CN1743483A - 用于先进燃气涡轮发动机的Ni－Cr－Co合金 - Google Patents

用于先进燃气涡轮发动机的Ni－Cr－Co合金 Download PDF

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Abstract

适合用于高温燃气涡轮发动机过渡管的加工可时效硬化镍－铬－钴基合金，该合金具有三种特别关键性能的组合，即耐应变时效开裂性，良好的热稳定性，和良好的蠕变破坏强度，且包含17至22wt％的铬，8至15wt％的钴，4.0至9.5wt％的钼，至多7wt％的钨，1.28至1.65wt％的铝，1.50至2.30wt％的钛，至多0.80wt％的铌，0.01至0.2wt％的碳，至多0.01wt％的硼，和至多3wt％的铁，和余量的镍和杂质。某些合金化元素的存在量必需依照这里所公开的两个式。

Description

用于先进燃气涡轮发动机的Ni-Cr-Co合金
技术领域
本发明涉及用于高温用途的可加工高强度合金。特别地，本发明涉及具有足够的蠕变强度，热稳定性，和耐应变时效开裂的合金以便允许制造和用在燃气涡轮机的过渡管(transition duct)和其它燃气涡轮机元件。
背景技术
为满足日益增加的工作效率的要求，燃气涡轮发动机设计者希望使用越来越高的工作温度。然而，材料的性能通常限制了提高工作温度的能力。具有这种限制的一个应用是燃气涡轮机过渡管。过渡管通常是由薄板(sheet or thin plate)材料制成的焊接元件因此需要可焊以及可加工。通常在过渡管中使用γ-prime强化合金，因为它们在高温下具有高的强度。然而，目前可商购的加工γ-prime强化合金既不具有在先进燃气涡轮机设计理念所要求的极高温度下使用的强度也不具有在该温度下使用的稳定性，或者可能在加工期间存在困难。具体地，这样的一种制造困难是许多加工γ-prime强化合金对应变时效开裂敏感。本文中将更详细描述应变时效开裂的问题。
加工γ-prime强化合金通常是基于镍-铬-钴系统，尽管也使用其它为基础的系统。这些合金典型具有铝和钛的添加物，该添加物可引起γ-prime相Ni3(Al，Ti)的形成。也可以使用其它γ-prime形成元素，例如铌和/或钽。使用时效硬化热处理将该γ-prime相发展成合金显微组织。通常当合金处于退火状态时向该合金提供该热处理。γ-prime相的存在可以在宽的温度范围上引起相当大的合金强化。其它元素添加可包括用于固溶强化的钼或钨，用于碳化物形成的碳，和用于改善高温延展性的硼。
应变时效开裂是限制许多γ-prime强化合金的可焊性的问题。当焊接部件在焊接操作之后首次经受高温时可典型发生这种现象。通常这是在对大多数焊接γ-prime合金加工件的后焊接退火处理期间。该开裂的发生是加热到退火温度期间形成γ-prime合金相的结果。强化γ-prime相的形成连同许多这些合金在中间温度具有的低延展性，以及典型由焊接操作施加的机械约束常常可导致开裂。该应变时效开裂问题会限制使用合金只能达到一定的厚度，因为更大的材料厚度会引起更大的机械约束。
已开发出几种类型的测试以评价合金对应变时效开裂的敏感性。这些测试包括圆形补块(circular patch)测试，约束板测试，和多种动态热-机械测试。一个可用来评价合金对应变时效开裂的敏感性的测试是1960年代开发的受控加热速率拉伸(CHRT)测试。近期在HaynesInternational的测试发现CHRT测试可以按照与现场经验一致的顺序成功排列多种商用合金的敏感性。在CHRT测试中，将薄板拉伸试样以恒定速率(在Haynes International进行的测试使用每分钟25°F至30°F的速率)从低温加热到测试温度。一旦达到测试温度，以恒定工程应变速率拉伸试样至断裂。该测试试样开始是处于退火(无时效硬化)状态，因此γ-prime相在加热阶段析出，加热阶段正如同焊接元件经受后焊接热处理的情形。取测试试样至断裂的百分延伸率来度量对应变时效开裂的敏感性(延伸率值越低表明对应变时效开裂的越敏感)。CHRT中的延伸率是测试温度的函数且通常会在特定的温度显示出最小值。对于许多加工γ-prime强化合金，发生这种情况的温度是1500°F左右。
