CN113166855B - 镍基超合金 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种具有高γ’相含量的镍基超合金，所述镍基超合金旨在用于通过增材制造然后进行热处理来制造部件，其特征在于，以总组成的重量百分比计，所述镍基超合金的组成包含：Cr：15.5‑16.5；Co：7.7‑11；Mo+W＝5.5‑7.5；Al：2.9‑4.3；Ti：2.6‑3.2；Ta：1.5‑2.2；Nb：0.3‑1.1；C：0.01‑0.13；B：0.0005‑0.015；Zr：≤0.01；Hf：0.0001‑0.5；Si：≤0.06；Ni：余量，以及不可避免的杂质。本发明还涉及用于生产粉末以及由超合金生产涡轮机部件的方法。

Description

镍基超合金
技术领域
本发明涉及用于高温应用的镍基超合金(nickel-based superalloy)领域，其更特别地适合通过增材制造(additive manufacturing)来制造部件，所述部件例如旨在用于飞机发动机涡轮机、燃气涡轮机和/或海洋工业涡轮机。
背景技术
镍基超合金是目前用于制造航空喷气发动机热部件的性能最高的材料，因为它们的组成为它们提供了高温下的高机械强度。因此，迄今为止，对于这些特定应用，这些合金所需的两个主要特征是在可能高达1050℃-1100℃的温度下具有很高的抗蠕变性，以及非常好的抗热腐蚀性。例如在专利US 3459545中描述了一种此种超合金，以重量％计，其具有以下组成：
15-18 Cr，8-11 Co，0.75-2.2 Mo，1.8-3 W，3-4 Al，3-4 Ti，0.5-2 Nb，1-3 Ta，0.1-0.2 C，0.01-0.05 B，0.01-0.2 Zr，余量Ni，以及不可避免的杂质。
在该专利中描述的所有超合金中，只有一种以
Figure BDA0002973973970000011
738 LC(IN738LC)命名的已知合金已经被商业化，用于喷气发动机部件的应用。这是该领域中最常用的参考合金，尤其是用于制造诸如整流器等部件的参考合金。
因此，以重量％计，该超合金具有以下组成：
15.7-16.3 Cr，8-9 Co，1.5-2 Mo，2.4-2.8 W，3.2-3.7 Al，3.2-3.7 Ti，0.6-1.1Nb，1.5-2 Ta，0.09-0.13 C，0.007-0.012 B，0.03-0.08 Zr，最大0.3Si，余量Ni，以及不可避免的杂质。
就产量的增加和单位消耗量的减少而言，为航空燃气涡轮机设定的宏大目标对发动机的设计有很大的影响，并且往往会不断增加使用各种材料时的温度和应力，特别是在使用这种镍基超合金时的温度和压力。这就需要为发动机的热组件开发新的设计，为此增材制造方法是特别适合的。
镍基超合金是具有γ奥氏体镍(γaustenitic nickel)的基础基体的材料(面心立方，因此相对易延展)，该基体通过与基体紧密结合的硬化γ’析出相(hardeningγ’precipitate)(结构L12的)而获得增强，这意味着它们具有与后者非常相似的原子晶格。为了使这些超合金获得更好的性能，增强它们在工作温度下所含的γ’相的量是有利的。但是，这种超合金具有产生微裂纹和/或大裂纹的倾向，特别是在增材制造步骤或随后的热处理步骤中。微裂纹是在添加剂沉积时出现的裂纹，而大裂纹是在热处理期间出现的裂纹。此术语来自微裂纹通常明显小于大裂纹的事实，但并不排除微裂纹的尺寸与大裂纹的尺寸相当的情况。
专利申请WO 2015/096980A1描述了一种具有高γ’硬化相含量的镍基超合金组成，其中，Zr和/或Si含量被降低(以重量％计，0.004≤Zr<0.03且0.001≤Si<0.03，更特别地最大Si含量为0.02和/或最大Zr含量为0.02)，且粒度小于150μm，以便能够将其用于增材制造过程(例如选择性激光熔融或电子束激光熔融)。
该组成在粉末床上的增材制造过程中表现出降低的微裂纹倾向。然而，Zr和Si含量的降低不能解决与由激光熔融后的冷却有关以及与增材制造后的热处理有关的大裂纹的问题。通过改变组成也不会使得热处理更加容易。
R.Engeli等的文章(Journal of Materials Processing Technology 229(2016)484-491)也教导了Si含量对IN738LC型镍基超合金组成的抗裂性有很大影响。然而，尽管通过降低Si含量来降低粗糙的激光部件中的裂纹密度具有非常好的结果，但是这种材料并不能解决与由激光熔融后的冷却有关以及与增材制造后的热处理有关的大裂纹的问题。通过改变组成也不会使得热处理更加容易。
