CN111448327A - 镍基合金 - Google Patents

镍基合金 Download PDF

Info

Publication number
CN111448327A
CN111448327A CN201880058741.1A CN201880058741A CN111448327A CN 111448327 A CN111448327 A CN 111448327A CN 201880058741 A CN201880058741 A CN 201880058741A CN 111448327 A CN111448327 A CN 111448327A
Authority
CN
China
Prior art keywords
nickel
base alloy
alloy composition
less
alloy
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
CN201880058741.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111448327B (zh
Inventor
大卫·克鲁登
安德烈·内梅斯
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.)
Alloyed Ltd
Original Assignee
Oxmet Technologies Ltd
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 Oxmet Technologies Ltd filed Critical Oxmet Technologies Ltd
Publication of CN111448327A publication Critical patent/CN111448327A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111448327B publication Critical patent/CN111448327B/zh
Active 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
    • 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
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y70/00—Materials specially adapted for additive manufacturing
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
  • Adornments (AREA)
  • Catalysts (AREA)

Abstract

一种镍基合金组合物，该镍基合金组合物按重量百分比计由以下项组成：1.0％至3.5％的铝、0.0％至3.6％的钛、0.0％至6.0％的铌、0.0％至4.9％的钽、0.0％至5.4％的钨、0.0％至4.0％的钼、8.9％至30.0％的钴、10.8％至20.6％的铬、0.02％至0.35％的碳、0.001％至0.2％的硼、0.001％至0.5％的锆、0.0％至5.0％的铼、0.0％至8.5％的钌、0.0％至4.6％的铱、0.0％至0.5％的钒、0.0％至1.0％钯、0.0％至1.0％的铂、0.0％至0.5％的硅、0.0％至0.1％的钇、0.0％至0.1％的镧、0.0％至0.1％的铈、0.0％至0.003％的硫、0.0％至0.25％的锰、0.0％至6.0％的铁、0.0％至0.5％的铜、0.0％至0.5％的铪，其余为镍和附带的杂质，所述组合物满足下式：4.2≤(WW+0.92WRe+1.58WRu)+WMo，WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤4.0并且3.0≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)，其中WNb、WTa、WTi、WMo、WAl、WRe和WRu分别是所述合金中的铌、钽、钛、钼、铝、铼和钌的重量百分比。

