范围230或随后为使中间制品暴露于温度范围230。在这种暴露230期间的温度范围一般可在上文公开的用于促进Laves相形成240的范围内。在一些实例中，暴露于温度范围230可在没有最初冷却制品220的情况下发生。例如，制品最初可在它在变形210期间暴露于该期间的一温度下维持一段短暂的时间。或者冷却220可在交替周期之间间歇地发生，或处于与期间的交替，在所述期间使制品在给定温度下维持在一定范围内，在此期间不含冷却。冷却220可以减慢速率例如上述的冷却速率范围发生，并且对温度的暴露230可在上述温度范围和持续时间内发生。
在根据本公开内容的方法中用IN706合金制成的制品的实例显示于图3中。图3是显示在锻造和热处理后，在IN706微观结构内随机分散的细球形Laves相的SEM图。TEM图像(插图)显示Laves相析出物300的尺寸为大约0.5-1μm。在图4中，显示了析出物300的衍射图，揭示已知与Laves相相关的衍射图，揭示六方晶晶体结构(c/a比＝1.58)。
图5A和图5B显示了含有根据本发明的Nb水平(图5A，>3重量％Nb)和具有较低Nb水平(图5B，<3％Nb重量)的IN706制品中的晶粒尺寸差异。在该实例中，较高的Nb含量和Laves相析出导致比其中未观察到Laves相析出的较低Nb水平(125μm平均晶粒直径)更小的晶粒尺寸(平均直径53μm)。即，在该实例中，根据本发明的Laves相析出与晶粒尺寸超过55％的减少相关联。
比较图6A与图6B，揭示了根据本公开内容，在变形/热机械加工后减慢冷却速率可能对晶粒尺寸产生的效果。两者均显示了具有较高Nb水平和中至低Si水平(3.2重量％的Nb、0.08重量％的Si和0.005重量％的C)的IN706合金。在图6A中，在热机械加工之后，制品以6℃/分钟的速率冷却。在固溶处理后(982℃/1小时)，平均所得到的晶粒尺寸为直径78μm。当冷却速率如所示的减慢至如图6B所示的慢于6℃/分钟时，固溶中的晶粒生长减少，导致43μm的平均晶粒直径。如果细球形Laves相在热机械处理期间被迫析出，则它可以遍及基质的均匀分散产生，在金相学上显示为尺寸0.5至1微米的大致球形的颗粒。细球形Laves相析出物也可遍及制品均匀或基本上均匀地形成。例如，细球形Laves相析出物可构成按所测试制品的任何部分的体积计至少约0.05％，而不是在制品的一些部分中比其他部分中更低的Laves相和更大的晶粒尺寸，增加遍及其物理结构的部件特性的均匀性。在其他实例中，细球形Laves相析出物可构成按所测试制品的任何部分的体积计至少约0.075％，或按所测试制品的任何部分的体积计0.1％。
本文还公开了通过前述方法制造的制品。可形成包括晶间和穿晶Laves相析出物的基本上均匀的分散的镍基超合金，其中晶间和穿晶Laves相析出物可以按体积计至少约0.1％的浓度存在，并且其中所述析出物具有小于1微米的平均直径(作为非限制性实例，包括650nm±200nm平均值的标准误差(SEM，standard error of the mean)的平均直径或650nm±500nm SEM的平均直径)。镍基超合金可具有包含下述的组成：至少20重量％的铁、3重量％的铌至3.5重量％的铌、低于0.2重量％的硅(作为非限制性实例，包括至少0.01、0.03或0.05重量％的硅直至0.1或0.2重量％的硅)、其中碳的重量百分比小于0.02％的碳、40重量％的镍至43重量％的镍、15.5重量％的铬至16.5重量％的铬、以及1.5重量％的钛至1.8重量％的钛。
该制品可为例如具有下述组成的镍基超合金：至少53重量％的镍、4.9重量％的铌至5.2重量％的铌、0.01重量％的硅至0.1重量％的硅、以及其中碳的重量百分比小于0.2％的碳。在一些实例中，制品是燃气涡轮发动机的零件。在进一步的实例中，制品可为涡轮叶片。