P.Wangyao等的文章(Advanced Materials Research Vol 1025-1026(2014)，395-402)旨在通过添加Al并改变固溶温度，以改善IN738C的微观结构和硬度(这相当于
Figure BDA0002973973970000021
738具有比IN738LC更高的碳含量，目前为0.17％)。但是，仅增加Al含量而未改变其余合金组成(在任何情况下，该合金组成具有2％的过高的Nb含量，超过了标准范围)会导致γ’相的析出增加。在这项研究中，添加Al会大大增加合金热处理后的硬度，这与增加的γ’析出物含量有关，就粗制激光部件的裂化而言，这可能会产生非常有害的后果，而这对于应用而言并非是期望的。
因此，本发明人令人惊讶地意识到，为了通过增材制造获得镍基超合金部件，即使在制造后进行热处理，该部件也表现出更少的大裂纹，并且具有与
Figure BDA0002973973970000031
738 LC相同的机械特性，因此有必要增加所使用的超合金组成中的钼和/或钨含量，更特别是钼和钨的含量。
此外，他们认识到，为了通过增材制造获得镍基超合金部件，即使在制造后进行热处理，该部件也表现出更少的微裂纹，并且具有与
Figure BDA0002973973970000032
738 LC相同的机械特性，不仅需要降低锆含量以及可能的硅含量，还需要降低所使用的超合金组成中的钛、铌和碳的含量。
原因在于，作为主要存在于奥氏体基体中的重元素，钼和钨的添加一方面会强化基体，另一方面会减慢硬化γ’相的析出。
此外，降低钛和铌含量的直接效果是降低(Ti+Nb+Ta)/Al的比，从而降低γ’相的硬化特性。钛含量的降低还引起γ’固溶温度的下降，因此在给定温度下的γ’比例下降。就其本身而言，降低碳和铌将降低在增材制造步骤的凝固过程中形成的NbC碳化物的比例。对组成的这两种改变(降低Ti和Nb以及降低C和Nb)的目的是限制与微观偏析以及在增材制造步骤中γ’和NbC的析出有关的微裂纹。
确实，专利申请WO 2015/096980 A1描述了Ti含量为2.2-3.7的镍基超合金组成，因此其含量可能非常低。
然而，技术人员理解这是一个明显的错误，因为该文件同样表明IN738LC的Ti含量为2.2-3.7，这不是标准含量(3.2-3.7)，并且该文件无论何时均未教导低的Ti含量对于防止裂化而言是重要的。此外，低于2.2的极限将大大降低γ’固溶温度，因此存在限制材料的工作温度的风险，这当然不是期望的效果。
发明内容
因此，本发明涉及具有高γ’相含量的镍基超合金，所述镍基超合金用于通过增材制造然后进行热处理来制造部件，其特征在于，以总组成的重量百分比计，所述镍基超合金的组成包含以下组分，有利地基本上由以下组分组成，更特别地由以下组分组成：
铬：15.5-16.5；
钴：7.7-11，有利地为7.7-9；
钼和钨，使得钼+钨的含量＝5.5-7.5，有利地为6.2-7.5；
铝：2.9-4.3，有利地为3-4；
钛：2.6-3.2，有利地为2.6-3.1；
钽：1.5-2.2；
铌：0.3-1.1，有利地为0.3-0.5；
碳：0.01-0.13，有利地为0.01-0.07；
硼：0.0005-0.015；
锆：≤0.01，有利地≤0.009；
铪：0.0001-0.5，有利地为0.0001-0.2；
硅：≤0.06，有利地≤0.03；
镍：余量，
以及不可避免的杂质。
因此，相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成包含的铬(Cr)的量的范围为15.5-16.5，特别地为15.5-16.0，更特别地为15.5-15.8。
铬对于耐热腐蚀性是必要的。铬优选位于γ相中并参与其硬化成固溶体。
测量的铬含量的不确定度为±0.3，更特别地为±0.2，有利地为±0.15。
相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成进一步包含的钴(Co)的量的范围为7.7-11，特别地为7.7-9，更特别地为7.7-8.5。
钴参与其所在的γ相硬化为固溶体，并影响γ’相的固溶温度(γ’固溶温度)。高的钴含量会降低γ’相的固溶温度，并通过热处理促进合金的均质化，而不会引起燃烧的风险。此外，低的钴含量会增加γ’相的固溶温度，并使高温下获得的γ’相具有更高的稳定性，这对于抗蠕变性是有利的。因此，在高均质化设备和高抗蠕变性之间选择一个良好的折衷是合适的。
测量的钴含量的不确定度为±0.2，更特别地为±0.1，有利地为±0.06。
相对于组成的总重量，以重量％计，本发明的组成进一步包含钼(Mo)和钨(W)，其中钼+钨的含量范围为5.5-7.5，有利地为5.7-7.5，更有利地为6-7.5，更特别地为6.2-7.5。