先进燃气涡轮机理念所要求的高温下的良好强度和热稳定性是目前许多商品化加工γ-prime强化合金所缺少的两种性质。长期以来使用蠕变破断测试来评价高温强度，其中在恒温下对试样施加恒定的载荷直到试样断裂。这时使用到达断裂的时间，或者破断寿命来度量在该温度下的合金强度。热稳定性度量的是合金的显微组织是否在受热期间保持相对不受影响。在受热期间，许多高温合金会形成脆的金属间相或碳化物相。这些相的存在会显著降低该材料的室温延展性。使用标准拉伸试验可有效测量这种延展性的损失。
目前的市场上可以购得的许多加工γ-prime强化合金是薄板形式的。1950年代，General Electric开发了用于涡轮发动机的Rene-41或R-41合金(美国专利第2,945,758号)。该合金具有优异的蠕变强度，但是受不良的热稳定性和耐应变时效开裂性的限制。1950年代还开发出类似的General Electric合金，M-252合金(美国专利第2,747,993号)。虽然目前只能以棒材形式获得，但是组成使其易于进行薄板制造。M-252合金具有良好的蠕变强度和耐应变时效开裂性，但是类似于R-41该合金也受不良热稳定性的限制。The Pratt &whitney开发的市场上称为WASPALOY合金(无美国专利覆盖)的合金是另一种计划用于涡轮发动机并且可以以薄板形式得到的γ-prime强化合金。然而，这种合金在1500°F具有以上的微小的蠕变强度，微小的热稳定性，并且具有相当差的耐应变时效开裂性能。市场上称为263合金的合金(美国专利第3,222,465号)是1950年代后期开发出并且在1960年由Rolls-Royce Limited引入的。该合金具有优异的热稳定性和耐应变时效开裂性能，但是该合金在1500°F以上的温度具有非常差的蠕变强度。PK-33合金(美国专利第3,248,123号)是由International Nickel Company开发的并于1961年引入。这种合金具有良好的热稳定性和蠕变强度，但是该合金受不良耐应变时效开裂性能的限制。如这些实例显示，目前市场上没有具有三种关键性能的独一无二的组合的合金：良好的蠕变强度和在1600至1700°F温度范围内的良好热稳定性以及良好的耐应变时效开裂性能。
发明内容
本发明的主要目标是提供新的加工可时效硬化镍-铬-钴基合金，该合金适用于高温燃气涡轮机过渡管和其它燃气涡轮机元件，该合金具有三种特定的关键性能的组合，即耐应变时效开裂，良好的热稳定性，和良好的蠕变破断强度。
据发现使用含如下成分的合金可以实现这个目的：一定范围的铬和钴，一定范围的钼和可能的钨，和一定范围的铝，钛和可能的铌，余量的镍和各种微量的元素和杂质。
具体地，优选的范围是17至22wt％的铬，8至15wt％的钴，4.0至9.5wt％的钼，至多7.0wt％的钨，1.28至1.65wt％的铝，1.50至2.30wt％的钛，至多0.80wt％的铌，至多3wt％的铁，0.01至0.2wt％的碳，和至多0.015wt％的硼，和余量的镍和杂质。
附图说明
图1是所研究的加工可时效硬化镍-铬-钴基合金在1500°F下的受控加热速率拉伸测试中的延展性的图样。
图2是所研究的加工可时效硬化镍-铬-钴基合金在室温下的标准拉伸测试中的延展性的图样。
具体实施方式
这里描述的加工可时效硬化镍-铬-钴基合金具有足够的蠕变强度，热稳定性，和耐应变时效开裂性能，从而允许以薄板或厚板形式用在燃气涡轮机过渡管中，以及以其它的产品形式和用于其它苛刻的燃气涡轮机应用。通过控制各自具有一定功能的若干重要元素来获得这些重要性质的组合。γ-prime形成元素例如铝，钛，和铌的存在可通过在时效硬化过程期间形成γ-prime相而对高的蠕变破断强度有重要作用。然而，必需仔细控制铝，钛，和铌的总量以便允许良好的耐应变时效开裂性能。加入钼和可能的钨，通过固溶强化提供额外的蠕变破断强度。然而，此外，在这种情形中必需仔细控制钼和钨的总浓度以便确保该合金足够的热稳定性。
基于对下一代燃气涡轮机和过渡管所提出的要求，γ-prime强化合金具有相当大的潜力。三个较为关键的性能是蠕变强度，可焊性(即耐应变时效开裂性)，和热稳定性。然而，制造这三种性能全都优异的γ-prime强化合金并不容易，而且市场上没有发现全部三种性能都达到足够程度的合金。