Description

镍基合金
技术领域
本发明涉及设计应用于增材制造(AM)工艺的镍基超合金组合物，这种工艺的实例包括但不限于基于粉末床的AM方法(例如，选择性激光熔化、电子束熔化)、直接金属沉积方法(例如粉末沉积和金属丝的方法)。金属AM作为一种新的制造方法正在兴起，其可以带来许多好处，诸如增加组件的复杂性、即时制造以及减少材料浪费。然而，随着加工技术的成熟，人们将注意力集中在开发新型金属合金上，该新型金属合金设计用于克服该工艺中最重要限制之一，特别是将易加工性与高性能材料性质相结合。当前，存在将已经以铸造形式或锻造形式成功制造的镍基超合金转用到AM工艺的趋势。然而，事实证明，这在很大程度上是不合适的，原因在于这类合金不能满足AM工艺中易加工性所需的许多材料特性，从而导致加工中的实质性困难，并导致材料不具有预期的结构完整性。
背景技术
表1列出了在商业应用中广泛使用的镍基超合金的多种组成示例。
表1：通常使用的镍基超合金的标称组成(wt％计)。
Figure BDA0002406247340000011
这些材料用于生产耐腐蚀组件，这些组件在包括航空航天、发电、化学加工以及石油和天然气工业在内的许多工业中能够在高温下保持高强度。它们包含多达十种不同的合金化元素，以赋予所需的性组合。然而，对于这些合金中的许多合金，所采用的元素的组合限制了通过AM来加工材料的能力。对于其他合金，可达到的强度是有限的。期望得到具有强度和被AM加工的能力的改进组合的合金。此外，还期望在其他性质(例如，耐蠕变性、密度、成本、耐腐蚀性)之间进行权衡取舍。
发明内容
本发明的目的是提供一种镍基合金，该镍基合金适合于通过AM工艺生产高强度、耐腐蚀的工程制品，该工程制品特别是用于需要超过650℃的高温强度(拉伸强度、蠕变强度)的应用中，并且与材料在成本和密度上的出色平衡相结合。
在第一方面，本发明提供了一种镍基合金组合物，该镍基合金组合物按重量百分比计由以下项组成：1.0％至3.5％的铝、0.0％至3.6％的钛、0.0％至6.0％的铌、0.0％至4.9％的钽、0.0％至5.4％的钨、0.0％至4.0％的钼、8.9％至30.0％的钴、10.8％至20.6％的铬、0.02％至0.35％的碳、0.001％至0.2％的硼、0.001％至0.5％的锆、0.0％至5.0％的铼、0.0％至8.5％的钌、0.0％至4.6％的铱、0.0％至0.5％的钒、0.0％至1.0％钯、0.0％至1.0％的铂、0.0％至0.5％的硅、0.0％至0.1％的钇、0.0％至0.1％的镧、0.0％至0.1％的铈、0.0％至0.003％的硫、0.0％至0.25％的锰、0.0％至6.0％的铁、0.0％至0.5％的铜、0.0％至0.5％的铪，其余为镍和附带的(incidental)杂质，其中满足以下公式：
4.2≤(WW+0.92WRe+1.58WRu)+WMo
WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤4.0；并且
3.0≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)
其中WNb、WTa、WTi、WMo、WAl、WRe和WRu分别是合金中的铌、钽、钛、钼、铝、铼和钌的重量百分比。
在第二方面，本发明提供了一种镍基合金组合物，该镍基合金组合物按重量百分比计由以下项组成：1.0％至3.5％的铝、0.0％至3.6％的钛、0.0％至6.0％的铌、0.0％至4.9％的钽、0.0％至5.4％的钨、0.0％至4.0％的钼、8.9％至30.0％的钴、10.8％至20.6％的铬、0.02％至0.35％的碳、0.001％至0.2％的硼、0.001％至0.5％的锆、0.0％至5.0％的铼、0.0％至8.5％的钌、0.0％至4.6％的铱、0.0％至0.5％的钒、0.0％至1.0％的钯、0.0％至1.0％的铂、0.0％至0.5％的硅、0.0％至0.1％的钇、0.0％至0.1％的镧、0.0％至0.1％的铈、0.0％至0.003％的硫、0.0％至0.25％的锰、0.0％至6.0％的铁、0.0％至0.5％的铜、0.0％至0.5％的铪、其余为镍和杂质，该镍基合金组合物满足以下公式：
4.2≤WW+WMo
WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.5，且
3.0≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)
其中WNb、WTa、WTi、WMo和WAl分别是合金中的铌、钽、钛、钼和铝的重量百分比。
在第三方面，本发明涉及一种镍基合金组合物，该镍基合金组合物按重量百分比计由以下项组成：1.0％至3.5％的铝、0.0％至3.6％的钛、0.0％至6.0％的铌、0.0％至4.9％的钽、0.0％至5.4％的钨、0.0％至4.0％的钼、8.9％至30.0％的钴、10.8％至20.6％的铬、0.02％至0.35％的碳、0.001％至0.2％的硼、0.001％至0.5％的锆、0.0％至5.0％的铼、0.0％至8.5％的钌、0.0％至4.6％的铱、0.0％至0.5％的钒、0.0％至1.0％的钯、0.0％至1.0％的铂、0.0％至0.5％的硅、0.0％至0.1％的钇、0.0％至0.1％的镧、0.0％至0.1％的铈、0.0％至0.003％的硫、0.0％至0.25％的锰、0.0％至6.0％的铁、0.0％至0.5％的铜、0.0％至0.5％的铪，其余为镍和附带的杂质，该镍基合金组合物满足以下公式：
4.2≤(WW+0.92WRe+1.58WRu)+WMo
WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.5
3.0≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)，且
WW+WMo≤4.2
其中WNb、WTa、WTi、WMo、WAl、WRe和WRu分别是合金中的铌、钽、钛、钼、铝、铼和钌的重量百分比。
在第四方面，本发明涉及一种镍基合金组合物，该镍基合金组合物按重量百分比计由以下项组成：1.0％至3.5％的铝、0.0％至3.6％的钛、0.0％至6.0％的铌、0.0％至4.9％的钽、0.0％至5.4％的钨、0.0％至4.0％的钼、8.9％至30.0％的钴、10.8％至20.6％的铬、0.02％至0.35％的碳、0.001％至0.2％的硼、0.001％至0.5％的锆、0.0％至5.0％的铼、0.0％至8.5％的钌、0.0％至4.6％的铱、0.0％至0.5％的钒、0.0％至1.0％的钯、0.0％至1.0％的铂、0.0％至0.5％的硅、0.0％至0.1％的钇、0.0％至0.1％的镧、0.0％至0.1％的铈、0.0％至0.003％的硫、0.0％至0.25％的锰、0.0％至6.0％的铁、0.0％至0.5％的铜、0.0％至0.5％的铪，其余为镍和附带的杂质，该镍基合金组合物满足以下公式：
4.2≤WW+WMo
3.5≤WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤4.0
3.0≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)
其中WNb、WTa、WTi、WMo、WAl、WRe和WRu分别是合金中的铌、钽、钛、钼、铝、铼和钌的重量百分比。
在第五方面，本发明涉及一种镍基合金组合物，该镍基合金组合物按重量百分比计由以下项组成：1.0％至3.5％的铝、0.0％至3.6％的钛、0.0％至6.0％的铌、0.0％至4.9％的钽、0.0％至5.4％的钨、0.0％至4.0％的钼、8.9％至30.0％的钴、10.8％至20.6％的铬、0.02％至0.35％的碳、0.001％至0.2％的硼、0.001％至0.5％的锆、0.0％和5.0％的铼、0.0％至8.5％的钌、0.0％至4.6％的铱、0.0％至0.5％的钒、0.0％至1.0％的钯、0.0％至1.0％的铂、0.0％至0.5％的硅、0.0％至0.1％的钇、0.0％至0.1％的镧、0.0％至0.1％的铈、0.0％至0.003％的硫、0.0％至0.25％的锰、0.0％至6.0％的铁、0.0％至0.5％的铜、0.0％至0.5％的铪，其余为镍和附带的杂质，该镍基合金组合物满足以下公式：
4.2≤(WW+0.92WRe+1.58WRu)+WMo
3.5≤WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤4.0
3.0≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)，且
WW+WMo≤4.2
其中WNb、WTa、WTi、WMo、WAl、WRe和WRu分别是合金中的铌、钽、钛、钼、铝、铼和钌的重量百分比。
本文关于第一方面(或任何其他方面)公开的所有进一步的限制可以等同地适用于第二方面和/或第三方面和/或第四方面和/或第五方面。
这些合金在强度和可增材制造性之间提供了以前无法实现的平衡。
本文中所用的术语“由......组成”表示所涉及组合物的100％，并且排除了其他的存在，使得百分数相加为100％。除非另有说明，否则百分比以重量百分比表示。
附图说明
参照附图，仅通过举例的方式来更全面地描述本发明，在附图中：
图1示出了在表2中列出的在合金设计空间内，屈服强度(根据强度优良指数)与通过增材制造的易加工性(以AM指数来表示)之间的计算权衡(calculated trade-off)；
图2是等值线图，其示出了Al和Ti对镍基超合金在焊接期间裂纹敏感性的影响(改编自M Prager,C.S.Shira,Welding Research Council Bulletin,pp128,(1968))；
图3是等值线图，其示出了作为x轴的铝和钛元素之和相对于作为y轴的铌和钽元素之和对屈服强度(以强度价值指数来表示)的影响，叠加的是AM价值指数的优选限制(M增材制造≥-1.0)；
图4是等值线图，其示出了对于具有优选AM指数(M增材制造≥0)的合金，钨和钽元素对合金密度的影响；
图5是等值线图，其示出了对于具有优选AM指数(M增材制造≥0)的合金，钼和钨对固溶强化(以固溶指数来表示)的影响；
图6是等值线图，其示出了在900℃下，作为x轴的铝和钛元素之和相对于作为y轴的铌和钽元素之和对γ′的体积分数的影响，叠加的是AM价值指数的不同值；
图7是等值线图，其示出了在137MPa下，γ′的体积分数和蠕变价值指数对预计的1000小时蠕变寿命的影响，叠加的是本发明范围内的γ′的体积分数和蠕变价值指数的潜在限制；
图8是等值线图，其示出了当钼含量固定为1.0wt％时，对于具有优选AM指数(M增材制造≥0)的合金，钴和钨对耐蠕变性(以蠕变价值指数来表示)的影响；
图9是等值线图，其示出了当钼含量固定为2.0wt％时，对于具有优选AM指数(M增材制造≥0)的合金，钴和钨对耐蠕变性(以蠕变价值指数来表示)的影响；
图10是等值线图，其示出了当钼含量固定为3.0wt％时，对于具有优选AM指数(M增材制造≥0)的合金，钴和钨对耐蠕变性(以蠕变价值指数来表示)的影响；
图11是等值线图，其示出了当钼含量固定为4.0wt％时，对于具有优选AM指数(M增材制造≥0)的合金，钴和钨对耐蠕变性(以蠕变价值指数来表示)的影响；
图12示出了铬含量和铝含量对氧化期间形成的主要氧化物的影响，叠加的是本发明的铝含量的最小极限和最大极限；
图13是等值线图，其示出了对于具有优选AM指数(M增材制造≥0)的合金，铬以及元素钼和钨之和对微观结构稳定性(以稳定性数来表示，Md)的影响；
图14示出了使用基于粉末床的AM方法制造的镍基超合金的显微图。明显的是，AM价值指数对AM加工期间的裂纹敏感性的影响使本发明的AM价值指数的优选极限(M增材制造≥-1.0)合理化。
具体实施方式
传统上，镍基超合金是通过经验主义来设计的。因此，已使用耗时且昂贵的实验开发方法来离它们的化学组成，这其中涉及对有限数量的材料进行小规模处理以及随后对其行为进行表征。所采用的合金组成则是显示出最佳或最期望的性能组合的组成。大量可能的合金化元素表明这些合金尚未被完全优化，并且可能存在改进的合金。
在超合金中，通常添加铬(Cr)和铝(Al)以赋予耐氧化性/耐腐蚀性，添加钴(Co)以改进耐硫化性。为了提高耐蠕变性，引入了钼(Mo)、钨(W)和钴(Co)，这是因为这些元素会阻碍热激活过程(例如位错攀移)，其决定了蠕变变形的速率。为了提高静强度和循环强度，引入了铝(Al)、钽(Ta)、铌(Nb)和钛(Ti)，这是因为这些元素有助于沉淀硬化相(γ′)的形成。该沉淀相与面心立方(FCC)基体相(被称为γ)相干。
在这里描述了一种用于对新等级的镍基超合金进行离析的基于建模的方法，称为“合金设计”(Alloys-By-Design，ABD)方法。这种方法利用计算材料模型的框架来估计非常广泛的组成范围中与设计相关的性质。原则上，这种合金设计工具使得能够解决所谓的反问题；确定最能满足一组特定设计限制的最佳合金组成。
该设计方法的第一步是限定元素列表以及相关的组成上限和下限。表2详细列出了本发明中所考虑的加入的每种元素的组成极限(称为“合金设计空间”)。
表2：使用“合金设计”方法检索的合金设计空间(以wt％计)
Figure BDA0002406247340000051
其余为镍。碳、硼和锆的含量分别固定为0.06％、0.01％和0.006％。已知有利地，存在这些元素以提供晶界处的强度。
第二步依赖于用于计算特定合金组成的相图和热力学性质的热力学计算。通常，这被称为CALPHAD方法(计算相图，CALculate PHAse Diagram)。这些计算是在新合金的典型使用温度(900℃)下进行的，提供了有关相平衡(微观结构)的信息。
第三阶段涉及离析具有期望的微观结构架构的合金组成。对于要求优异的蠕变变形性的镍基超合金，蠕变断裂寿命通常会随着沉淀硬化相γ′的体积分数的增加而提高，在900℃时，γ′的体积分数的最有利的范围在60％至70％之间(然而，由于其他设计限制，体积分数通常被限制为低于此值)。当γ′的体积分数的值大于70％时，则观察到蠕变性下降。
γ/γ′晶格错配也必须符合正或负的小值，原因是否则会损失相干性；因此限制了它的大小。晶格错配δ被定义为γ相与γ′相之间的错配，并且根据下式来确定：
Figure BDA0002406247340000052
其中，aγ和aγ'是γ相与γ′相的晶格参数。
因此，模型对设计空间中的所有组成离析，从而经计算可得出所需的γ′体积分数，其具有低于预定大小的晶格配γ′。
在第四阶段，对数据集中剩余的经离析的合金组成的价值指数进行评价。这些价值指数的实例包括：蠕变价值指数(仅基于平均组成来描述合金的耐蠕变性)、强度价值指数(仅基于平均组成来描述合金的沉淀屈服强度)、固溶价值指数(仅基于平均组成来描述合金的固溶屈服强度)、密度和成本。
在第五阶段，将计算出的价值指数与所需行为的极限进行比较，这些设计约束条件被认为是问题的边界条件。排除不满足边界条件的所有组成。在该阶段，试验数据集的大小将显著减小。
最后的第六阶段涉及对剩余组成的数据集的分析。这可以通过多种方式来完成。例如，可通过数据对表现出以下价值指数最大值的合金进行分类：最轻、最耐蠕变、最耐氧化和最便宜。或者替代性地，可以使用数据库来确定性能的相对权衡，这些权衡取自于性质的不同组合。
现在描述示例七项价值(merit)指数。
第一价值指数是蠕变价值指数。总体观察是，镍基超合金的时变变形(即蠕变)是通过初始活动仅限于γ相的位错蠕变而引起的。因此，由于γ′相的分数大，所以位错段迅速固定在γ/γ′界面。因此，速率控制步骤是从γ/γ′界面逸出被捕获的位错组态，而这取决于局部化学，在这种情况下是γ相的组成，其引起了合金组分对蠕变性质的显著影响。
当载为单轴且沿<001>晶体学方向时，可以调用基于物理的微观结构模型来计算蠕变应变
Figure BDA0002406247340000067
的累积速率。方程组为
Figure BDA0002406247340000061
Figure BDA0002406247340000062
其中，ρm是移动位错密度，φp是γ′相的体积分数，并且ω是基体通道的宽度。项σ和T分别是施加的应力和温度。项b和k分别为伯格斯(Burgers)失量和波尔兹曼(Boltzmann)常数。项
Figure BDA0002406247340000063
是约束因子，其说明这些合金中立方体颗粒的紧密距离。方程3描述了位错乘法过程，该过程需要估计乘法参数C和初始位错密度。项Deff是控制颗粒/基界面处的攀爬过程的有效扩散率。
应注意，在上文中，φp和Deff这两项引起组成依赖性。因此，如果假定微结构架构是恒定的(微结构架构主要由热处理来控制)，因此φp是固定的，那么对化学组成的依赖性都由Deff来引起。在此，出于描述的合金设计建模的目的，事实证明，无需对每种原型合金组成都实施方程2和方程3的完全积分。而是，采用需要最大化的一阶价值指数M蠕变，其由以下式给出：
Figure BDA0002406247340000064
其中，xi是γ相中溶质i的原子分数，并且
Figure BDA0002406247340000065
是适当的互扩散系数。
第二价值指数是强度价值指数。对于高镍基超合金，绝大部分的强度来自沉淀相。因此，优化合金组分以使沉淀强化最大化是关键的设计考虑因素。从硬化理论出发，提出了用于强度的价值指数，M强度。该指数考虑了最大可能的沉淀强度—其确定为发生从弱耦合位错剪切到强耦合位错剪切的过渡点，可以使用以下式近似估算：
Figure BDA0002406247340000066
其中，
Figure BDA0002406247340000071