在一个有利的实施方式中，相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成的钼(Mo)的含量范围为2.5-3.5，有利地为2.7-3.5，更特别地为2.7-3.0。
原因在于，钼参与了其所在γ相的硬化。它还会减慢向γ相中的扩散，从而引起γ’析出的延迟。
因此，相对于标准IN738LC，增加了钼含量以强化γ基体，同时避免了过高的比例，过高的比例会对耐热腐蚀性产生不利影响。
测量的钼含量的不确定度为±0.03，更特别地为±0.02，有利地为±0.01。
在另一个实施方式中，相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成的钨(W)的含量范围为3-4，特别地为3.5-4，更特别地为3.6-4。
钨在两个γ相和γ’相之间的分布相对均匀，因此有助于两相通过固溶硬化。与Mo相似，它在合金中的存在可以减缓扩散，从而阻止γ’的析出。然而，太大的量会对耐热腐蚀性产生负面影响。
因此，相对于标准IN738LC，增加了钨的含量，以强化γ基体。但是，它会使得固相线的相当大的降低，而不改变γ’固溶线。因此，有必要限制它的增加，以避免在γ’固溶过程中燃烧的风险。
测量的钨含量的不确定度为±0.04，更特别地为±0.02，有利地为±0.01。
在进一步的实施方式中，相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成的钼(Mo)的含量范围为2.5-3.5，有利地为2.7-3.5，更特别地为2.7-3.0，并且相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成的钨(W)的含量范围为3-4，特别地为3.5-4，更特别地为3.6-4。
相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成进一步包含的铝(Al)的量的范围为2.9-4.3，有利地为3-4，特别地为3.1-3.8。
Al含量对γ’固溶温度有直接作用，从而对给定温度下的γ’比例有直接作用。较低的量可以通过降低γ’的比例来预防与γ’析出相关的裂化，而较大的量可以增加γ’的比例，同时降低其硬化特性。通过Al含量，可以保持很高的γ’比例(尺寸和分布)，同时消除了在热处理过程中裂化的风险。
测量的铝含量的不确定度为±0.04，更特别地为±0.02，有利地为±0.01。
相对于组成的总重量，以重量百分比计，根据本发明的组成额外地包含的钛(Ti)的量的范围为2.6-3.2，有利地为2.6-3.1。
在一个特定的实施方式中，使钛化合物相对于标准IN738LC中的含量略有降低。对于恒定的铝含量，这具有降低γ’固溶温度的直接作用，从而具有降低给定温度下的γ’比例的直接作用，以预防与γ’析出相关的裂化。如果增加Al含量，则γ’的比例可以保持在IN738LC的水平，降低(Ti+Ta+Nb)/Al的比例的作用是减弱γ’相的硬化特性，从而消除与γ’析出有关的裂化的风险。
测量的钛含量的不确定度为±0.04，特别地为±0.02。
相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成进一步包含的钽(Ta)的量的范围为1.5-2.2，有利地为1.7-2.2。
钽以与钛相同的方式存在于γ’相中，其作用是增强γ’相。测量的钽含量的不确定度为±0.02，更特别地为±0.01。
相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成进一步包含的铌(Nb)的量的范围为0.3-1.1，有利地为0.3-0.8，特别地为0.3-0.6，更特别地为0.3-0.5。
在一个有利的实施方式中，Nb含量相对于IN738LC的标准含量有所降低，目的是减少碳化物的析出。从增材制造获得的小尺寸晶粒导致对碳化物的需求减少，碳化物本身可能是冷却时裂化的来源。
测量的铌含量的不确定度为±0.005，更特别地为±0.002。
相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成进一步包含的碳(C)的量的范围为0.01-0.13，有利地为0.01-0.09，特别地为0.01-0.07，更特别地为0.01-0.05，还更特别地为0.01-0.03。
在一个有利的实施方式中，碳含量相对于IN738LC的标准含量有所降低，目的是减少碳化物的析出。从增材制造获得的小尺寸晶粒使得对碳化物的需求减少，碳化物本身可能是冷却时产生裂化的来源。
测量的碳含量的不确定度为±0.003，更特别地为±0.002。