我测试了26种试验合金和5种商品化合金，表1种列出了它们的组成。以A至Z对试验合金进行标记。商品化合金是HAYNES R-41合金，HAYNES WASPALOY合金，HAYNES 263合金，M-252合金，和NIMONICPK-33合金。这些合金(既包括试验合金也包括商品化合金)具有17.5至21.3wt％范围的Cr含量，以及8.3至19.6wt％范围的钴含量。铝含量的范围是0.49至1.89wt％，钛的含量为1.53至3.12wt％，且铌含量的范围是0至0.79wt％。钼含量的范围是3.2至10.5wt％而钨的范围是0至8.3wt％。有意加入的微量元素碳和硼的范围分别为0.034至0.163wt％和0至0.008wt％。铁的范围是0至3.6wt％。
在厚度为0.047”至0.065”的薄板材料上进行合金的所有测试。以50磅的炉容量，将试验合金真空感应熔炼，然后进行电渣重熔。在2150°F下对如此制得的锭(ingot)进行均热然后使用2150°F的起始温度进行锻造和轧制。热轧之后该薄板的厚度为0.085”。在2150°F下对该薄板进行退火15分钟然后进行水淬。然后将该薄板冷轧至0.060”的厚度。必要时，在2050至2175°F的温度下对该冷轧薄板进行退火以产生完全再结晶的、且具有4至5的ASTM晶粒尺寸的等轴晶粒组织。最后，对该薄板材料提供1475°F的时效硬化热处理并持续8小时以便产生γ-prime相。得到的商品化合金HAYNES R-41合金，HAYNESWASPALOY合金，HAYNES 263合金，和NIMONIC PK-33合金为薄板形式并且处于厂内退火状态。由于没能得到市售的M-252合金薄板，使用与上述试验合金相同的方法制造50磅的炉量(heat)用于评价。依照公认的标准对全部的五种商品化合金提供退火后时效硬化热处理。表2种记录了这些热处理。
为评价上文认为重要的三种性能(耐应变时效开裂性，热稳定性，和蠕变强度)，对每种合金进行三个不同的测试。第一个测试是受控加热速率拉伸测试(CHRT)。表3中给出了CHRT测试的结果。该测试中的关键性能是拉伸延展性，通过测量达到破坏时的延伸率来测量该性能。在该测试中，具有更大延展性的合金被认为具有更大的耐应变时效开裂性能。本发明研究工作的目标是具有4.5％或更大的延展性。在试验的合金中，只有合金W不能满足这个要求。对于商品化的合金，M-252和263合金满足该要求，而PK-33合金，WASPALOY合金，和R-41合金不满足。据发现CHRT测试中指定合金的性能可使用下式(其中元素组成以wt％表示)与合金中的γ-prime形成元素的量相联系：
Al+0.56Ti+0.29Nb＜2.9           (1)
表1中给出了该研究中所有合金的式(1)左侧的值。发现所有通过CHRT测试的合金都服从式(1)。此外，所有不服从式(1)的合金都没有通过CHRT测试的要求，即据发现它们具有小于4.5％的1500°F CHRT延展性。图1中清楚地显示了这种关系，其中绘出了研究中的所有合金其1500°F CHRT延展性相对于式(1)左侧值的图样。针对退火状态的试样进行所有的测试。绘出了拉伸延展性(以破坏时的百分比延伸率度量)作为组成变量Al+0.56Ti+0.29Nb(其中元素组成以wt％表示)函数的图样。在图中画出了对应于4.5％拉伸延展性的直线。认为该直线之上标绘出的所有合金(符号：实心圆)通过了受控加热速率拉伸测试，而认为该直线之下标绘的合金(符号：X标记)未能通过。在组成变量Al+0.56Ti+0.29Nb值为2.9wt％处画一条垂直虚线。发现其值大于2.9的所有合金未能通过受控加热速率拉伸测试。
表1
  合金   Ni   Cr   Co   W   Mo   Ti   Al   Nb   C   B   Fe   Mo+0.52W   Al+0.56Ti+0.29Cb
  A   余量   19.1   10.7   7.0   5.5   1.91   1.53   ＜0.05   0.079   0.003   ＜0.1   9.1   2.60
  B   余量   19.5   10.9   5.4   4.3   2.07   1.51   0.02   0.097   0.006   ＜0.1   7.1   2.68
  C   余量   19.2   10.8   6.3   5.1   2.20   1.60   ＜0.05   0.095   0.006   ＜0.1   8.4   2.84
  D   余量   19.0   10.7   5.9   6.3   1.71   1.57   0.63   0.090   0.005   ＜0.1   9.3   2.71