是泰勒(Taylor)因子，γAPB是反相边界(APB)能量，φp是γ′相的体积分数，并且b是伯格斯矢量。
从式5可以明显看出，γ′相中的断层能量(例如，反相边界APB能量)对镍基超合金的变形行为具有显著影响。已经发现增加APB能量可以改进包括抗拉强度和抗蠕变变形在内的机械性质。使用密度泛函理论研究了许多Ni-Al-X的APB能量。根据这项工作，计算出三元元素对γ＇相的APB能量的影响，在考虑复杂的多组分体系时，假设三元加法的影响呈线性叠加，得出以下公式：
γAPB＝195-1.7xCr-1.7xMo+4.6xW+27.1xTa+21.4xNb+15xTi (6)
其中，xCr、xMo、xW、xTa、xNb和xTi分别表示γ′相中铬、钼、钨、钽、铌和钛的以原子百分比表示的浓度。γ′相的组成由相平衡计算来确定。
第三价值指数是固溶价值指数。固溶体硬化发生在被称为伽马(γ)相的(FCC)基体相中，这种硬化机理特别是在高温下是重要的。采用了假设各个溶质原子对基体相的强化叠加的模型。设计空间中考虑的元素的固溶强化系数ki，其中铝、钴、铬、钼、铌、钽、钛和钨分别为225MPa/at.％1/2、39.4MPa/at.％1/2、337MPa/at.％1/2、1015MPa/at.％1/2、1183MPa/at.％1/2、1191MPa/at.％1/2、775MPa/at.％1/2和977MPa/at.％1/2。固溶指数基于基体相的平衡组成，通过使用下式来计算，
Figure BDA0002406247340000072
其中，M固溶是固溶价值指数，并且xi是γ基体相中的元素i的浓度。
第四价值指数是密度。密度ρ使用简单的混合规则和校正因子来计算，其中，ρi是给定元素的密度，xi是合金元素的原子分数。
ρ＝1.05[∑ixiρi] (8)
第五项价值指数是成本。为了估算每种合金的成本，应用了简单的混合规则，其中，合金元素的重量分数xi乘以当前(2016年)对于合金化元素的原材料成本ci。
成本＝∑ixici (9)
该估算假设所有合金的加工成本均相同，即产品产量不受组成的影响。
第六项价值指数是增材制造(AM)指数。合金通过增材制造被加工的能力与化学组成有关。用于AM的能力与用于评估镍超合金的焊接能力(“可焊性”)的标准有关。该指数是根据经验观察得出，其将镍基超合金的合金组成与可焊性相关联(图2)。在这种关系下，钛含量增加0.5倍，以将其转换为“铝当量”，这是因为钛的密度约为铝密度的两倍。实际上，金属合金的增材制造工艺是连续的焊接过程。已经对仅将可焊接性与铝和钛含量相关联的先前观察做出了调整。囊括了一些改动以说明钽和铌在固化期间的影响，其行为类似于铝和钛。与钛相似，以恒量添加以将这些元素添加量转换为“铝当量”，因此，铌和钽的校正系数(由其相对于铝的密度确定)分别为0.3和0.15。通过以下式应用AM指数。
M增材制造＝3-(WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa) (10)
其中，WAl、WTi、WNb和WTa是合金中铝、钛、铌和钽的重量百分比。该AM指数的值越小，表示对增材制造过程的响应越好。AM指数的值为-1.0或更大将产生令人满意的可增材制造性(请参见图14和相关描述)。优选地，该值为-0.5或更大，或者甚至为零或更大，这是因为这表明易于通过增材制造来加工。
第七项价值指数是基于对TCP相的敏感性而形成的不合适的微观结构架构而排除候选合金。为此，利用合金化元素的d轨道能级(称为Md)以根据以下式来确定有效的总Md能级
Figure BDA0002406247340000081
其中，xi表示合金中元素i的摩尔分数。Md值越高表明TCP形成的可能性越高。
上述的ABD方法用于离析本发明的合金组成。该合金的设计意图是优化镍基合金的组成，以通过AM工艺生产高强度耐腐蚀的工程制品，这些工程制品特别是用于需要超过650℃的高温强度(拉伸强度、蠕变强度)的应用中，这与材料成本和密度的良好平衡相结合。
表3中列出了用ABD方法测定的表1中列出的常规铸造镍基合金典型组成的材料性质。新合金的设计被考虑与为这些合金列出的预期性质有关。
现在描述新合金设计的原理。
表3：使用“合金设计(Alloys-by-Design)”软件计算得到的相分数和价值指数。表1中列出镍基超合金的结果。
Figure BDA0002406247340000082
如图1所示，在合金强度(通过强度价值指数来计算)与合金经AM制造的适用性(通过AM价值指数来计算，其中AM价值指数的值小于-1.0时表明加工困难)之间存在权衡。在该图上标出了许多众所周知的、商业上使用的镍基超合金的位置。该图表明，随着强度的增加，加工变得更加困难。图1还示出了研究的数百万种合金组成，这些合金组成落入表2中描述的组分空间(阴影区域)。结果表明，尽管存在这种权衡，但仍可以使合金具有高强度与大大改进的通过AM加工之间的改进平衡。在以下个部分对提供这种有益效果的合金组成的离析()进行描述。
图3描述了主要添加以形成γ′相的元素的加和与计算出的强度价值指数之间的关系。如AM价值指数(式10)中所述，形成的γ′相的元素还可能降低合金通过AM加工的难易程度。因此，必须优化这些元素的组合以用于AM加工能力和强度之间提供最佳平衡。图中的虚线用于描绘认为合金易于通过AM进行加工的极限值，位于该线上方的元素范围较不优选，这是因为它们会限制合金的加工。该线由下式来得到：
WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa＝4.0
其中，WAl、WTi、WNb和WTa分别是合金中的铝、钛、铌和钽的重量百分。尽管增材制造公式表明铝的最大允许含量为4.0wt％，但已知铝会提高主γ相的固溶温度。对于AM可加工性而言，较低的主γ相固溶温度是优选的，这是因为它可以减少在组装状态下应变的累积。因此，将铝含量限制为3.5wt％或更低，以帮助实现低的主γ相固溶温度，例如最高的主γ相固溶温度为1100℃，这将使合金的固溶度低于表3中所列出的合金的范围(Crudden etal.Acta Materialia 75(2014)356–370)。优选地，铝的最大浓度限制为3.5wt％(更优选3.0wt％或甚至2.5wt％或2.2wt％，以确保良好的可增材制造性)。满足该式意味着AM价值指数至少为-0.5。AM价值指数越高，AM加工越容易，因此优选WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.4，更优选WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.3，甚至更优选WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.2，甚至更优选WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.1，并且最优选WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.0。
添加元素钛、铌和钽来代替元素铝，这些元素分配到γ′相中。如果这些元素的组合(按原子百分比计)远远大于铝含量的总和(按原子百分比计)，则γ′相的稳定性可能会降低，从而会导致形成不需要的相，诸如德尔塔(δ)相或伊塔(η)相。通过用钛、铌和钽元素相对于铝的相对密度(分别近似为0.5、0.3和0.15)来转化其重量百分比，以近似得出元素的比例(原子百分数)。因此，优选的是，将钛、铌和钽元素之和与铝之比保持在小于1.5，以便满足下式：
Figure BDA0002406247340000091
因此，在Al的最大允许含量为3.5wt％的情况下，钛含量限制为3.6wt％，铌含量限制为6.0wt％，钽含量限制为12.0wt％。更优选地，将元素钛、铌和钽之和与铝的比例保持为小于1.125，以提供更好的γ′相稳定性。因此，更优选的是将钛限制为3.1wt％，将铌限制为5.1wt％，并且将钽限制为10.3wt％。最优选地，将钛、铌和钽元素之和与铝的比例保持为小于1.00，以提供更好的γ′相稳定性。因此，更优选的是将钛限制在3.0wt％，将铌限制在5.0wt％，将钽限制在10.0wt％。
参见图3和图6，钽和/或铌的使用会增加强度价值指数和主γ相体积分数。因此，优选的是使元素钽和铌之和(0.3Nb+0.15Ta)＞0.1，更优选＞0.15，甚至更优选＞0.2，这是因为它通过使主γ相沉淀强化最大化来增加强度。
在优选高强度的情况下，有益的是钽的最含量为0.1wt％或更多，优选为0.3wt％或更多。
在优选较低合金成本的情况下，有利的是使用铌，因此优选的是使用最低含量为0.1wt％或更多，优选0.3wt％或更多的铌。
参见图3，除了铝之外，钛的使用增加了强度价值指数。因此，优选添加0.1wt％或更多的钛，优选0.3wt％或更多的钛。
参见式6，在主γ相中使用钛、钽和铌替代铝会产生更高的ABP能量。因此，优选具有(0.5Ti+0.3Nb+0.15Ta)/Al≥0.75，优选≥0.9，更优选≥1.0的比例，这是因为这会产生高强度(Crudden et al.Acta Materialia 75(2014)356–370)。
元素铂、钯的行为与钽、钛和铌的行为相似，即它们是主γ相形成元素，可增加反相边界能量。这些元素可以可选地添加到合金中，以代替元素钽、钛和铌。这样做的益处可包括提高耐高温腐蚀性。铂和钯的“铝当量”分别需要0.125和0.225的校正因子(由相对于铝的密度确定)。然而，由于这些元素添加的成本高，因此必须限制这些元素的添加。因此，这些元素各自可以以至多1.0wt％的量存在，优选将它们限制为小于0.5wt％，最优选小于0.1wt％，这是因为该范围提供了成本和改进耐腐蚀性之间的最佳平衡。优选的是，满足下式以通过增材制造提供良好的加工
WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa+0.125WPt+0.225WPd≤4.0
优选地
WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa+0.125WPt+0.225WPd≤3.0
其中，WPt和WPd分别是合金中的铂和钯的重量百分比。
强度价值指数的最低强度要求为1050MPa，这使该合金具有优于表3中所列出的AM指数为正值的强度最高的合金的强度方面的优势。图3示出了元素铝和钛的总和以及元素铌和钽的总和如何影响合金强度(以强度价值指数来表示)。为了达到图3中示出的所需的强度价值指数，应满足下式
3.0≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)
更优选地，为了提供大于1050MPa的强度价值指数，应当满足下式：
3.1≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)
WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)的总和越高，强度价值指数越高。优选地，WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa的总和为3.2或更大，更优选为3.3或更大，甚至更优选为3.4或更大，并且最优选为3.5或更大，从而得到约1150MP的强度价值指数。
结合良好的拉伸强度(由强度价值指数确定)，对合金的密度进行限制也是有益的。在提高机械强度时，一些元素的添加会对密度产生负面影响，因此必须在合金强度和合金密度之间进行权衡。合金设计空间中使密度增加最大的元素是钨和钽。对于满足AM价值指数为0.0或更大的合金，其对合金密度的影响如图4所示。优选的是，使新合金的比强度价值指数(由强度价值指数除以密度来计算)高于瓦氏合金的比强度价值指数(为115.8MPa.cm3.g-1)。因此，如果新合金的最小强度优良指数为1050MPa，则期望将密度限制在例如小于8.7g/cm3，这将使合金的密度在表3中所列出的合金的上下范围内，并且比强度与瓦氏合金相比有所提高。因此，合金的钨含量被限制为小于5.4wt％，并且钽添加的极限为4.9wt％。为了限制合金的密度，钨和钽的添加优选遵循下式：
f(密度)＝WTa+Ww
其中，f(密度)是小于或等于5.4的数值，以便生产密度小于8.7g/cm3的合金。铼和/或钌可以替代钨，从而得到下式：1.1WTa+(Ww+0.92WRe+1.58WRu)。
如前所述，通过控制γ′相体积分数和强度价值指数，可以提高合金的屈服应力和耐蠕变性。合金强度的进一步改进可通过添加被分配到面心立方(FCC)基体相(称为γ)中的元素来实现。元素对γ相强度的影响可使用固溶价值指数(SSI)来计算。本发明的γ相主要由元素钼、钴、铬和钨组成。铬不会强烈地影响γ相的固溶强化，其添加主要是为了增加合金的抗氧化性和耐腐蚀性(图12)。如图8至图11所示，钴不会强烈地影响γ相的固溶强化，但对蠕变价值指数具有有益的影响。据发现，元素钼和钨对固溶指数的影响最大。
图5中示出了钼和钨对固溶指数的影响。固溶指数的最小目标是90MPa，更优选地，最小目标是95MPa。固溶指数的变化依据下式与钨和钼含量的变化
f(SSI)＝WW+2.1WMo
其中，f(SSI)为一个数值，WW和WMo分别为合金中的钨和钼的重量百分比。钨可用铼和/或钌代替，从而使上式变为(Ww+0.92WRe+1.58WRu)+2.1WMo。例如，为了生产至少90MPa的SSI值，f(SSI)的数值应大于或等于8.7。Mo+W的最小浓度限制为4.2wt％，以达到令人满意的SSI水平。优选地，f(SSI)的数值大于或等于11.0，以生产SSI值为至少95MPa的合金，该SSI值等于表3中的最高SSI。因此，优选的是，Mo+W的最小含量大于5.3wt％或甚至5.6wt％。如下文参照表12所述，假定铼和/或钌可以代替钨，则在该公式中，可以根据这些元素的密度比用铼和/或钌来代替钨。即，上式变为(Ww+0.92WRe+1.58WRu)+WMo为4.2或更大，优选5.3或更大，甚至更优选5.6或更大。当钨含量被限制为5.4wt％时，则优选生产含有1.6wt％或更高的钼的合金，以使生产的合金具有大于90MPa的SSI；更有利的是具有2.7wt％或更高的钼含量，从而生产SSI为95MPa或更高的合金。因此，期望钨的最小量为0.2wt％，这是因为钼的最大允许量为4.0wt％。这意味着不需要较昂贵的铼和钌。期望钨的量为至少0.7wt％，或甚至至少1.0wt％或更多，例如最小为1.5wt％或2.0wt％或甚至最小为2.6wt％。这样可以减少Mo的含量(有助于提高耐热腐蚀性)，并且几乎不依赖或不依赖铼和钌的添加。
从图6可见，要生产易于通过增材制造进行加工的合金，优选的是在900℃的平衡温度下，将γ′体积分数限制为0.30；最优选地，基于最优选的AM指数值WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.0，将γ′体积分数限制为0.23。在图7上标出了该极限。图7示出了γ′体积分数和蠕变价值指数对耐蠕变性的影响(当在137MPa下测试时，预测的1000小时蠕变断裂温度)，使这两个参数提高将会增加耐蠕变性。图7示出了表3中列出的AM指数为正值的合金的位置。为生产耐蠕变性与瓦氏合金相比得到改进的合金，优选的是使预期的1000hr蠕变断裂寿命大于850℃。与瓦氏合金相比，为了提高耐蠕变性，优选的是使蠕变价值指数高于瓦氏合金的蠕变价值指数(5.3×10-15m-2s)。参见图8至图11，表2中所述合金体系的蠕变价值指数被限制为8.5×10-15m-2s。在下一节中，将参考图6和图8至图11对实现大于5.3×10-15m-2s的蠕变价值指数所需的添加元素进行阐述。还优选的是使γ′体积分数高于瓦氏合金的γ′体积分数，以生产耐蠕变性得到提高的合金，优选地，当平衡温度为900℃时，新合金中的体积分数在0.18至0.30之间，更优选地在0.18至0.23之间。更优选地，为了更好地结合耐蠕变性和AM加工性，当平衡温度为900℃时，新合金中的γ′体积分数在0.20至0.23之间。参考图6对此进行阐述。
如果铝、钛、铌和钽的含量必须满足以下约束条件，则所生产的合金具有在0.18至0.3之间所需的γ′分数：
f(γ′)＝WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa
其中，f(γ′)是范围在2.65至3.5之间的数值。如果f(γ′)是范围在2.8至3之间的数值，则所生产的合金具有在0.20至0.23之间的γ′分数，从而在该合金中具有高蠕变强度和AM加工性。因此，为了满足f(γ′)的约束条件-假定(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WAl≤1.5，则合金中的最低铝含量应为1.0wt％。在f(γ′)在2.8和3之间为了生产γ′分数在0.20至0.23之间的合金，优选的最低铝含量应为1.1wt％。由于可以通过增加γ′分数来进一步提高耐蠕变性，所以期望f(γ′)为2.9或更大，因此最低铝含量为1.2wt％是可取的。