相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成进一步包含的硼(B)的量的范围为0.0005-0.015，更特别地为0.0005-0.005。
在一个有利的实施方式中，硼含量相对于IN738LC的标准含量有所降低，目的是限制最终共熔体系γ/TiB2的存在，该共熔体系具有降低固相线的趋势，并增加了增材制造步骤中硼化物液化的风险。
测量的硼含量的不确定度为约20％。
相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成进一步包含的锆(Zr)含量≤0.01，有利地≤0.009，特别地≤0.004，更特别地≤0.003，还更特别地≤0.0001。
因此，锆含量相对于IN738LC的标准含量有所降低，因此对在增材制造步骤中发生的液化裂化和热裂化具有有益的作用。
测量的锆含量的不确定度为约20％。
相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成进一步包含的铪(Hf)的量的范围为0.0001-0.5，有利地为0.0001-0.2，更有利地为0.0003-0.2，特别地为0.1-0.5，更特别地为0.1-0.2。
通过铪的含量，可以补偿Zr降低对温度强度的有害影响(特别是蠕变和腐蚀)。
测量的铪含量的不确定度为约20％。
相对于组成的总重量，以重量％计，根据本发明的组成进一步包含的硅(Si)含量≤0.06，有利地≤0.03，特别地≤0.025，更特别地≤0.021。
因此，硅含量相对于IN738LC的标准含量有所降低，因此对在增材制造步骤中发生的液化裂化和热裂化具有有益的作用。
测量的硅含量的不确定度为约20％。
因此，为了抑制微裂纹的发生并减少或甚至有利地抑制大裂纹的出现，根据本发明的镍基超合金组成包含：
-相对于IN738LC的标准含量有所降低的锆含量和有利的硅含量，其结果是对液化裂化具有有益作用，并因此对在增材制造步骤中发生的热裂化具有有益作用；
-相对于标准IN738LC的含量略有降低的有利的钛和/或铌含量，其结果是具有降低γ’固溶温度的直接作用，并具有因此降低在给定温度和恒定铝含量下的γ’比例的直接作用，以及以保持一定比例降低γ’相的硬化特性的直接作用，其目的是抑制与γ’析出相关的裂化；
-补偿锆的减少的铪，因为这种减少对耐热蠕变性有不利影响；
-有利地相对于IN738LC的标准含量有所降低的Nb和C含量，其目的是减少碳化物的析出；从增材制造获得的小尺寸晶粒使得对碳化物的需求减少，碳化物本身可能是增材制造过程中微裂纹的来源；
-相对于IN738LC的标准含量有所增加的Mo和/或W含量，其目的是减慢扩散速率并降低破坏性的γ’形成元素，以及强化γ’基体，以便大幅降低热处理中大裂纹的发生率。
因此，在一个特别有利的实施方式中，根据本发明的镍基超合金的特征在于，以总组成的重量百分比计，所述镍基超合金的组成包含以下组分，有利地基本上由以下组分组成，更特别地由以下组分组成：
铬：15.5-16.5；
钴：7.7-9；
钼和钨，使得钼+钨的含量＝6.2-7.5；
铝：3-4；
钛：2.6-3.1；
钽：1.5-2.2；
铌：0.3-0.5；
碳：0.01-0.07；
硼：0.0005-0.005；
锆：≤0.009；
铪：0.0001-0.2；
硅：≤0.03；
镍：余量
以及不可避免的杂质。
不可避免的杂质源于粉末的制造步骤，或源于用于制造粉末的起始原料中存在的杂质。发现了镍基超合金中遇到的所有常规杂质。它们更特别地选自于由氮、氧、氢、铅、硫、磷、铁、锰、铜、银、铋、铂、硒、锡、镁以及它们的混合物所组成的组。它们最多可占合金质量的0.15％，并且各自占总组成的重量不超过0.05％。一般而言，测量的合金中杂质的量的不确定度为20％。
因此，相对于组成的总重量，以重量％计，氮(N)含量可以≤0.030，有利地≤0.008，特别地≤0.006，更特别地≤0.005，更有利地≤0.002。
通过限制氮含量，可以限制激光处理后部件中的氮化物或碳氮化物的存在，因为它们可能对某些机械性能有害。所测量的氮含量的不确定度为±0.0008，更特别地为±0.0004。
因此，相对于组成的总重量，以重量％计，氧(O)含量可以≤0.030。相对于常规方法，这种氧含量可能似乎是令人惊讶的，但是粉末形式的金属的级分产生非常高的表面/体积比，这倾向于使合金的氧含量大大增加。如果未对粉末的制造方法进行充分地控制，则该氧含量将进一步增加。在此0.03％的范围内，就热延展性而言，氧可能会发挥有益的作用。通过将氧含量限制为0.03％，可以限制激光处理后部件中氧化物的存在，因为这些氧化物对机械性能有害。