  E   余量   19.2   10.7   6.8   5.3   1.59   1.51   0.79   0.085   0.003   ＜0.1   8.8   2.63
  F   余量   19.4   10.9   5.9   4.5   2.05   1.47   ＜0.05   0.086   0.005   ＜0.1   7.6   2.62
  G   余量   19.1   10.7   6.3   5.1   2.03   1.40   ＜0.05   0.097   0.002   ＜0.1   8.4   2.54
  H   余量   19.3   10.8   6.1   4.6   1.85   1.63   ＜0.05   0.088   0.003   0.2   7.8   2.67
  I   余量   19.3   10.7   6.1   4.7   1.89   1.29   ＜0.05   0.075   0.004   0.2   7.9   2.35
  J   余量   19.2   10.7   6.1   4.6   2.28   1.30   ＜0.05   0.074   0.003   0.2   7.8   2.58
  K   余量   19.2   10.7   6.2   4.8   2.07   1.60   ＜0.05   0.080   0.003   0.2   8.0   2.77
  L   余量   19.2   10.8   6.0   4.8   2.08   1.48   0.02   0.088   0.005   ＜0.1   7.9   2.65
  M   余量   19.3   10.7   6.1   4.6   1.97   1.39   ＜0.05   0.081   0.003   2.6   7.8   2.50
  N   余量   21.3   8.3   6.0   4.7   2.13   1.45   ＜0.05   0.073   0.004   0.2   7.8   2.65
  O   余量   17.5   14.2   6.1   4.7   2.11   1.47   ＜0.05   0.077   0.004   0.2   7.9   2.66
  P   余量   19.4   10.7   6.2   4.6   1.98   1.52   ＜0.05   0.034   0.006   0.2   7.8   2.64
  Q   余量   19.2   10.7   2.7   6.2   2.01   1.54   ＜0.05   0.056   0.006   0.2   7.6   2.68
  R   余量   19.9   10.1   ＜0.1   7.2   2.05   1.50   ＜0.05   0.058   0.006   0.7   7.2   2.65
  S   余量   20.2   9.6   ＜0.1   8.3   2.12   1.48   ＜0.05   0.062   0.007   0.7   8.3   2.67
  T   余量   18.9   10.1   ＜0.1   9.3   2.07   1.56   ＜0.05   0.066   0.006   0.7   9.3   2.72
  U   余量   18.7   10.5   8.3   6.3   1.80   1.43   ＜0.05   0.089   0.002   0.1   10.6   2.44
  V   余量   19.6   10.9   0.1   9.9   2.21   1.33   0.65   0.094   0.004   ＜0.1   9.9   2.76
  W   余量   19.4   10.9   5.4   4.3   2.30   1.66   ＜0.05   0.096   0.006   ＜0.1   7.1   2.95
  X   余量   18.8   10.3   7.6   6.0   1.53   1.39   0.72   0.089   ＜0.002   ＜0.1   9.9   2.46