图8至图11示出了钴、钨和钼对蠕变价值指数的影响。可以看出，这些元素对提高耐蠕变性具有有益的影响。蠕变价值指数的目标是5.3×10-15m-2s。为了生产密度和耐蠕变性具有良好平衡的合金，将钨含量限制为5.4wt％。使合金中的钼含量保持在4.0wt％以下，以降低对热腐蚀的敏感性。更优选地，将钼含量限制在3.8wt％或更少，更优选3.5wt％或更少，甚至更优选3.0wt％或更少，以进一步提高耐热腐蚀性。图11示出了当钼被限制为4.0wt％时，钴和钨对耐蠕变性的影响，其在优选的钼范围内产生了最佳的蠕变性。如果因密度而考虑钨的范围(最多5.4wt％)，那么8.9wt％的最小钴浓度将提供足够高的蠕变价值指数。优选地，通过含有多于14.0wt％的钴的合金来提供更高的耐蠕变性。更优选地，合金中的最小钴含量为15.6wt％，由此在4.0wt％的钼下，产生了蠕变价值指数大于7.0×10- 15m-2s的合金。当γ′体积分数为0.20的优选下限时，将提供良好的蠕变性。更优选地，钴含量大于17.1wt％，使得例如当钼的添加量处于1.6wt％的优选下极、限时，能够达到7.0×10-15m-2s的蠕变价值指数(图9)。作为基础元素为镍的合金，钴的最大浓度被限制为30wt％，钴含量过高不利于合金的氧化行为。优选地，将钴含量限制为小于25wt％以改进合金的氧化行为，更优选地，由于钴成本很高(基于2017年的原始元素的成本)，因此该合金元素的添加量被限制为小于20wt％。从图8至图11可以看出，钨含量越高，蠕变价值指数越高。优选地，存在最小0.2wt％的钨。更优选地，需要7.0×10-15m-2s的蠕变价值指数，因此存在优选下限为1.8wt％的钨，从而达到具有20％钴的蠕变价值指数，最优选地，钨含量应当大于3.1wt％，使得能够同时实现由于钼含量较低的高耐蠕变性和改进的耐热腐蚀性(图9)。
元素铼、钌和铱的行为与钨的行为相似，即它们是形成γ相元素，可提高蠕变价值指数。这些元素可以可选地添加到合金中，其中元素钨、铼、钌和铱的在密度方面小于或等于5.4wt％的钨当量。与钨相比，这些元素的添加将显著增加合金的蠕变响应(这是因为它们的扩散率要慢得多)，然而由于这些元素的成本很高，因此这种蠕变响应的显著伴随着成本的大大增加。基于钨的含量(5.4wt％或更少)来控制密度，可以将这些元素以能够提高耐蠕变性但不会比优选的钨含量更多地增加合金密度的水平来添加。为此，针对每种合金来计算基于相对于钨的密度的因子。铼、钌和铱的因子分别为0.92、1.58和0.85。因此，优选的最大铼含量为5.0wt％，钌含量为8.5wt％，铱含量为4.6wt％。更优选地，依据这些元素的成本，将这些元素的添加量限制为小于3.0wt％，甚至更优选小于2.0wt％，最优选小于1.5wt％。
图12提供了关联合金组分与高温下形成的主要氧化物的图。合金有必要形成主要为氧化铬(Cr2O3)或氧化铝(Al2O3)的氧化物，因为这些氧化物可防止氧气进入而导致材料性质劣化。必须添加铬以能够形成这些保护性氧化物。基于合金的最小铝含量(1wt％)，期望最小铬含量为10.8wt％，使得即使当铝浓度处于最低含量水平时也能形成氧化铬皮(chromia scale)(图12)。最优选地，因为氧化铬在改善耐氧化性方面具有很强的作用并且还提供良好的耐热腐蚀性，因此期望氧化铬含量大于15.0wt％。
控制铬的最大浓度，以确保能够保持微观结构的稳定性，并避免形成不需要的拓扑紧密堆积(TCP)相，例如西格玛(σ)相或缪(μ)相。导致TCP相形成的主要元素是钼、钨和铬。图13示出了这些元素对γ基体相的Md数的影响，优选使用较低的Md数以提供更好的微观结构稳定性。优选将Md数限制为0.92，使得稳定性与表3中所列出的其他合金相当。因此，假定对元素钼和钨的总和(Mo+W)的最低要求为4.2wt％，则铬含量小于20.6wt％是有益的，更优选小于19.2wt％(基于优选的Mo+W＝5.3wt％)；更优选地，当Mo+W＝4.2wt％时，铬含量小于17.6wt％，从而使稳定性提高(Md＝0.91)；最优选地，当Mo+W＝5.3wt％时，铬含量低于16.6wt％，从而得到0.91的稳定性数(Md＝0.91)，使得强度稳定性和耐氧化性/耐腐蚀性达到最佳平衡(图13)。当铬含量等于10.8wt％时，Mo+W含量优选小于10.8wt％，由此实现良好的稳定性(Md＝0.91)；更优选地，当铬含量大于或等于15.0wt％时，Mo+W小于6.6wt％，由此产生良好的稳定性(Md＝0.91)。
为了向晶界提供强度，需要添加碳、硼和锆。这对于合金的蠕变性和疲劳性特别有利。碳浓度的范围应在0.02wt％至0.35wt％之间。优选地，为了减少在增材制造过程中的裂纹，优选的是较低的碳含量，因此碳含量小于0.2wt％或小于0.15wt％是优选的，更优选小于0.1wt％。硼浓度的范围应在0.001wt％至0.2wt％之间，优选小于0.03wt％，这是因为硼在固化期间偏析至液相，并且可能会导致在AM工艺期间液化裂纹，硼浓度更优选小于0.02wt％。锆浓度的范围应在0.001wt％至0.5wt％之间，优选小于0.01wt％，更优选小于0.006wt％。
有利的是，在生产合金时，它基本上没有附带的杂质。这些杂质可以包括元素硫(S)、锰(Mn)和铜(Cu)。元素硫应保持低于0.003wt％(按质量计为30PPM)。锰是附带的杂质，其被限制为0.25wt％，优选地被限制为小于0.1wt％。铜(Cu)是附带的杂质，其优选限制为0.5wt％。存在高于0.003wt％的硫会导致合金脆化，并且硫还会偏析到氧化期间形成的合金/氧化物界面，优选地，硫含量小于0.001wt％。钒是附带的杂质，钒对合金的氧化行为具有不利影响，钒的含量优选限制为0.5wt％，优选小于0.3wt％，最优选限制为小于0.1wt％。这种偏析可能导致保护性氧化物皮的崩落增加。如果这些附带的杂质的浓度超过规定的含量水平，预计会出现关于产品成品率以及合金材料性质下降的问题。
添加至多0.5wt％，或更优选至多0.2wt％的铪(Hf)对于束缚合金中的附带杂质以及提供强度是有利的。铪是强碳化物形成剂，它可以提供额外的晶界强化。
将所谓的“反应性元素”，钇(Y)、镧(La)和铈(Ce)添加达到0.1wt％的含量水平可能有利于改进保护性氧化物层(诸如Cr2O3)的附着力。这些反应性元素可能会“扫荡”杂质元素，例如硫，硫会偏析到合金氧化物界面上，削弱氧化物与基板之间的键合，从而导致氧化物崩落。添加至多0.5wt％的硅(Si)可能是有利的，已经表明，向镍基超合金添加至多0.5wt％水平的硅对氧化性是有利的。特别地，硅偏析至合金/氧化物界面，并改进氧化物与基材的内聚力。从而减少了氧化物的崩落，改进了耐氧化性。
基于本节中呈现的对本发明的描述，表4中列出了对于本发明的宽范围。
发明的实施例
表4来自本发明的组合物实例(AMNi-1至AMNi-3)。将针对表4中这些新合金计算出的性质与表5中目前使用的合金进行比较。现在描述这些合金设计的原理。表4：与表1中列出的常规镍基超合金(AM指数为正)相比，新设计的增材制造合金的标称组成(以wt％表示)。
Figure BDA0002406247340000141
表5：使用“设计合金”软件计算得到的相分数和价值指数。常规镍基超合金(AM指数为正)以及标称组成的新合金(表4)的结果。
Figure BDA0002406247340000142
与具有经计算AM指数为正的现有合金相比，本发明包括的示例合金AMNi-1至AMNi-3具有改进的机械性质(抗拉强度和蠕变强度)平衡。结果是与列出的已知合金(N80A、N90、瓦氏合金)相比，机械强度和使用增材制造的加工能力得到改进的组合。特别是，拉伸强度(以强度价值指数来表示)提高了93MPa至109MPa(与瓦氏合金相比)，改进百分比为8.5％至10％。此外，相对于瓦氏合金，合金的耐蠕变性通过增加蠕变价值指数以及增加γ'体积分数来提高(图7)。增加γ'体积分数和蠕变价值指数共同使得蠕变断裂寿命与瓦氏合金相比提高了25℃(图7)。这些改进的实现伴随有其他合金性质，例如与已知合金(N80A、N90、瓦氏合金)非常接近的成本和密度。
表6：示例性组合物，其中根据关系(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WA修改了示例合金AMNi-3的元素比例。
Figure BDA0002406247340000143
表7：使用“合金设计”软件计算得到的相分数和价值指数。示出了其中根据关系(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WA修改了示例合金AMNi-3的元素比例的组合物(表6)的结果。
Figure BDA0002406247340000144
表6描述了根据关系(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WAl的元素比例被修改为0.98至1.98的示例性组合物。表7中列出了这些合金的计算性质(表明了该比例的影响)。与基线合金AMNi-3相比，可以看出，增加比例可提高拉伸强度(以强度价值指数)，该提高的实现仅伴随有诸如密度和成本的其他性质上很小的差异。增加比例(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WAl会导致形成不需要的相(ε)，这会不期望地降低合金的延展性。可以容许低于5％的ε相水平。(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WAl＝1.48的合金AMNi-6具有超过该极限的ε相分数，证实了将比例限制为小于1.5是有利的。(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WAl＝1.28的合金AMNi-5具有低于5％的ε相分数，更优选地，(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WAl＝1.125的合金AMNi-4显示了非常有限的ε相形成，同时相对于基线合金AMNi-3而言，强度有所提高。
表8：示例合金AMNi-3中的钴含量被修改为11.5wt％至29.5wt％的示例性组合物
Figure BDA0002406247340000151
表9：使用“合金设计”软件计算得到的相分数和价值指数。针对示例合金AMNi-3中的钴含量被修改为11.55wt％至29.5wt％的示例性组合物(表8)的结果。
Figure BDA0002406247340000152
表8描述了合金AMNi-3中的钴含量被修改为11.55wt％至29.5wt％的示例性组合物。表9列出了这些合金的计算性质(证明了钴的作用)。与基线合金AMNi-3相比，可以看出，降低钴含量(AMNi-10至AMNi-12)将会导致耐蠕变性(以蠕变价值指数表示)降低。然而，蠕变价值指数的目标仍然可以实现。当降低钴含量时，其他性质，诸如γ'体积分数或拉伸强度(以强度价值指数表示)的变化有限。降低钴还有利于降低合金成本并通过降低Md数而提高稳定性。与基线合金AMNi-3相比，(AMNi-13至AMNi-18)增加钴含量使蠕变价值指数增加，从而提高蠕变性。对γ'体积分数拉伸强度的影响有限。增加钴会增加合金成本。在29.5wt％的含量水平下，合金达到稳定性极限(Md≤0.92)。因此，优选将钴含量保持小于29.5wt％以控制合金成本和稳定性。
表10：示例合金AMNi-3中的铬含量被修改为9.0wt％至23.0wt％的示例性组合物。
Figure BDA0002406247340000161
表11：使用“合金设计”软件计算得到的相分数和价值指数。示例合金AMNi-3中的铬含量被修改为9.0wt％至23.0wt％的示例性组合物(表10)的结果。
Figure BDA0002406247340000162
表10示出了合金AMNi-3中的铬含量被修改为9.0wt％至23.0wt％的示例性组合物。表11中列出了这些合金的计算性质(证实了铬的作用)。与基线合金AMNi-3相比，可以看出，降低铬含量(AMNi-19至AMNi-24)将改进合金的微观结构稳定性(以降低的Md数表示)。降低铬的作用会导致耐氧化性降低，这是因为更高含量水平的铬会促进产生更多的保护性氧化物。当降低铬含量时，其他性质，诸如γ'体积分数或拉伸强度(以强度价值指数表示)的变化有限。与基线合金AMNi-3(AMNi-25至AMNi-26)相比，增加铬含量会提供改进的耐氧化性。对γ'体积分数或拉伸强度的影响有限。增加铬含量使其超过21.0wt％会使合金超出稳定性极限(Md≤0.92)。因此，优选将钴含量保持在小于21.0wt％，以控制合金的成本和稳定性。更优选地，铬的范围在15.0wt％至19.5wt％之间，以提供氧化性和微结构稳定性的最佳平衡。
表12：示例合金AMNi-3中钨相应被0.46wt％至4.6wt％的铼和0.79wt％至7.9wt％的钌代替的示例性组合物。
Figure BDA0002406247340000171
表13：使用“合金设计”软件计算得到的相分数和价值指数。针对示例合金AMNi-3中钨相应被0.46wt％至4.6wt％的铼和0.79wt％至7.9wt％的钌代替的示例性组合物(表12)的结果。
Figure BDA0002406247340000172
表12示出合金AMNi-3中的钨已相应被0.46wt％至4.6wt％的铼和0.79wt％至7.9wt％的钌代替的示例性组合物。表13列出了这些合金的计算性质，证实了用铼和钌代替钨的效果。
与基线合金AMNi-3相比，可以看出，用铼代替钨含量(AMNi-27至AMNi-36)将对耐蠕变性(以蠕变价值指数表示)产生实质性影响。当铼含量为4.2wt％时，与AMNi-3相比，耐蠕变性也提高了30℃(图7)。这产生了蠕变温度为882℃的合金；与瓦氏合金相比，温度提高了50℃以上。尽管铼比钨的密度大，但通过根据WW:0.92WRe的比例用铼代替钨，可以确保密度不会受到不利影响。通过用铼代替钨来获得的性能改进伴随着显著增加的成本，因此优选限制铼的使用。铼的添加还具有改进合金稳定性的作用(以较低的Md数来表示)。
与基线合金AMNi-3相比，可以看出，用钌代替钨含量(AMNi-37至AMNi-46)将显著地提高耐蠕变性(以蠕变价值指数表示)。当钌含量为7.9wt％时，与AMNi-3相比，蠕变性也提高了50℃(图7)。这产生了蠕变温度为903℃的合金；与瓦氏合金相比，提高了75℃以上。钌的密度低于钨的密度，通过根据WW:1.58WRu的比例用钌代替钨，可以保持合金的密度。用钌以低于WW:1.58WRu的比例代替钨的优点是，这将同时提高耐蠕变性和密度。用钌代替钨而获得的性能改进伴随有显著的成本增加，因此优选限制钌的使用。
表14：示例合金AMNi-3中的镍含量按重量百分比计直接被1.0wt％至6.0wt％的铁代替的示例性组合物。
Figure BDA0002406247340000181
表15：使用“合金设计”软件计算得到的相分数和价值指数。示例合金AMNi-3中的镍含量按重量百分比计直接被1.0wt％至6.0wt％的铁代替的示例性组合物(表14)的结果。
Figure BDA0002406247340000182
表14示出了合金AMNi-3中的镍含量按重量百分比计已直接被1.0wt％至6.0wt％的铁代替的示例性组合物。表15列出了这些合金的计算性质，证实了铁的作用。添加铁的主要益处在于，它是合金废料的再循环/重熔后保留的残留元素。对铁添加的较高容许度将改进合金的可再循环性。与基线合金AMNi-3相比，可以看出，增加铁含量(AMNi-47至AMNi-53)将会降低合金的微观结构稳定性(以增加的Md数来表示)。铁含量应限制为6.0wt％或更低，以使合金的稳定性目标保持在稳定性极限以下(Md≤0.92)。因铁的添加而导致的其他性质，诸如γ'体积分数或拉伸强度(以强度价值指数来表示)或耐蠕变性(以蠕变价值指数来表示)的变化有限。优选的是，合金中含有小于2wt％的铁，这是因为这样可以提供微观结构稳定性和可再循环性的更好平衡。
表16：根据WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa关系增加了'相形成元素的总和的示例性组合物。
Figure BDA0002406247340000191
表17：使用“合金设计”软件计算得到的相分数和价值指数。针对根据WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa关系增加了'相形成元素的总和的示例性组合物(表16)的结果。
Figure BDA0002406247340000192
表16在钴、铬、钼和钨为固定含量下，铝、铌、钽和钛的含量发生改变的示例性组合物。示出了合金AMNi-3来用于比较。表17列出了这些合金的计算出的性质，证实对AM指数的影响。
与基线合金AMNi-3相比，可以看出，增加γ'相形成元素的量(AMNi-54至AMNi-56)将导致AM加工期间对裂纹敏感性(以AM指数来表示)的增加。然而，仍然可以实现目标AM指数。从图14可以看出，-1.00或更高的AM指数使得在AM制造期间没有裂纹，但是在AM指数小于-1.00的情况下，在AM制造期间出现裂纹。图14中的样品是使用选择性激光熔融粉末床方法制备的尺寸为10mm×10mm×10mm的立方样品，用于评估通过增材制造来对选择的镍基超合金进行加工的难易性。在相同条件下，由经氩气(<0.1％的O2)处理过的氩气雾化合金粉末(+15-45μm)制成样品。选择2.2J/mm2的固定能量密度和30μm的层厚度，以最好地呈现机器在制造情况下的运行方式。通过在最终1μm金刚石抛光后平行于构建方向进行剖切来显示X-Z平面，从而制备金相样品。图14示出了应用直方图得出的阈值后，光学显微镜的典型显微照片。
当AM指数降低时，对其他性质，诸如γ'相体积分数或拉伸强度(以强度价值指数来表示)会产生显著影响。与已知的合金(诸如IN939)(AM指数-1.26)相比，得到机械强度和使用增材制造加工的能力达到改进组合的结果。可以看出，增加AM指数(在存在固定含量的钴、铬、钼和钨下)将会导致合金的微观结构稳定性的降低(以Md数的增加来表示)。