测量的氧含量的不确定度为±0.0007，更特别地为±0.0005。
根据本发明的粉末的组成可以更特别地选自下表1中所示的3个实例之一。
表1：相对于组成的总重量，以重量％计，镍基超合金的粉末组成实例
Figure BDA0002973973970000101
实施例1包含相对于标准IN738LC所有增加的Mo和W含量和有所降低的Ti含量。Al升高到标准IN738LC窗口的上限。进行这些修改的目的，一方面是为了减慢扩散速率，以阻止γ’的析出，另一方面是为了降低γ’相的硬化特性。因此，相对于IN738LC，γ’固溶温度降低了20℃至30℃。相对于标准IN738LC，它还包括Hf的添加，以补偿Zr相对于标准IN738LC的降低以及对超合金耐蠕变性的潜在有害影响。
实施例2还包含相对于标准IN738LC有所降低的Nb和C含量，以便减少Nb的碳化物比例，并改善增材制造过程中冷却时的等级牌号行为(behavior of the grade)。此外，硼也有所降低，以防止硼化物在晶界上的析出，并在部件制造期间尽可能地限制液化现象。
与实施例2相同，实施例3是根据所要求保护的组成的工作实例。它与实施例2的B和C含量有所不同，它们比实施例2稍大，以便确保所要求保护的组成窗口的坚固性。
在一个有利的实施方式中，根据本发明的镍基超合金采取粉末的形式，有利地其粒度分布(以直径计)范围为15μm-53μm，更特别地，如果其旨在用于通过选择性激光熔融(SLM)制造部件。
传统上，对于这种类型的粒度级分，以数字D10表示的15μm下限是通过激光衍射(ASTM B822-17)控制的，53μm的上限是通过筛分控制的。根据1988年生效的ASTM B214-16或ISO 2591-1标准，控制粒度级分的实践使得能够通过筛分将级分控制为低至45μm。低于此极限，则不再根据该标准授权通过筛分控制，而通过D10的值(通过激光衍射测量的分布数)来完成表征。
在一个有利的实施方式中，根据本发明的镍基超合金采取线材的形式，旨在根据各种可能的工艺(通过电弧、等离子体、电子束或激光)通过线材沉积来成形。
本发明进一步涉及用于制造根据本发明的镍基超合金粉末的方法，所述方法包括以下步骤：
a-将元素或预制合金起始原料混合，
b-将步骤a)中获得的混合物熔融，有利地在真空感应炉(VIM)中进行，
c-将步骤b)中获得的产品气雾化，有利地用氩气进行，从而获得有利地主要为球形(即无锐角)的粉末，
d-将步骤c)中获得的粉末过筛，有利地在非活性气氛下进行，以获得所需的粒度，
e-回收生成的粉末。
因此，取决于增材制造技术或预期的粉末沉积工艺，对粉末的粒度进行调整。用于增材制造或粉末沉积的各种工艺的粒度范围取决于技术、设备和预期的应用。一般而言，如果将所有应用联合，这些方法使用的粉末以数量计具有5μm至150μm的或多或少的宽粒度分布。
更特别地，步骤d)中获得的以数量计的粒度级分的范围为15μm-53μm。这对于选择性激光熔融(LBM是激光束熔融)过程是合适的粒度，并且与所用设备和预期应用兼容。对于粉末的使用，这是以数量计的相当典型的分布。
本发明进一步涉及用于以镍基超合金来制造部件、尤其是涡轮机的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：
A-制造根据本发明的镍基超合金粉末，有利地通过本发明的方法、更特别是如上所述的方法进行，
B-使步骤A中获得的粉末经受增材制造工艺，所述工艺有利地选自于由选择性激光熔融(LBM)、电子束熔融(EBM)和粉末喷涂激光熔融(也称为粉末涂覆或CLAD)所组成的组，
C-使步骤B中获得的部件经受至少一种热处理和/或物理处理和/或化学处理，所述处理有利地选自于由松弛热处理、更特别是用于放松残余约束(residual constraint)的热等静压处理、固溶处理、时效处理以及诸如施加涂层以提供抗腐蚀和抗氧化的保护的精工处理所组成的组，所述处理有利地为热等静压(HIP)处理，
D-回收生成的部件。
在步骤B和C之间，根据本发明的方法可以进一步包括对用根据本发明的超合金获得的部件进行焊接的步骤B1。
可以在本发明的上下文中使用的增材制造的方法(更特别地诸如选择性激光熔融、电子束熔融、通过粉末喷涂的激光熔融(粉末涂覆或CLAD))是本领域技术人员众所周知的。
在一个有利的实施方式中，步骤B包括增材制造的方法，所述方法包括通过使用将根据本发明的超合金粉末薄层熔融的能量源(激光或电子束)逐层制造该部件。然后将根据本发明的第二层超合金粉末沉积，并随后熔融。重复此方法，直到获得最终部件。该方法有利地为选择性激光熔融中的一种。