  Y   余量   19.2   10.6   4.1   3.2   2.13   1.45   ＜0.05   0.080   0.004   0.2   5.3   2.65
  Z   余量   19.2   10.8   0.1   10.5   2.10   1.46   ＜0.05   0.077   0.004   0.2   10.5   2.64
  M-252   余量   18.9   9.7   ＜0.1   10.0   2.30   1.01   0.04   0.163   0.005   0.2   10.0   2.31
  PK-33   余量   18.8   13.1   -   7.2   1.90   1.89   -   0.048   0.003   0.7   7.2   2.95
  263   余量   20.5   19.6   ＜0.1   5.9   2.16   0.49   ＜0.05   0.060   0.002   0.4   5.9   1.61
  WASP   余量   19.1   13.3   ＜0.1   4.3   2.92   1.45   0.05   0.080   0.008   1.0   4.3   2.97
  R-41   余量   19.1   10.9   ＜0.1   9.7   3.12   1.48   ＜0.05   0.090   0.008   3.6   9.7   3.10
表2
  合金   热处理*
  试验合金A-Z   1475°F/8小时/AC
  R-41合金   2050°F/30分钟/AC+1650°F/4小时/AC
  WASPALOY合金   1825°F/2小时/AC+1550°F/4小时/AC+1400°F/16小时/AC
  263合金   1472°F/8小时/AC
  M-252合金   1400°F/15小时/AC
  PK-33合金   1562°F/4小时/AC
*所有的热处理均在退火热处理之后进行
AC＝空气冷却
表3
  合金   1500°F CHRT延展性(延伸率％)
  A   5.9
  B   4.9
  C   5.0
  D   6.4
  E   9.5
  F   6.0
  G   4.9
  H   8.5
  I   10.0
  J   5.5
  K   5.4
  L   5.7
  M   8.5
  N   5.6
  O   5.8
  P   5.2
  Q   5.9
  R   6.9
  S   8.2
  T   7.0
  U   5.0
  V   6.7
  W   4.2
  X   6.9
  Y   5.1
  Z   9.3
  R-41合金   2.8
  WASPALOY合金   3.5
  263合金   22.9
  M-252合金   5.6
  PK-33合金   3.6
为评价合金的热稳定性，在长时期受热之后测定它们的室温拉伸延展性。进行表2中给出的时效硬化热处理之后，对所有的试验合金和商品合金的试样给予1600°F/1000小时/AC的受热。对经过受热的试样进行室温拉伸测试且结果如表4所示。认为大于20％的延展性是可以接受的。使用这个准则，发现试验合金U，V，X，和Z与商品合金M-252合金，WASPALOY合金，和R-41合金不合格。据发现元素钼和钨的控制对开发热稳定的合金是关键的。得到如下关系：(其中元素组成以wt％表示)：
Mo+0.52W＜9.5                    (2)
表1中给出了该研究工作中所有合金的式(2)左侧值。发现所有不满足式(2)的合金都不具有足够的热稳定性，即在1600°F下受热1000小时之后发现它们的室温拉伸延展性小于20％。发现一种合金(WASPALOY合金)满足式(2)，但是具有不良的热稳定性。然而该合金不满足式(1)因此不适合于目标用途。从这个例子可以清楚，为了保证这类合金的热稳定性，必需控制铝，钛，和铌以及钼和钨的量。当考虑到图2时，式(2)的实用性变得非常清楚，其中对研究中的所有合金绘出了受热试样的延展性相对于式(2)左侧值的图样。图中只画出了满足关系式Al+0.56Ti+0.29Nb＜2.9(其中元素组成wt％表示)的合金。在给予时效硬化热处理随后进行1600°F的受热并持续1000小时的试样上进行所有的测试。在该图中，绘出了拉伸延展性(以破坏时的百分比延伸率度量)作为组成变量Mo+0.52W(其中元素组成以wt％表示)函数的图样。在该途中画出对应于拉伸延展性为20％的一条直线。认为所有在该直线以上绘出的合金(符号：实心圆)通过了热稳定测试，而认为在该直线以下绘出的合金(符号：X-标记)没有通过。在组成变量Mo+0.52W值为9.5wt％处画一条垂直虚线。发现其值大于9.5的所有合金未能通过热稳定性测试。