Claims (35)

1.一种镍基合金组合物，所述镍基合金组合物按重量百分比计由以下项组成：1.0％至3.5％的铝、0.0％至3.6％的钛、0.0％至6.0％的铌、0.0％至4.9％的钽、0.0％至5.4％的钨、0.0％至4.0％的钼、8.9％至30.0％的钴、10.8％至20.6％的铬、0.02％至0.35％的碳、0.001％至0.2％的硼、0.001％至0.5％的锆、0.0％至5.0％的铼、0.0％至8.5％的钌、0.0％至4.6％的铱、0.0％至0.5％的钒、0.0％至1.0％钯、0.0％至1.0％的铂、0.0％至0.5％的硅、0.0％至0.1％的钇、0.0％至0.1％的镧、0.0％至0.1％的铈、0.0％至0.003％的硫、0.0％至0.25％的锰、0.0％至6.0％的铁、0.0％至0.5％的铜、0.0％至0.5％的铪，其余为镍和附带的杂质，所述镍基合金组合物满足下式：
4.2≤(WW+0.92WRe+1.58WRu)+WMo
WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤4.0，并且
3.0≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)；
其中WNb、WTa、WTi、WMo、WAl、WRe和WRu分别是所述合金中的铌、钽、钛、钼、铝、铼和钌的重量百分比。
2.根据权利要求1所述的镍基合金组合物，其中，所述镍基合金组合物满足下式：2.65≤WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa；优选2.8≤WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa，更优选2.9≤WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa，最优选3.5≤WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa。
3.根据权利要求1至2中任一项所述的镍基合金组合物，其中，所述镍基合金组合物满足下式：(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WAl≤1.5，优选(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WAl≤1.125，更优选(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WAl≤1.00；其中，WNb、WTa、WTi和WAl分别为所述合金中铌、钽、钛和铝的重量百分比。
4.根据权利要求1至3所述的镍基合金组合物，其中，所述镍基合金组合物满足下式：1.1WTa+(WW+0.92WRe+1.58WRu)≤5.4；其中WTa和WW分别为所述合金中钽和钨的重量百分比。
5.根据权利要求1至4所述的镍基合金组合物，其中，所述镍基合金组合物满足下式：8.7≤(WW+0.92WRe+1.58WRu)+2.1WMo，优选11.0≤(WW+0.92WRe+1.58WRu)+2.1WMo；其中WW和WTa分别为所述合金中钨和钼的重量百分比。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的镍基合金组合物，其中，元素钼和钨的总和按重量百分比计在5.3％至10.8％之间，优选在5.3％至6.6％之间。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，1.0％至3.0％，优选1.1％至2.5％，更优选1.2％至2.2％的铝。
8.根据权利要求1至7中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，0.2wt％至4.9wt％的钨，更优选1.8wt％至4.9wt％的钨，最优选3.1wt％至4.9wt％的钨。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，1.6wt％至4.0wt％的钼，更优选2.7wt％至4.0wt％的钼。
10.根据权利要求1至9中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，3.1wt％或更少的钛，优选3.0wt％或更少的钛。
11.根据权利要求1至10中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，15.6wt％至25.0wt％的钴，更优选17.1wt％至20.0wt％的钴。
12.根据权利要求1至11中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，10.8wt％至19.2wt％的铬，更优选15.0wt％至17.6wt％的铬，最优选15.0wt％至16.6wt％的铬。
13.根据权利要求1至12中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，0.02wt％至0.2wt％的碳，更优选在0.02wt％至0.15wt％的碳，最优选0.02wt％至0.1wt％的碳。
14.根据权利要求1至13中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，0.001wt％至0.03wt％的硼，更优选0.001wt％至0.02wt％的硼。
15.根据权利要求1至14中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，0.001wt％至0.01wt％的锆，更优选0.001wt％至0.006wt％的锆。
16.根据权利要求1至15中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，5.1wt％或更少的铌，优选5.0wt％或更少的铌。
17.根据权利要求1至16中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物具有在900℃下，γ′的体积分数为0.18至0.30，优选在900℃下，γ′的体积分数为0.20至0.23的微观结构。
18.根据权利要求1至17中任一项所述的镍基合金组合物，其中，元素钨、铼、钌和铱的总和小于或等于单独钨的5.4wt％当量。
19.根据权利要求1至18中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，3.0wt％或更少的铼和/或钌和/或铱，优选2.0wt％或更少的铼和/或钌和/或铱，更优选1.5wt％或更少的铼和/或钌和/或铱。
20.根据权利要求1至19中任一项所述的镍基合金组合物，其中所述镍基合金组合物满足下式：3.1≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)，优选3.2≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)，更优选3.3≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)，甚至更优选3.4≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)，最更优选3.5≤WAl+0.5WTi+1.5(0.3WNb+0.15WTa)。
21.根据权利要求1至20中任一项所述的镍基合金组合物，其中，所述镍基合金组合物满足下式：WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.5，优选WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.4，更优选WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.3，甚至更优选WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.2，还更优选WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.1，最优选WAl+0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa≤3.0。
22.根据权利要求1至21中任一项所述的镍基合金组合物，其中，所述镍基合金组合物满足下式：5.3≤(WW+0.92WRe+1.58WRu)+WW，优选5.6≤(WW+0.92WRe+1.58WRu)+WW。
23.根据权利要求1至22中任一项所述的镍基合金组合物，其中，所述镍基合金组合物满足下式：4.2≤WW+WMo，或者，WW+WMo≤4.2。
24.根据权利要求1至23中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，3.8wt％或更少的钼，优选3.5wt％或更少的钼，更优选3.0wt％或更少的钼。
25.根据权利要求1至24中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，0.1wt％或更多的钽，优选0.3wt％或更多的钽。
26.根据权利要求1至25中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，0.1wt％或更多的铌，优选0.3wt％或更多的铌。
27.根据权利要求1至26中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，0.1wt％或更多的钛，优选0.3wt％或更多的钛。
28.根据权利要求1至27中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，0.2wt％或更多的钨，优选0.7wt％或更多的钨，更优选1.0wt％或更多的钨，甚至更优选1.5wt％或更多的钨，甚至更优选2.0wt％或更多的钨，最优选2.6wt％或更多的钨。
29.根据权利要求1至28中任一项所述的镍基合金组合物，其中，所述镍基合金组合物满足下式：(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WAl≥0.75，优选(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WAl≥0.90，更优选(0.5WTi+0.3WNb+0.15WTa)/WAl≥1.0。
30.根据权利要求1至29中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，14.0wt％或更多的钴，优选15.6wt％或更多的钴。
31.根据权利要求1至30中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，10.8wt％或更多的铬，并且WMo+WW小于10.8wt％。
32.根据权利要求1至31中任一项所述的镍基合金组合物，所述镍基合金组合物包含：按重量百分比计，15.0wt％或更多的铬，并且WMo+WW小于6.6wt％。
33.一种生产制品的方法，所述方法包括对权利要求1至32中任一项所述的镍基合金组合物进行增材制造工艺以生产所述制品。
34.一种由权利要求1至32中任一项所述的镍基合金组合物形成的产品。
35.根据权利要求34所述的产品，所述产品能够通过增材制造工艺来获得。
CN201880058741.1A 2017-07-28 2018-07-27 镍基合金 Active CN111448327B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
GB1712196.3A GB2565063B (en) 2017-07-28 2017-07-28 A nickel-based alloy
GB1712196.3 2017-07-28
PCT/GB2018/052124 WO2019021015A1 (en) 2017-07-28 2018-07-27 ALLOY BASED ON NICKEL