应理解以上说明书预期是举例说明性而不是限制性的。本领域的普通技术人员可在本文中作出众多改变和修改，而不背离如由下述权利要求及其等价物限定的本发明的一般精神和范围。例如，上述实施例(和/或其方面)可彼此组合使用。另外，可作出许多修改以使特定情况或材料适合各个实施例的教导，而不背离其范围。虽然本文描述的材料的尺寸和类型预期限定各个实施例的参数，但它们决不是限制性的且仅是示例性的。在回顾以上说明书时，许多其他实施例对于本领域技术人员将是显而易见的。因此，各个实施例的范围应当参考所附权利要求连同这些权利要求所赋予的等价物的全部范围来确定。在所附权利要求中，术语“包括”和“其中(in which)”用作分别的术语“包含”和“在其中(wherein)”的简明英语等价物。此外，在下述权利要求中，术语“第一”、“第二”和“第三”等仅用作标记，并且不预期对其对象强加数字要求。另外，与诸如联接(coupled)、连接(connected)、接合(joined)、密封(sealed)等等术语结合使用的术语“可操作地”在本文中用于指由直接或间接联接的分离的不同部件，以及整体形成的部件(即，单片、整体或单件)的连接的两者。此外，下述权利要求的限制不是以装置加功能方式撰写的，并且不预期基于35U.S.C.§112第六段加以解释，除非和直到这种权利要求限制明确使用短语“用于...的装置”，随后为没有进一步结构的功能声明。应理解不一定上文描述的所有这些目的或优点均可根据任何特定实施例实现。因此，例如，本领域技术人员将认识到，本文描述的系统和技术可以实现或最佳化如本文教导的一个优点或一组优点的方式来实施或进行，而不必实现如本文可教导或建议的其他目的或优点。
虽然本发明已与仅有限数目的实施例结合进行详细描述，但应当容易理解本发明并不限于这种公开的实施例。相反，可修改本发明以并入迄今未描述但与本发明的精神和范围相称的任何数目的变化、改变、取代或等价设置。另外，虽然本发明的各个实施例已得到描述，但应当理解本发明的方面可仅包括所述实施例中的一些。因此，本发明不视为受前述说明书限制，而是仅受所附权利要求的范围限制。
本书面说明书使用实例来公开本发明包括最佳模式，并且还使本领域技术人员能够实践本发明，包括制备和使用任何设备或系统并且执行任何并入的方法。本发明的可专利范围由权利要求限定，并且可包括本领域技术人员想到的其他实例。如果这种其他实例具有与权利要求的字面语言并无不同的结构元件，或如果它们包括与权利要求的字面语言无实质差异的等价结构元件，则这种其他实例预期在权利要求的范围内。
Claims (10)
1.一种制造制品的方法，所述方法包括：
使包含镍基超合金的铸锭变形以形成中间制品；
在所述中间制品内形成Laves相析出物的基本上均匀的分散，其中所述Laves相析出物以按体积计至少约0.05％的浓度存在于所述中间制品中，并且其中所述析出物具有小于1微米的平均直径。
2.根据权利要求1所述的方法，其中，所述Laves相析出物以按体积计至少约0.075％的浓度存在于所述中间制品中。
3.根据权利要求2所述的方法，其中，所述Laves相析出物以按体积计至少约0.1％的浓度存在于所述中间制品中。
4.根据权利要求1所述的方法，其中，形成包括使所述中间制品暴露于其的温度范围保持在700℃至1000℃之间至少1小时。
5.根据权利要求1所述的方法，其中，形成包括以等于或低于某一冷却速率冷却所述中间制品，所述冷却速率使得所述中间制品暴露于1000℃至700℃之间的温度范围至少1小时。
6.根据权利要求5所述的方法，其中，以等于或低于某一冷却速率冷却所述中间制品包括在锻造期间使所述铸锭的表面与绝缘材料接触，在锻造后使所述铸锭与绝缘材料接触，在锻造后将所述铸锭浸没在颗粒状固体绝缘材料中，在锻造后使所述铸锭与加热物质接触，或在锻造后使所述中间制品暴露于加热到所述温度范围内的环境。
7.根据权利要求3所述的方法，其中，形成包括使所述中间制品暴露于所述温度范围至少2小时。
8.根据权利要求7所述的方法，其中，以等于或低于某一冷却速率冷却所述中间制品包括在锻造后使所述中间制品暴露于加热到所述温度范围内的环境。
9.根据权利要求7所述的方法，其中，形成包括使所述中间制品暴露于所述温度范围至少6小时。
10.一种制品，所述制品包含：
包括晶间和穿晶Laves相析出物的基本上均匀的分散的镍基超合金，其中所述晶间和穿晶Laves相析出物以按体积计至少约0.1％的浓度遍及所述制品的任何部分，并且其中所述析出物具有小于1微米的平均直径。
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