在用于以根据本发明的镍基超合金来制造部件(更特别是涡轮机)的方法的另一实施方式中，步骤A包括根据本发明的镍基超合金线材的制造，并且步骤B包括增材制造的方法，所述方法包括通过使用将在步骤A中获得的超合金线材熔融的能量源(激光或电子束)逐层制造部件。因此，一层是通过将连续退绕的线材熔融而制成的，线材按其被退绕时的原样被熔融。第二层在第一层上形成。重复此方法，直到获得最终部件。
在用于以根据本发明的镍基超合金来制造部件(更特别是涡轮机)的方法的进一步的实施方式中，步骤A包括根据本发明的镍基超合金粉末和线材的制造，并且步骤B包括使用超合金粉末和线材的增材制造的方法。
本发明还涉及由根据本发明的粉末和/或线材获得的镍基超合金部件，更具体地如上所述，有利地通过本发明的方法获得，并且更具体地如上所述获得。
该部件有利地为3D部件。
更特别地，它是飞机发动机涡轮机部件、燃气涡轮机部件或海洋工业涡轮机部件。
因此，它可以是涡轮机的热组件(例如固定的或移动的涡轮机叶片)或者涡轮盘(实例为航空喷气发动机)。
根据本发明的镍基超合金部件有利地表现出：
-机械性能至少等于标准合金IN738LC的机械性能，例如，高抗热蠕变性；
-耐腐蚀和抗氧化性至少等于标准合金IN738LC的耐腐蚀和抗氧化性，例如，对盐水环境的高抗性；
-不存在大裂纹和/或微裂纹；
-与标准合金IN738LC相似的密度，例如约8.1g/cm3；
-工作温度可能高达1050℃至1100℃。
最后，本发明涉及根据本发明的镍基超合金部件在飞机发动机涡轮机、燃气涡轮机或海洋工业涡轮机中的用途，尤其是在涡轮机的热组件中的用途。
附图说明
根据下面的附图和实施例，将更好地理解本发明，通过说明而非进行限制的方式给出这些附图和实施例。
图1表示实施例1和实施例2以及比较例(标准IN738LC)在粗LBM状态下与LBM(或SLM)制造相关的以mm/mm2表示的微裂纹密度。
图2表示实施例1、实施例2和实施例3以及比较例(标准IN738LC)在溶解和经时效处理状态下，通过LBM制造和热处理后测得的以mm/mm2表示的微裂纹密度。
图3表示热处理后应力集中区域的大裂纹图像，所述图像在将样品(实施例1、实施例2、实施例3(分别为图3b、图3c和图3d)和比较例：标准IN738LC(图3a))切割和抛光后通过光学显微镜(Zeiss Axio Imager A2m和Axiocam ICc5)以5百万像素的分辨率并放大50倍获得。
图4和图5表示对于沿XY轴(水平于平板)制造的3个样品(实施例1和实施例2以及比较例：标准IN738LC)，在室温下(根据2006的标准NF EN 2002-001)在溶液中放置并经时效处理的棒材的拉伸测试(以MPa表示的强度：图4；以E5d％表示的伸长率：图5)的结果。
图6和图7表示对于实施例3，在650℃(根据标准NF EN 2002-002)下于溶液中放置并经时效处理的棒材的拉伸测试(以MPa表示的强度：图6；以E5d％表示的伸长率：图7)的结果，以及来自比较例(IN738LC)的现有技术数据。
实施例
在VIM炉中，由所掌握的比例的元素材料制备根据本发明的粉末的三个实施例(其组成示于下表2中)，然后将其用氩气雾化。
表2：相对于组成的总重量，以重量％计，镍基超合金的粉末组成
Figure BDA0002973973970000151
除了降低Zr、Si、S和P的含量(已被证明有利于增材制造的行为)外，在其增材制造和热处理能力方面，还证明了组成的以下三个方面的改善：减少Ti和Nb以降低γ’相的硬度，和/或减少Nb和C以减少NbC碳化物的析出，均旨在降低增材制造步骤期间的微裂纹的倾向；增加Mo和W含量，以减慢γ’的析出并增强基体，从而降低了热处理期间发生大裂纹的倾向性。因此，实施例1包含相对于标准IN738LC有所增加的Mo和W的量，在其它方面具有标准量并具有降至最低水平的次级元素。实施例2和实施例3与实施例1相似(Mo和W增加)，此外，相对于标准IN738LC，降低了Nb和C的量。在其它方面，它们具有标准量以及降至最低水平的次级元素。实施例1还包含相对于标准IN738LC加入的Hf，以补偿相对于标准IN738LC的Zr的减少以及对超合金的耐蠕变性的潜在有害影响。
制造了IN738LC粉末的比较参考例，所述IN738LC粉末通过对从Brami公司获得的IN738LC锭进行雾化而获得。方法如下：将锭在VIM炉中熔融，然后用氩气雾化。
下表3列出了比较参考例的组成。
表3：相对于组成的总重量，以重量％计，比较参考例IN738LC的组成
Ni+杂质 余量
Cr 16,21±0,37
Co 8,63±0,20
Mo 1,85±0,04
W 2,70±0,06
Al 3,44±0,05
Ti 3,40±0,06
Ta 1,88±0,06
Nb 0,88±0,02
C 0,0990±0,0030