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111448327A true CN111448327A (zh) 2020-07-24
CN111448327B CN111448327B (zh) 2021-12-14

Family

ID=59778880

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880058741.1A Active CN111448327B (zh) 2017-07-28 2018-07-27 镍基合金

Country Status (6)

Country Link
US (2) US11634792B2 (zh)
EP (2) EP3919641A3 (zh)
JP (2) JP2020528967A (zh)
CN (1) CN111448327B (zh)
GB (1) GB2565063B (zh)
WO (1) WO2019021015A1 (zh)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111996414A (zh) * 2020-08-30 2020-11-27 中南大学 一种用于3d打印的镍基高温合金及其粉末制备方法
CN112593120A (zh) * 2020-12-09 2021-04-02 上海蓝铸特种合金材料有限公司 一种镍基多元合金及其制成的管材和制备方法
CN112609108A (zh) * 2020-12-07 2021-04-06 武汉银海焊接科技有限公司 一种镍基材料的制备方法
CN112630044A (zh) * 2020-11-19 2021-04-09 西北工业大学 基于晶体取向的镍基单晶合金的蠕变寿命预测方法
TWI732729B (zh) * 2020-12-28 2021-07-01 國家中山科學研究院 鎳基超合金及其材料
CN114457274A (zh) * 2022-03-10 2022-05-10 中国人民解放军第五七一九工厂 用于航空发动机的镍基合金粉末及生产方法和打印方法
CN115418532A (zh) * 2022-09-23 2022-12-02 中国联合重型燃气轮机技术有限公司 一种长寿命、抗裂纹的镍基高温合金及其制备方法和应用

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2949234B1 (fr) * 2009-08-20 2011-09-09 Aubert & Duval Sa Superalliage base nickel et pieces realisees en ce suparalliage
GB2565063B (en) 2017-07-28 2020-05-27 Oxmet Tech Limited A nickel-based alloy
CN113195759B (zh) 2018-10-26 2023-09-19 欧瑞康美科（美国）公司 耐腐蚀和耐磨镍基合金
JP7141966B2 (ja) * 2019-03-12 2022-09-26 川崎重工業株式会社 造形体製造方法および造形体
CA3136967A1 (en) 2019-05-03 2020-11-12 Oerlikon Metco (Us) Inc. Powder feedstock for wear resistant bulk welding configured to optimize manufacturability
GB2584654B (en) * 2019-06-07 2022-10-12 Alloyed Ltd A nickel-based alloy
GB2587635B (en) * 2019-10-02 2022-11-02 Alloyed Ltd A Nickel-based alloy
WO2021141690A2 (en) * 2019-11-22 2021-07-15 Raytheon Technologies Corporation Metallic alloy
CN111074101A (zh) * 2020-01-20 2020-04-28 北京钢研高纳科技股份有限公司 一种高强低比重定向凝固镍基高温合金及其制备方法和应用
CN112011713B (zh) * 2020-08-30 2021-11-23 中南大学 一种消除3d打印镍基高温合金裂纹的方法
CN111906311B (zh) * 2020-08-30 2021-05-28 中南大学 一种预防选区激光熔融镍基高温合金开裂的方法
JP2022106532A (ja) * 2021-01-07 2022-07-20 三菱重工業株式会社 積層造形用合金粉末、積層造形体及び積層造形方法
KR102600099B1 (ko) * 2021-07-22 2023-11-09 창원대학교 산학협력단 고분율의 강화상을 포함하는 적층제조용 니켈기 초내열합금 및 이를 이용한 고온 부재의 적층제조 방법
TW202328465A (zh) * 2021-10-25 2023-07-16 日商山陽特殊製鋼股份有限公司 適用於積層造形之鎳系合金粉末及使用該粉末得到之積層造形體
JP7339412B2 (ja) * 2021-10-25 2023-09-05 山陽特殊製鋼株式会社 積層造形用Ｎｉ系合金粉末および積層造形体
JP2024004378A (ja) * 2022-06-28 2024-01-16 山陽特殊製鋼株式会社 酸化物ナノ粒子を混合した積層造形用Ｎｉ基合金粉末および積層造形体

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3941509A (en) * 1974-08-02 1976-03-02 Fluid Systems Research, Inc. Pumping system
US4867812A (en) * 1987-10-02 1989-09-19 General Electric Company Fatigue crack resistant IN-100 type nickel base superalloys
EP0381828A1 (en) * 1988-12-29 1990-08-16 General Electric Company Fatigue crack-resistant nickel-based superalloy
US20070095441A1 (en) * 2005-11-01 2007-05-03 General Electric Company Nickel-base alloy, articles formed therefrom, and process therefor
CN101089214A (zh) * 2006-06-14 2007-12-19 中国科学院金属研究所 一种无铼第二代镍基单晶高温合金
CN101466857A (zh) * 2006-06-16 2009-06-24 科卢斯博材料有限公司 耐磨损性且耐腐蚀性的镍基合金
CN102433466A (zh) * 2010-09-29 2012-05-02 中国科学院金属研究所 一种含稀土元素的镍钴基高温合金及其制备方法
CN105624472A (zh) * 2015-12-28 2016-06-01 广东华科新材料研究院有限公司 一种3d打印用镍基高温合金粉及其制备方法
US20160167172A1 (en) * 2014-08-26 2016-06-16 Liburdi Engineering Limited Method of cladding, additive manufacturing and fusion welding of superalloys and materialf or the same
CN105828983A (zh) * 2013-12-23 2016-08-03 通用电器技术有限公司 用于基于粉末的增材制造过程的γ’沉淀增强镍基超合金
CN106623959A (zh) * 2016-12-19 2017-05-10 西安欧中材料科技有限公司 一种增材制造用Waspalloy球形粉末的制备方法
CN106702241A (zh) * 2016-09-28 2017-05-24 刘少尊 硼强化高密度高强度钨镍钴合金及制备方法