表4
  合金   1600°F/1000小时/AC后的延展性(延伸率％)
  A   27.8
  B   29.2
  C   28.8
  D   22.2
  E   24.3
  F   29.5
  G   26.3
  H   29.3
  I   34.3
  J   30.8
  K   28.3
  L   30.2
  M   32.1
  N   23.5
  O   32.5
  P   32.8
  Q   29.4
  R   34.5
  S   33.6
  T   29.9
  U   10.4
  V   9.2
  W   27.3
  X   19.0
  Y   33.6
  Z   18.0
  R-41合金   2.6
  WASPALOY合金   12.8
  263合金   40.9
  M-252合金   10.1
  PK-33合金   26.2
对于目标用途的第三个关键性能是蠕变强度。在1700°F下使用7ksi的载荷测定合金的蠕变破断强度。大于300小时的破断寿命是制定的目标。表5中示出了试验合金和商品合金的结果。发现除合金V，Y，和Z之外所有的试验合金均达到了目标。除263合金和WASPALOY合金之外的所有商品合金均合格。未能达到蠕变破断目标的全部五种合金之中，其中三种(合金V和Z，以及WASPALOY合金)不满足式(1)和(2)中的一个或两个且不是热稳定的。热不稳定性会对蠕变强度产生负面的影响。另外两种不满足蠕变强度目标的合金(合金Y和263合金)都具有相对低的固溶强化元素钼和钨的总含量。此外，合金263中γ-prime形成元素铝，钛，和铌的总含量较低。为确保足够水平的固溶强化元素和γ-prime形成元素，将式(1)和(2)分别修改为(其中元素组成以wt％表示)：
2.2＜Al+0.56Ti+0.29Nb＜2.9            (3)和
6.5＜Mo+0.52W＜9.5                    (4)
本研究中所测试的全部31种试验合金和商品合金中，发现20种通过了全部三个关键性能测试，即CHRT测试，受热测试，和蠕变破断测试。所有的20种合格合金(试验合金A至T)都具有满足式(3)和(4)的组成。被认为不合格的11种合金(包括试验合金U至Z和全部的五种商品合金)的组成不能满足式(3)和(4)中的一个或两个。从表1可以看出，合格合金包含17.5至21.3wt％的铬，8.3至14.2wt％的钴，4.3至9.3wt％的钼，至多7.0wt％的钨，1.29至1.63wt％的铝，1.59至2.28wt％的钛，至多0.79wt％的铌，0.034至0.097wt％的碳，0.002至0.007wt％的硼和至多2.6wt％的铁。由于下面所述的原因，含有下列范围的这些元素并且满足式(3)和(4)的合金可能提供期望的性能：17至22wt％的铬，8至15wt％的钴，4.0至9.5wt％的钼，至多7.0wt％的钨，1.28至1.65wt％的铝，1.50至2.30wt％的钛，至多0.80wt％的铌，0.01至0.2wt％的碳，至多0.015wt％的硼，余量为镍加杂质。该合金还可以包含至多1.5wt％的钽，至多1.5wt％的锰，至多0.5wt％的硅，和镁，钙，铪，锆，钇，铈和镧中的一种或多种。这七种元素每种的含量可以为至多0.05wt％。合格合金的Al+0.56Ti+0.29Nb值的范围是2.35至2.84，而Mo+0.52W的范围是7.1至9.3。
表5
  合金   破断寿命(小时)
  A   304
  B   560
  C   481
  D   375
  E   346
  F   522
  G   584
  H   764
  I   410
  J   767
  K   560
  L   522
  M   581
  N   401
  O   403
  P   664
  Q   419
  R   328
  S   641
  T   506
  U   384