B 0,0200±0,0040
Zr 0,0130±0,00026
Hf ＜检测限
Si 0,0290±0,0058
O 0,0085±0,0005
N 0,0046±0,0009
S ＜0,0005±0,0001
P 0,00076±0,00015
在雾化的粗糙状态下，根据本发明的3个实施例和比较例具有比预期用于应用(目前为SLM或LBM)的粒度分布更宽的粒度分布。因此，将它们在惰性气氛下过筛至15μm和53μm，以分离出15μm-53μm的粒度级分，本领域技术人员已知该粒度级分特别适合SLM(或LBM)应用。表2和表3中列出的化学分析是在筛分后对最终粉末进行的。
通过EOS M290 LBM增材制造(层厚度为40μm，激光功率为250W-370W)，将所得粉末(实施例1、实施例2和实施例3以及比较例)用于制造代表应用的技术测试样本和拉伸测试坯料(尺寸为13mm×13mm×70mm)；通过放电将所得坯料从制造板上分离，随后进行IN738LC合金的标准热处理，这涉及将合金在1120℃(亚固溶条件)下固溶2h，然后在845℃下时效处理24h，随后进行空气冷却，然后对应于用于在室温条件(NF EN 2002-001)下和650℃(NFEN 2002-002)下进行拉伸测试的测试标准，以及用于蠕变/断裂测试(NF EN 2002-005)的测试标准，按照测试样本的几何形状进行坯料的加工。
微裂纹
在增材制造后以及固溶状态下的热处理(1120℃下2h，随后进行空气冷却)和时效处理(845℃下24h，随后进行空气冷却)后，通过对在粗糙的技术测试样本上以x50放大倍数用光学显微镜拍摄的图像进行分析，来测量以mm/mm2表示的微裂纹密度，分别在图1和图2中列出了实施例1和实施例2以及比较例和实施例3的结果。相对于所讨论材料的表面积来表示观察到的裂纹的总长度。
参考样品(比较例，标准IN738LC)使得能够以约0.08mm/mm2的微裂纹密度定位IN738LC技术状态。由于Nb和C的减少，实施例2在具有相同LBM参数的情况下明显防止了增材制造步骤期间的微裂纹。
热处理后，图2中测得的值略低于对制造时的粗糙材料测得的值(图1)，但它们仍然完全适用且样品有所不同。再次，标准IN738LC和实施例1表现出微裂纹，而实施例2和实施例3则不会裂化。这与从来自LBM的粗糙材料获得的数据完全一致。
大裂纹
如图3所示，使用参考IN738LC制成的样品在应力区显示出大裂纹，这与固溶期间γ’相的大量析出期间的合金的延展性损失直接相关。在热处理后，实施例1、实施例2和实施例3(相对于标准IN738LC，Mo和W的量分别增加约50％至60％和35％至40％)显示出大裂纹的显著降低。减慢γ’相析出和强化基体的过程确实达到了减少热处理期间的裂纹的目的。
表4总结了减少微裂纹和大裂纹所要求保护的各种改进策略以及它们在给出的三个实施例之间的分配，并且示出了对于在LBM制造以及随后的固溶热处理和时效处理后获得可靠的材料，抗微裂纹(减少a)Nb和Ti或b)Nb和C，以及减少元素Zr、Si、S和P)和抗大裂纹(增加Mo和W的量)的策略的协调是特别有利的。
表4：各种实施例中提供的改进基体以及在微裂纹和大裂纹方面的相关结果
Figure BDA0002973973970000171
Figure BDA0002973973970000181
此外，应注意，本发明人对比较例1进行测试，该比较例1相对于标准IN738LC仅包括Ti和Nb量的减少，在Mo和W中没有任何增加。该比较例显示热处理后应力集中区存在大裂纹。
拉伸测试
图4和图5中观察到的是实施例1和实施例2相对于参考IN738LC的机械强度(Rm和Rp 0.2)的相对稳定性，并且所有值都大大超过了铸造IN738LC的规格。实施例2的伸长率大于参考IN738LC的伸长率，而实施例1的伸长率(受到微裂纹的影响很大)受到损害。最后，参考批次(实施例2)超出了铸造IN738LC的规格。因此，在对组成进行这些修改之后，不会损害其机械性能。
根据部件的制造轴(XY：板上的水平轴，Z：板上的垂直轴)，图6和图7给出了实施例3在650℃下的拉伸测试结果，以及在对比例(标准IN738LC)上进行的一系列测试的结果，这构成了通过激光熔融在粉末床上成型的标准合金的技术状态。所涉及的测试样本经过了亚固溶处理，并且在凝固过程中获得的冶金晶粒无重结晶并且未生长。因此，这些晶粒根据部件的制造轴(Z轴)保持高度定向，并且它们的形态取决于所使用的制造参数。这些特性在两个制造方向上具有相同等级，只有微小的差异，可以通过LBM参数的差异来解释。
蠕变/断裂测试
对于实施例3和比较例(IN738LC)，下表5和表6给出了根据Z轴(垂直于板)或XY轴(平行于板)制造的测试样本在极端条件(760℃/585MPa)下通过蠕变/断裂试测试获得的寿命。