Family Cites Families (122)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2033720A5 (zh) 1969-03-10 1970-12-04 Ford France
SE328414B (zh) * 1969-05-13 1970-09-14 Martin Metals Co
JPS5631344B2 (zh) * 1973-08-08 1981-07-21
US5130089A (en) * 1988-12-29 1992-07-14 General Electric Company Fatigue crack resistant nickel base superalloy
US5476555A (en) * 1992-08-31 1995-12-19 Sps Technologies, Inc. Nickel-cobalt based alloys
US5882586A (en) 1994-10-31 1999-03-16 Mitsubishi Steel Mfg. Co., Ltd. Heat-resistant nickel-based alloy excellent in weldability
JP3559670B2 (ja) 1996-02-09 2004-09-02 株式会社日立製作所 方向性凝固用高強度Ｎｉ基超合金
DE69701900T2 (de) 1996-02-09 2000-12-07 Hitachi Metals, Ltd. Hochfeste Superlegierung auf Nickelbasis für gerichtet erstarrte Giesteilen
WO1997038144A1 (en) * 1996-04-10 1997-10-16 The Penn State Research Foundation Improved superalloys with improved oxidation resistance and weldability
JPH11310839A (ja) 1998-04-28 1999-11-09 Hitachi Ltd 高強度Ｎｉ基超合金方向性凝固鋳物
EP1154027B1 (en) 1999-01-28 2004-11-10 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Heat-resistant alloy wire
US6284392B1 (en) 1999-08-11 2001-09-04 Siemens Westinghouse Power Corporation Superalloys with improved weldability for high temperature applications
CA2287116C (en) 1999-10-25 2003-02-18 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Process for the heat treatment of a ni-base heat-resisting alloy
GB0024031D0 (en) 2000-09-29 2000-11-15 Rolls Royce Plc A nickel base superalloy
EP1195446A1 (en) * 2000-10-04 2002-04-10 General Electric Company Ni based superalloy and its use as gas turbine disks, shafts, and impellers
JP2003113434A (ja) * 2001-10-04 2003-04-18 Hitachi Metals Ltd 耐高温硫化腐食特性に優れる超耐熱合金およびその製造方法
US6908519B2 (en) 2002-07-19 2005-06-21 General Electric Company Isothermal forging of nickel-base superalloys in air
US6740177B2 (en) 2002-07-30 2004-05-25 General Electric Company Nickel-base alloy
US7014723B2 (en) 2002-09-26 2006-03-21 General Electric Company Nickel-base alloy
JP3842717B2 (ja) 2002-10-16 2006-11-08 株式会社日立製作所 溶接材料、溶接構造物、ガスタービン動翼及びガスタービン動翼又は静翼の補修方法
JP4036091B2 (ja) 2002-12-17 2008-01-23 株式会社日立製作所 ニッケル基耐熱合金及びガスタービン翼
US6911063B2 (en) 2003-01-13 2005-06-28 Genius Metal, Inc. Compositions and fabrication methods for hardmetals
JP2004256840A (ja) * 2003-02-24 2004-09-16 Japan Steel Works Ltd:The 複合強化型Ｎｉ基超合金とその製造方法
JP4509664B2 (ja) 2003-07-30 2010-07-21 株式会社東芝 蒸気タービン発電設備
US7387763B2 (en) 2004-07-27 2008-06-17 General Electric Company Preparation of sheet by injection molding of powder, consolidation, and heat treating
US20060133947A1 (en) 2004-12-21 2006-06-22 United Technologies Corporation Laser enhancements of cold sprayed deposits
FR2886182B1 (fr) 2005-05-26 2009-01-30 Snecma Services Sa Poudre de superalliage
US7708846B2 (en) 2005-11-28 2010-05-04 United Technologies Corporation Superalloy stabilization
US7553384B2 (en) 2006-01-25 2009-06-30 General Electric Company Local heat treatment for improved fatigue resistance in turbine components
US7763129B2 (en) 2006-04-18 2010-07-27 General Electric Company Method of controlling final grain size in supersolvus heat treated nickel-base superalloys and articles formed thereby
JP5146867B2 (ja) 2006-08-18 2013-02-20 独立行政法人物質・材料研究機構 高温耐久性に優れた耐熱部材
JP2008075171A (ja) 2006-09-25 2008-04-03 Nippon Seisen Co Ltd 耐熱合金ばね、及びそれに用いるＮｉ基合金線
EP1914327A1 (en) 2006-10-17 2008-04-23 Siemens Aktiengesellschaft Nickel-base superalloy
US7854809B2 (en) 2007-04-10 2010-12-21 Siemens Energy, Inc. Heat treatment system for a composite turbine engine component
DE102007025758A1 (de) 2007-06-01 2008-12-04 Mahle International Gmbh Dichtring
JP4906611B2 (ja) 2007-07-03 2012-03-28 株式会社日立製作所 Ｎｉ基合金
US8267662B2 (en) 2007-12-13 2012-09-18 General Electric Company Monolithic and bi-metallic turbine blade dampers and method of manufacture
JP4941267B2 (ja) 2007-12-14 2012-05-30 住友金属工業株式会社 オーステナイト系高合金溶接継手およびオーステナイト系高合金溶接材料
JP2009167499A (ja) 2008-01-18 2009-07-30 Daido Steel Co Ltd 被削性に優れた熱間金型用Ｎｉ基耐熱合金
JP5232492B2 (ja) 2008-02-13 2013-07-10 株式会社日本製鋼所 偏析性に優れたＮｉ基超合金
EP2172299B1 (en) 2008-09-09 2013-10-16 Hitachi, Ltd. Welded rotor for turbine and method for manufacturing the same
US8992699B2 (en) 2009-05-29 2015-03-31 General Electric Company Nickel-base superalloys and components formed thereof
US20100329876A1 (en) * 2009-06-30 2010-12-30 General Electric Company Nickel-base superalloys and components formed thereof
JP5657964B2 (ja) 2009-09-15 2015-01-21 三菱日立パワーシステムズ株式会社 高強度Ｎｉ基鍛造超合金及びその製造方法
DE102009051823A1 (de) 2009-11-04 2011-05-05 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. Einkristallines Schweißen von direktional verfestigten Werkstoffen
JP5696995B2 (ja) 2009-11-19 2015-04-08 独立行政法人物質・材料研究機構 耐熱超合金
GB0920697D0 (en) 2009-11-26 2010-01-13 Rolls Royce Plc Method of manufacturing a multiple composition component
DK2511389T3 (en) 2009-12-10 2015-02-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Austenitic heat resistant alloy
US8608877B2 (en) 2010-07-27 2013-12-17 General Electric Company Nickel alloy and articles
JP2012207594A (ja) 2011-03-30 2012-10-25 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 回転機械のロータ及び回転機械
JP5792500B2 (ja) 2011-04-11 2015-10-14 株式会社日本製鋼所 Ｎｉ基超合金材およびタービンロータ
US9156113B2 (en) 2011-06-03 2015-10-13 General Electric Company Components and processes of producing components with regions having different grain structures
JP5146576B1 (ja) 2011-08-09 2013-02-20 新日鐵住金株式会社 Ｎｉ基耐熱合金
JP5633489B2 (ja) 2011-08-31 2014-12-03 新日鐵住金株式会社 Ｎｉ基合金およびＮｉ基合金の製造方法
JP5899806B2 (ja) 2011-10-31 2016-04-06 新日鐵住金株式会社 Ｈａｚにおける耐液化割れ性に優れたオーステナイト系耐熱合金
US20130167979A1 (en) 2011-12-29 2013-07-04 General Electric Company Method of predicting quench cracking in components formed by high deformation processes
JP5919980B2 (ja) 2012-04-06 2016-05-18 新日鐵住金株式会社 Ｎｉ基耐熱合金
WO2014025432A2 (en) 2012-05-11 2014-02-13 Siemens Energy, Inc. Laser additive repairing of nickel base superalloy components
JP5905336B2 (ja) 2012-05-30 2016-04-20 三菱日立パワーシステムズ株式会社 発電用ガスタービン翼、発電用ガスタービン
JP5905354B2 (ja) 2012-07-10 2016-04-20 三菱日立パワーシステムズ株式会社 発電用ガスタービン翼への遮熱コーティング、及びそれを用いた発電用ガスタービン
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
US9243514B2 (en) 2012-11-16 2016-01-26 United Technologies Corporation Hybrid gas turbine bearing support
JP6012454B2 (ja) 2012-12-21 2016-10-25 三菱日立パワーシステムズ株式会社 鍛造部材並びにこれを用いた蒸気タービンロータ、蒸気タービン動翼、ボイラ配管、ボイラチューブ及び蒸気タービンボルト
WO2014126086A1 (ja) 2013-02-13 2014-08-21 日立金属株式会社 金属粉末、熱間加工用工具および熱間加工用工具の製造方法
DE102013002483B4 (de) 2013-02-14 2019-02-21 Vdm Metals International Gmbh Nickel-Kobalt-Legierung
EP2772329A1 (en) 2013-02-28 2014-09-03 Alstom Technology Ltd Method for manufacturing a hybrid component
CA2904185C (en) 2013-03-13 2021-02-23 General Electric Company Coatings for metallic substrates
MX2015012388A (es) 2013-03-15 2016-01-12 Haynes Int Inc Aleaciones de ni-cr-co-mo-ai fabricables, de alta resistencia, resistentes a la oxidacion.
US9346101B2 (en) 2013-03-15 2016-05-24 Kennametal Inc. Cladded articles and methods of making the same
JP6079404B2 (ja) 2013-04-19 2017-02-15 大同特殊鋼株式会社 ディスク形状品の鍛造加工方法
JP6393993B2 (ja) 2013-07-12 2018-09-26 大同特殊鋼株式会社 高温強度に優れた熱間鍛造可能なＮｉ基超合金
FR3013060B1 (fr) 2013-11-08 2020-05-01 Safran Helicopter Engines Superalliage a base de nickel pour une piece de turbomachine
US10519529B2 (en) 2013-11-20 2019-12-31 Questek Innovations Llc Nickel-based alloys
JP6201724B2 (ja) 2013-12-19 2017-09-27 新日鐵住金株式会社 Ｎｉ基耐熱合金部材およびＮｉ基耐熱合金素材
GB201400352D0 (en) 2014-01-09 2014-02-26 Rolls Royce Plc A nickel based alloy composition
EP2944402B1 (en) 2014-05-12 2019-04-03 Ansaldo Energia IP UK Limited Method for post-built heat treatment of additively manufactured components made of gamma-prime strengthened superalloys
JP6323188B2 (ja) 2014-06-11 2018-05-16 新日鐵住金株式会社 Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法
JP5869624B2 (ja) 2014-06-18 2016-02-24 三菱日立パワーシステムズ株式会社 Ｎｉ基合金軟化材及びＮｉ基合金部材の製造方法
CN106457668A (zh) 2014-06-20 2017-02-22 福吉米株式会社 粉末层叠造形中使用的粉末材料和使用其的粉末层叠造形法
JP6520516B2 (ja) 2014-08-06 2019-05-29 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱合金部材
JP6341017B2 (ja) 2014-09-12 2018-06-13 新日鐵住金株式会社 Ｎｉ基耐熱合金
JP5995158B2 (ja) 2014-09-29 2016-09-21 日立金属株式会社 Ｎｉ基超耐熱合金
WO2016129485A1 (ja) 2015-02-12 2016-08-18 日立金属株式会社 Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法
CN106032554A (zh) 2015-03-09 2016-10-19 中南大学 消除粉末冶金高温合金原始颗粒边界和孔洞缺陷的方法
CN107427896B (zh) 2015-03-25 2019-11-05 日立金属株式会社 Ni基超耐热合金的制造方法
WO2016158705A1 (ja) * 2015-03-30 2016-10-06 日立金属株式会社 Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法
JP6519007B2 (ja) 2015-04-03 2019-05-29 日本製鉄株式会社 Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法
US20160326613A1 (en) 2015-05-07 2016-11-10 General Electric Company Article and method for forming an article
US9765416B2 (en) 2015-06-24 2017-09-19 Ati Properties Llc Alloy melting and refining method
GB2539957B (en) * 2015-07-03 2017-12-27 Rolls Royce Plc A nickel-base superalloy
JP6499546B2 (ja) 2015-08-12 2019-04-10 山陽特殊製鋼株式会社 積層造形用Ｎｉ基超合金粉末
CN106563929B (zh) 2015-10-08 2019-09-17 利宝地工程有限公司 修复和制造涡轮发动机部件的方法及涡轮发动机部件
US20170114466A1 (en) 2015-10-21 2017-04-27 General Electric Company Article, turbine component and airfoil treatment methods
EP3170609A1 (de) 2015-11-19 2017-05-24 MTU Aero Engines GmbH Verfahren zum herstellen eines beschaufelten rotors für eine strömungsmaschine ; entsprechender beschaufelter rotor
US10563293B2 (en) 2015-12-07 2020-02-18 Ati Properties Llc Methods for processing nickel-base alloys
DE102015016729B4 (de) 2015-12-22 2018-10-31 Vdm Metals International Gmbh Verfahren zur Herstellung einer Nickel-Basislegierung
JP6733210B2 (ja) 2016-02-18 2020-07-29 大同特殊鋼株式会社 熱間鍛造用Ｎｉ基超合金
JP6733211B2 (ja) 2016-02-18 2020-07-29 大同特殊鋼株式会社 熱間鍛造用Ｎｉ基超合金
JP6826879B2 (ja) 2016-03-23 2021-02-10 日立金属株式会社 Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法
US20170342525A1 (en) 2016-05-26 2017-11-30 The Japan Steel Works, Ltd. High strength ni-based superalloy
EP3249063B1 (en) 2016-05-27 2018-10-17 The Japan Steel Works, Ltd. High strength ni-based superalloy
EP3257956B2 (en) 2016-06-13 2022-02-16 General Electric Technology GmbH Ni-base superalloy composition and method for slm processing such ni-base superalloy composition
US10184166B2 (en) 2016-06-30 2019-01-22 General Electric Company Methods for preparing superalloy articles and related articles
US10640858B2 (en) 2016-06-30 2020-05-05 General Electric Company Methods for preparing superalloy articles and related articles
EP3287535A1 (de) 2016-08-22 2018-02-28 Siemens Aktiengesellschaft Sx-nickel-legierung mit verbesserten tmf-eigenschaften, rohmaterial und bauteil
US10280498B2 (en) 2016-10-12 2019-05-07 Crs Holdings, Inc. High temperature, damage tolerant superalloy, an article of manufacture made from the alloy, and process for making the alloy
EP3543369B8 (en) 2016-11-16 2022-08-03 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Method for producing nickel-based alloy high temperature material
JP6809169B2 (ja) 2016-11-28 2021-01-06 大同特殊鋼株式会社 Ｎｉ基超合金素材の製造方法
JP6809170B2 (ja) 2016-11-28 2021-01-06 大同特殊鋼株式会社 Ｎｉ基超合金素材の製造方法
JP6848483B2 (ja) 2017-01-30 2021-03-24 日本製鉄株式会社 Ｎｉ耐熱合金部材
KR20190117605A (ko) 2017-02-15 2019-10-16 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 Ni기 내열 합금 및 그 제조 방법
JP6842316B2 (ja) 2017-02-17 2021-03-17 日本製鋼所Ｍ＆Ｅ株式会社 Ｎｉ基合金、ガスタービン材およびクリープ特性に優れたＮｉ基合金の製造方法
US20200010930A1 (en) 2017-02-21 2020-01-09 Hitachi Metals, Ltd. Ni-based super heat-resistant alloy and method for manufacturing same
JP6937491B2 (ja) 2017-03-02 2021-09-22 株式会社日立製作所 合金部材、該合金部材の製造方法、および該合金部材を用いた製造物
JP6931545B2 (ja) 2017-03-29 2021-09-08 三菱重工業株式会社 Ｎｉ基合金積層造形体の熱処理方法、Ｎｉ基合金積層造形体の製造方法、積層造形体用Ｎｉ基合金粉末、およびＮｉ基合金積層造形体
WO2018216067A1 (ja) 2017-05-22 2018-11-29 川崎重工業株式会社 高温部品及びその製造方法
JP6826329B2 (ja) 2017-06-30 2021-02-03 日立金属株式会社 Ｎｉ基超耐熱合金ワイヤの製造方法およびＮｉ基超耐熱合金ワイヤ
GB2565063B (en) 2017-07-28 2020-05-27 Oxmet Tech Limited A nickel-based alloy
EP3572541B1 (en) 2018-05-23 2023-05-17 Rolls-Royce plc Nickel-base superalloy
GB2579580B (en) 2018-12-04 2022-07-13 Alloyed Ltd A nickel-based alloy
US11077512B2 (en) 2019-02-07 2021-08-03 General Electric Company Manufactured article and method
GB2584654B (en) 2019-06-07 2022-10-12 Alloyed Ltd A nickel-based alloy

