CN1890395B - 镍基合金和镍基合金的热处理方法 - Google Patents

镍基合金和镍基合金的热处理方法 Download PDF

Info

Publication number
CN1890395B
CN1890395B CN2004800356839A CN200480035683A CN1890395B CN 1890395 B CN1890395 B CN 1890395B CN 2004800356839 A CN2004800356839 A CN 2004800356839A CN 200480035683 A CN200480035683 A CN 200480035683A CN 1890395 B CN1890395 B CN 1890395B
Authority
CN
China
Prior art keywords
nickel
base alloy
treatment
throw out
highest
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.)
Expired - Lifetime
Application number
CN2004800356839A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1890395A (zh
Inventor
曹维滌
理查德·L·肯尼迪
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.)
ATI Properties LLC
Original Assignee
ATI Properties LLC
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 ATI Properties LLC filed Critical ATI Properties LLC
Publication of CN1890395A publication Critical patent/CN1890395A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1890395B publication Critical patent/CN1890395B/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

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
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • 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%

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)

Abstract

本发明的实施方案涉及镍基合金，特别是718型镍基合金，其具有理想的显微结构，该显微结构主要由γ′相沉淀物强化，并包含适量的至少一种晶界沉淀。本发明的其它实施方案涉及热处理镍基合金、特别是718型镍基合金的方法，以便形成能够提供热稳定性的机械性能的理想显微结构。还公开了使用所述镍基合金制成的制品以及根据本发明实施方案的热处理镍基合金的方法。