表5：在760℃/585MPa下实施例3的平均寿命和蠕变/断裂的标准偏差
方向 样本数量 寿命(h)
XY 5 4.7±0.7
Z 5 12.9±1.1
表6：在760℃/585MPa下IN738LC的蠕变/断裂平均寿命
方向 寿命(h)
XY 0.03
Z 2.5
两种材料处于相似的寿命范围内，实施例3略优于IN738LC。

Claims (22)

1.一种具有高γ’相含量的镍基超合金，所述镍基超合金旨在用于通过增材制造然后进行热处理来制造部件，其特征在于，以总组成的重量百分比计，所述镍基超合金的组成由以下组分构成：
铬：15.5-16.5；
钴：7.7-11；
钼和钨，使得所述钼+钨的含量＝5.5-7.5；
铝：2.9-4.3；
钛：2.6-3.2；
钽：1.5-2.2；
铌：0.3-1.1；
碳：0.01-0.13；
硼：0.0005-0.015；
锆：≤0.01；
铪：0.0001-0.5；
硅：≤0.06；
镍：余量，
以及不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的镍基超合金，其特征在于，以总组成的重量百分比计，所述镍基超合金的组成由以下组分构成：
铬：15.5-16.5；
钴：7.7-9；
钼和钨，使得所述钼+钨的含量＝6.2-7.5；
铝：3-4；
钛：2.6-3.1；
钽：1.5-2.2；
铌：0.3-0.5；
碳：0.01-0.07；
硼：0.0005-0.005；
锆：≤0.009；
铪：0.0001-0.2；
硅：≤0.03；
镍：余量，
以及不可避免的杂质。
3.如权利要求1和2中任一项所述的镍基超合金，其特征在于，以总组成的重量百分比计，所述镍基超合金的钼含量为2.5-3.5。
4.如权利要求3所述的镍基超合金，其特征在于，以总组成的重量百分比计，所述镍基超合金的钼含量为2.7-3.5。
5.如权利要求1和2中任一项所述的镍基超合金，其特征在于，以总组成的重量百分比计，所述镍基超合金的钨含量为3-4。
6.如权利要求5所述的镍基超合金，其特征在于，以总组成的重量百分比计，所述镍基超合金的钨含量为3.5-4。
7.如权利要求1和2中任一项所述的镍基超合金，其特征在于，所述不可避免的杂质选自于由氮、氧、氢、铅、硫、磷、铁、锰、铜、银、铋、铂、硒、锡、镁以及它们的混合物所组成的组。
8.如权利要求1和2中任一项所述的镍基超合金，其特征在于：
所述镍基超合金的氮含量≤0.030％，并且
所述镍基超合金的氧含量≤0.030％。
9.如权利要求1和2中任一项所述的镍基超合金，其特征在于，所述镍基超合金处于粉末的形式。
10.如权利要求1和2中任一项所述的镍基超合金，其特征在于，所述镍基超合金处于线材的形式。
11.一种用于制造如权利要求9所述的镍基超合金粉末的方法，所述方法包括以下步骤：
a-将元素或预制合金起始原料混合，
b-将步骤a)中获得的混合物熔融，
c-将步骤b)中获得的产品气雾化，
d-将步骤c)中获得的粉末过筛，以获得所需的粒度，
e-回收生成的粉末。
12.如权利要求11所述的方法，其特征在于，步骤b在真空感应炉中进行。
13.如权利要求11和12中任一项所述的方法，其特征在于，步骤c用氩气进行。
14.一种用于由镍基超合金制造部件的方法，所述方法包括以下步骤：
A-制造如权利要求9所述的镍基超合金粉末，
B-使步骤A中获得的粉末经受增材制造工艺，
C-使步骤B中获得的部件经受至少一种热处理和/或物理处理和/或化学处理，
D-回收生成的部件。
15.如权利要求14所述的方法，其特征在于，步骤B选自于由选择性激光熔融(LBM)、电子束熔融(EBM)和粉末喷涂激光熔融(CLAD)所组成的组。
16.如权利要求14和15中任一项所述的方法，其特征在于，步骤C选自于由松弛热处理、热等静压处理、固溶处理、时效处理以及精工处理所组成的组。
17.如权利要求16所述的方法，其特征在于，步骤C为热等静压处理。
18.如权利要求15所述的方法，其特征在于，步骤B为选择性激光熔融(LBM)。
19.一种镍基超合金部件，所述镍基超合金部件从如权利要求9所述的粉末获得，或者从如权利要求10所述的线材获得。
20.如权利要求19所述的部件，其特征在于，所述部件无大裂纹。
21.如权利要求19所述的部件，其特征在于，所述部件无大裂纹并且无微裂纹。
22.如权利要求19-21中任一项所述的镍基超合金部件在飞机发动机涡轮机、燃气涡轮机、陆地涡轮机和海洋工业涡轮机中的用途。
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