  V   284
  W   463
  X   339
  Y   271
  Z   283
  R-41合金   618
  WASPALOY合金   243
  263合金   139
  M-252合金   392
  PK-33合金   412
用于高温环境的合金中，铬(Cr)的存在提供必要的抗氧化性和耐热腐蚀性。通常，Cr的含量越高抗氧化性越好，然而，过多的Cr会导致合金中的热不稳定性。对于本发明的合金，据发现铬的水平应当在大约17至22wt％之间。
钴(Co)是许多加工γ-prime强化合金中的常见元素。钴降低较低温度下铝和钛在镍中的溶解度从而允许对于给定水平的铝和钛提供更大的γ-prime含量。据发现本发明的合金可接受的Co水平是约8至15wt％。
如上文所述，铝(Al)，钛(Ti)，和铌(Nb)可通过在时效硬化热处理时形成强化γ-prime相从而有助于本发明合金的蠕变强度。这些元素的总量受上述式(3)的限制。对于单个元素，据发现Al的范围可以为1.28至1.65wt％，Ti的范围可以为1.50至2.30wt％，而Nb的范围可以为0至0.80wt％。
如上文所述，钼(Mo)和钨(W)可通过固溶强化有助于本发明合金的蠕变破断强度。这些元素的总量受上述式(4)的限制。对于单个元素，据发现Mo的范围可以为约4.0至9.5wt％，而W的范围可以为0至约7.0wt％。
碳(C)是必要的元素而且可通过形成碳化物有助于本发明合金的蠕变强度。碳化物对适当的晶粒尺寸控制也是必需的。碳的含量应为约0.01至0.2wt％。
铁(Fe)不是必需的，但是会典型存在。Fe的存在允许废料(revertmaterial)的经济使用，大多数废料中包含剩余量的Fe。使用新的炉衬和高纯度的炉料可能得到合格的、不含Fe的合金。给出的数据显示最高约3wt％的水平是容许的。
通常向加工γ-prime强化合金中加入少量硼(B)以便改善高温延展性。过多的硼会导致可焊性问题。优选的范围是至多约0.015wt％。
在这类合金中钽(Ta)是γ-prime形成元素。据认为在至多约1.5wt％的水平上，可以用钽部分代替铝，钛，或铌。
通常向镍基合金中加入锰(Mn)来帮助控制硫杂质存在引起的问题。据认为可以向本发明的合金中加入至少1.5wt％水平的Mn。
硅(Si)可以作为杂质存在而且有时可有意加入以便提高环境抗性。据认为可以向本发明的合金中加入至少0.5wt％水平的Si。
铜(Cu)可以作为杂质存在，源自废料的使用或者源自合金本身的熔炼和加工期间。据认为Cu的存在量最多为0.5wt％。
通常在镍基合金的初步熔炼中使用镁(Mg)和钙(Ca)。据认为本发明合金中这些元素的存在水平至多为约0.05wt％。
通常，向镍基合金中加入少量的某些元素以便提供改良的环境抗性。这些元素包括但不限于镧(La)，铈(ce)，钇(Y)，锆(Zr)，和铪(Hf)。据认为本发明的合金中这些元素中每种的存在量至多约0.05wt％。
虽然测试试样局限于加工薄板，但是其它加工形式(例如厚板，棒材，管材(tubes，pipes)，锻件，和线材)和铸造，喷射成型，或粉末冶金形式即粉体，压实粉体和烧结压实粉体的合金应表现出相当的性能。因此，本发明包括所有的合金组成形式。
本合金可表现出良好热稳定性，耐应变时效开裂性和良好蠕变破断强度的综合性能，从而使得该合金特别适合于制造燃气涡轮发动机元件且特别适用于这些发动机中的过渡管。这样的元件和包含这些元件的发动机可以在更高的温度下工作而不会失效，因此应当具有比目前可得到的那些元件和发动机更长的使用寿命。
虽然我已经公开了该合金的一些优选实施方案，应当清楚本发明不限于此，而且可以在下列权利要求的范围内得到多种体现。

Claims (20)

1.一种镍-铬-钴基合金，其具有如下组成：
    17至22wt％         铬
    8至15wt％          钴
    4.0至9.5wt％       钼
    至多7.0wt％        钨
    1.28至1.65wt％     铝
    1.50至2.30wt％     钛
    至多0.80wt％       铌
    0.01至0.2wt％      碳
    至多0.015wt％      硼
余量的镍和杂质，此外该合金满足以重量百分比表示的用元素量限定的如下的组成关系：
2.2＜Al+0.56Ti+0.29Nb＜2.9