Patent Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3941509A (en) * 1974-08-02 1976-03-02 Fluid Systems Research, Inc. Pumping system
US4867812A (en) * 1987-10-02 1989-09-19 General Electric Company Fatigue crack resistant IN-100 type nickel base superalloys
EP0381828A1 (en) * 1988-12-29 1990-08-16 General Electric Company Fatigue crack-resistant nickel-based superalloy
US20070095441A1 (en) * 2005-11-01 2007-05-03 General Electric Company Nickel-base alloy, articles formed therefrom, and process therefor
CN101089214A (zh) * 2006-06-14 2007-12-19 中国科学院金属研究所 一种无铼第二代镍基单晶高温合金
CN101466857A (zh) * 2006-06-16 2009-06-24 科卢斯博材料有限公司 耐磨损性且耐腐蚀性的镍基合金
CN102433466A (zh) * 2010-09-29 2012-05-02 中国科学院金属研究所 一种含稀土元素的镍钴基高温合金及其制备方法
CN105828983A (zh) * 2013-12-23 2016-08-03 通用电器技术有限公司 用于基于粉末的增材制造过程的γ’沉淀增强镍基超合金
US20170021453A1 (en) * 2013-12-23 2017-01-26 General Electric Technology Gmbh Gamma prime precipitation strengthened nickel-base superalloy for use in powder based additive manufacturing process
US20160167172A1 (en) * 2014-08-26 2016-06-16 Liburdi Engineering Limited Method of cladding, additive manufacturing and fusion welding of superalloys and materialf or the same
CN105624472A (zh) * 2015-12-28 2016-06-01 广东华科新材料研究院有限公司 一种3d打印用镍基高温合金粉及其制备方法
CN106702241A (zh) * 2016-09-28 2017-05-24 刘少尊 硼强化高密度高强度钨镍钴合金及制备方法
CN106623959A (zh) * 2016-12-19 2017-05-10 西安欧中材料科技有限公司 一种增材制造用Waspalloy球形粉末的制备方法

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111996414A (zh) * 2020-08-30 2020-11-27 中南大学 一种用于3d打印的镍基高温合金及其粉末制备方法
CN111996414B (zh) * 2020-08-30 2021-06-29 中南大学 一种用于3d打印的镍基高温合金及其粉末制备方法
CN112630044A (zh) * 2020-11-19 2021-04-09 西北工业大学 基于晶体取向的镍基单晶合金的蠕变寿命预测方法
CN112609108A (zh) * 2020-12-07 2021-04-06 武汉银海焊接科技有限公司 一种镍基材料的制备方法
CN112609108B (zh) * 2020-12-07 2022-02-11 武汉银海焊接科技有限公司 一种镍基材料的制备方法
CN112593120A (zh) * 2020-12-09 2021-04-02 上海蓝铸特种合金材料有限公司 一种镍基多元合金及其制成的管材和制备方法
TWI732729B (zh) * 2020-12-28 2021-07-01 國家中山科學研究院 鎳基超合金及其材料
CN114457274A (zh) * 2022-03-10 2022-05-10 中国人民解放军第五七一九工厂 用于航空发动机的镍基合金粉末及生产方法和打印方法
CN115418532A (zh) * 2022-09-23 2022-12-02 中国联合重型燃气轮机技术有限公司 一种长寿命、抗裂纹的镍基高温合金及其制备方法和应用
CN115418532B (zh) * 2022-09-23 2023-09-22 中国联合重型燃气轮机技术有限公司 一种长寿命、抗裂纹的镍基高温合金及其制备方法和应用

Also Published As

Publication number Publication date
JP2020528967A (ja) 2020-10-01
US20230220519A1 (en) 2023-07-13
WO2019021015A1 (en) 2019-01-31
US11634792B2 (en) 2023-04-25
GB2565063B (en) 2020-05-27
GB201712196D0 (en) 2017-09-13
EP3919641A2 (en) 2021-12-08
GB2565063A (en) 2019-02-06
JP2023166393A (ja) 2023-11-21
US20200172998A1 (en) 2020-06-04
EP3658694A1 (en) 2020-06-03
EP3919641A3 (en) 2022-01-19
CN111448327B (zh) 2021-12-14
EP3658694B1 (en) 2021-09-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111448327B (zh) 镍基合金
US20220316031A1 (en) A nickel-based alloy
US20220349031A1 (en) A nickel-based alloy
EP3329025A1 (en) A nickel-based alloy
WO2018069666A1 (en) A nickel-based alloy
EP3317430B1 (en) A nickel-based alloy
WO2016156806A1 (en) A nickel-based alloy
JP2021523985A (ja) ニッケル基合金
EP3697938B1 (en) A nickel-based alloy
WO2021019240A1 (en) A nickel-based alloy
GB2607537A (en) A nickel-based alloy
GB2619639A (en) A nickel-based alloy
GB2626372A (en) A nickel-based alloy
GB2618754A (en) A nickel-based alloy

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
CB02 Change of applicant information
CB02 Change of applicant information

Address after: Ushizu gun

Applicant after: Aroid Limited

Address before: Ushizu gun

Applicant before: Oxmet Technology Co.,Ltd.

GR01 Patent grant
GR01 Patent grant