6.5＜Mo+0.52W＜9.5。
2.权利要求1的镍-铬-钴基合金，该合金还包含至多3wt％的铁。
3.权利要求1的镍-铬-钴基合金，该合金还包含下列元素中的至少一种：至多1.5wt％的钽，至多1.5wt％的锰，至多0.5wt％的硅，和至多0.5wt％的铜。
4.权利要求1的镍-铬-钴基合金，该合金还包含至少一种选自镁，钙，铪，锆，钇，铈和镧的元素，其中每种所述元素在合金中的含量至多为0.5wt％。
5.权利要求1的镍-铬-钴基合金，其中该合金是选自薄板，厚板，棒材，线材，管材和锻件的加工形式。
6.权利要求1的镍-铬-钴基合金，其中该合金是铸造形式。
7.权利要求1的镍-铬-钴基合金，其中该合金是喷射成型的。
8.权利要求1的镍-铬-钴基合金，其中该合金是粉末冶金的形式。
9.权利要求1的镍-铬-钴基合金，其中该合金成型为燃气涡轮发动机的元件。
10.适合用于燃气涡轮发动机过渡管的镍-铬-钴基合金，该合金具有如下的组成：
    17.5至21.3wt％     铬
    8.3至14.2wt％      钴
    4.3至9.3wt％       钼
    至多7.0wt％        钨
    1.29至1.63wt％     铝
    1.59至2.28wt％     钛
    至多0.79wt％       铌
    0.034至0.097wt％   碳
    0.002至0.007wt％   硼
    至多2.6wt％        铁
余量的镍和杂质，此外该合金满足以重量百分比表示的用元素量限定的组成关系：
2.35＜Al+0.56Ti+0.29Nb＜2.84
7.1＜Mo+0.52W＜9.3。
11.权利要求10的镍-铬-钴基合金，该合金还包含下列元素中的至少一种：至多1.5wt％的钽，至多1.5wt％的锰，至多0.5wt％的硅，和至多0.5wt％的铜。
12.权利要求10的镍-铬-钴基合金，该合金还包含至少一种选自镁，钙，铪，锆，钇，铈和镧的元素，其中每种所述元素在合金中的含量至多为0.05wt％。
13.权利要求10的镍-铬-钴基合金，其中该合金是选自薄板，厚板，棒材，线材，管材和锻件的加工形式。
14.权利要求10的镍-铬-钴基合金，其中该合金是铸造形式。
15.权利要求10的镍-铬-钴基合金，其中该合金是喷射成型的。
16.权利要求10的镍-铬-钴基合金，其中该合金是粉末冶金的形式。
17.权利要求10的镍-铬-钴基合金，其中该合金成型为燃气涡轮发动机的元件。
18.具有多种金属元件的类型的改进的燃气涡轮发动机，其中该改进包括基本上由下列成分组成的至少一个金属元件：
    17至22wt％        铬
    8至15wt％         钴
    4.0至9.5wt％      钼
    至多7.0wt％       钨
    1.28至1.65wt％    铝
    1.50至2.30wt％    钛
    至多0.80wt％      铌
    0.01至0.2wt％     碳
    至多0.015wt％     硼
余量的镍和杂质，此外该合金满足以重量百分比表示的用元素量限定的组成关系：
2.2＜Al+0.56Ti+0.29Nb＜2.9
6.5＜Mo+0.52W＜9.5。
19.一种改进的燃气涡轮发动机，其中至少一个金属元件是过渡管。
20.权利要求18的改进的燃气涡轮发动机，其中至少一个金属元件基本上由下列成分组成：
    17.5至21.3wt％         铬
    8.3至14.2wt％          钴
    4.3至9.3wt％           钼
    至多7.0wt％            钨
    1.29至1.63wt％         铝
    1.59至2.28wt％         钛
    至多0.79wt％           铌
    0.034至0.097wt％        碳
    0.002至0.007wt％        硼
    至多2.6wt％             铁
余量的镍和杂质，此外该合金满足以重量百分比表示的用元素量限定的组成关系：
2.35＜Al+0.56Ti+0.29Nb＜2.84
7.1＜Mo+0.52W＜9.3。
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