Description

镍基合金和镍基合金的热处理方法
发明背景
技术领域
本发明的实施方案主要涉及镍基合金和镍基合金的热处理方法。更确切地说，本发明的某些实施方案涉及具有理想显微结构、并具有热稳定的机械性能(如抗拉强度、屈服强度、延伸率、应力断裂寿命和低缺口敏感性中的一种或多种)的镍基合金。本发明的其它实施方案涉及能形成理想显微结构的镍基合金热处理方法，所述显微结构能使合金在高温下具有热稳定的机械性能，特别是抗拉强度、应力断裂寿命和低缺口敏感性。
背景技术
718合金是最为广泛应用的镍基合金之一，主要记载于美国专利3046108，此处特别引入其说明书作为参考。
718合金的广泛应用归因于该合金的一些独特性质。例如，718合金在高达约1200°F的温度下具有较高的强度和应力断裂性能。此外，718合金具有良好的加工性能如可铸性和热加工性，以及良好的焊接性能。这些特性使得由718合金制成的部件易于制造并在需要时易于修理。如下所述，718合金独特的性质源于主要由γ″相沉淀物所强化的沉淀硬化显微结构。
在沉淀硬化的镍基合金中有两种主要强化相：γ′相(或“γ撇”)沉淀物和γ″相(或“γ两撇”)沉淀物。γ′相和γ″相都是化学计量的富镍金属间化合物。但是，γ′相一般包含铝和钛作为主要合金元素，即Ni3(Al，Ti)；而γ″相则含有原生(primarily)-铌，即Ni3Nb。γ′相和γ″相两相在面心立方奥氏体基体中形成共格沉淀(coherent precipitates)，这是因为涉及γ″相沉淀物(具有体心立方晶体结构)的错配应变能(misfit strain energy)大于γ′相沉淀物(具有面心立方晶体结构)，γ″相沉淀物倾向于是比γ′相沉淀物更有效的强化剂。即，对于相同的沉淀物体积分数和粒径而言，由γ″相沉淀物强化的镍基合金通常比最初由γ′相沉淀物强化的镍基合金更强。
但是，这种γ″相沉淀物强化的显微结构的一个缺点是：温度高于1200°F时γ″相不稳定，并转变成更稳定的δ相(或“delta相”)。而δ相沉淀物的成分与γ″相沉淀物(即Ni3Nb)相同，δ相沉淀物具有斜方晶结构、并与奥氏体基体不共格。因而通常认为δ相沉淀物对基体的强化效果是微不足道的。因此，γ″相转变为δ相的结果是：718合金的机械性能如应力断裂寿命在高于1200°F时迅速变差。因而718合金的应用一般限制在低于这一温度的用途。
为了形成理想的沉淀硬化显微结构，镍基合金必须经过热处理或沉淀硬化处理。镍基合金的沉淀硬化处理通常包括：通过将合金在足以使合金中基本上所有的γ′相和γ″相溶解的温度下加热(即，接近、等于或高于沉淀物的固溶温度)而对合金进行固溶处理，从该固溶处理温度冷却该合金，接着以一个或多个时效步骤对合金进行时效处理。为了以受控方式形成理想沉淀物，时效处理在低于γ-沉淀物固溶温度的温度下进行。
在镍基合金中形成理想显微结构取决于所采用的合金成分和沉淀硬化工艺(即所述固溶处理和时效工艺)。例如，对高温下使用的718合金的一种典型沉淀硬化工序包括，在1750°F对合金进行固溶处理1-2小时，空冷该合金，随后以两段时效工艺对其进行时效处理。第一时效步骤包括在1325°F的第一时效温度下对该合金加热8小时，以每小时约50-100°F的速度冷却至第二时效温度1150°F，并在该第二时效温度下对合金进行时效8小时。此后，将合金空冷至室温。经过上述热处理后获得的沉淀硬化显微结构由离散的γ′和γ″相沉淀物组成，但主要由，具有小量起二次强化作用的γ′相的γ″相沉淀物强化。
由于存在上述限制，为改善718合金已经作出了许多尝试。例如，为了改善该合金高温下的机械性能稳定性，已开发出改良的718合金成分，其具有可控的铝、钛和铌合金化添加剂。具体说来，这些合金是为了促进在沉淀硬化处理过程中形成致密形态的显微结构而开发的。致密形态的显微结构由大量立方γ′相沉淀物以及形成于该立方γ′相沉淀物表面的γ″相沉淀物组成。换言之，该γ″相形成了包围γ′相沉淀物的外壳。
除了调整化学成分，还必须进行特定的热处理或沉淀硬化处理，以获得所述致密形态显微结构而非前述离散的γ′相和γ″相沉淀物硬化的显微结构。能形成致密形态显微结构的特定热处理的一个实例包括在约1800°F对合金进行固溶处理，空冷，随后在约1562°F的第一时效温度进行约半小时的时效处理，以析出粗大的γ′相沉淀物。在第一时效温度进行时效后，将合金迅速空冷至第二时效温度，在约1200°F的第二时效温度保持约16小时，以形成γ″相外壳。随后，将合金空冷至室温。如前所述，进行这一沉淀硬化处理后，合金将具有上述致密形态的显微结构，并具有改善的高温稳定性。但是，具有致密形态显微结构的合金的抗拉强度通常明显低于标准718合金。
目前存在多种γ′相强化镍基合金，如
Figure G2004800356839D00031
镍合金，它由北卡罗来纳(North Carolina)的Allvac of Monroe销售。但由于
Figure G2004800356839D00032
镍合金所含的合金添加剂含量高于718合金，如镍、钴和钼，因此该合金比718合金更贵。而且，由于γ′相沉淀物的沉淀动力学比γ″相沉淀物快，因此该合金的热加工性能和焊接性能通常低于718合金。
因此，希望开发出一种经济上能承受的沉淀硬化718型镍基合金，其显微结构主要由更高热稳定的γ′相沉淀物强化，在高于1200°F的温度下具有热稳定的机械性能，并且其热加工性能和焊接性能与γ″相强化的合金相当。此外，还希望开发出一种镍基合金的热处理方法，以形成一种主要由热稳定的γ′相沉淀物强化的显微结构，并能提供一种镍基合金，其具有热稳定的机械性能、以及可与γ″相强化合金相比的热加工性能和焊接性能。
发明概述
本发明的某些实施方案涉及镍基合金的热处理方法。例如，根据一个非限制性实施方案，该实施方案提供一种镍基合金的热处理方法，包括对镍基合金进行预固溶处理，其中在镍基合金中形成适量的、选自δ相沉淀物和η相沉淀物中的至少一种，具有短的、通常为杆状的形态的晶界沉淀；对所述镍基合金进行固溶处理，其中镍基合金中基本上全部γ′相沉淀物和γ″相沉淀物都进行溶解，而所述至少一种晶界沉淀的至少部分量保留下来；固溶处理后以足以抑制在镍基合金中形成γ′相和γ″相沉淀物的第一冷却速率冷却该镍基合金；在第一时效处理中对镍基合金进行时效，其中在镍基合金中形成γ′相和γ″相的一次沉淀；在第二时效处理中对镍基合金进行时效，其中在镍基合金中形成γ′相和γ″相的二次沉淀，所述二次沉淀比一次沉淀细小；热处理后，γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀。
根据另一个非限制性实施方案，该实施方案提供一种718型镍基合金的热处理方法，该镍基合金包括最高14wt％的铁，该方法包括在1500°F-1650°F对镍基合金进行2-16小时的预固溶处理，在1725°F-1850°F的固溶温度下对镍基合金进行不超过4小时的固溶处理；对镍基合金进行固溶处理后，以至少每小时800°F的第一冷却速率将其冷却；在第一时效处理中，在1325°F-1450°F对该镍基合金进行不超过8小时的时效处理；并在第二时效处理中，在1150°F-1300°F的第二时效温度对该镍基合金进行至少8小时的时效处理。
另一个非限制性实施方案也提供一种镍基合金的热处理方法，以重量百分比计该镍基合金包含：最高0.1的碳，12-20的铬，最高4的钼，最高6的钨，5-12的钴，最高14的铁，4-8的铌，0.6-2.6的铝，0.4-1.4的钛，0.003-0.03的磷，0.003-0.015的硼，以及镍；其中钼和钨的重量百分含量之和至少为2、并不大于8，铝和钛的原子百分含量之和为2-6，铝和钛的原子百分含量之比至少为1.5，铝和钛的原子百分含量之和除以铌的原子百分含量的值为0.8-1.3。该方法包括在1725°F-1850°F的固溶温度下对镍基合金进行不超过4小时的固溶处理；对镍基合金进行固溶处理后，以第一冷却速率将其冷却；在第一时效处理中，在1365°F-1450°F下对上述经固溶处理的镍基合金进行不超过8小时的时效处理；在第二时效处理中，在1150°F-1300°F的第二时效温度下对该镍基合金进行至少8小时的时效处理。
本发明的其它实施方案旨在获得具有理想显微结构的镍基合金。例如，在一个非限制性实施方案中提供了一种镍基合金，其包括一种包含γ′相沉淀物和γ″相沉淀物的基体，其中γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀，该合金还包括适量选自δ相沉淀物和η相沉淀物中的至少一种具有短的、通常为杆状形态的晶界沉淀；并且，其中该镍基合金在1300°F的屈服强度至少为120ksi，在1300°F的延伸百分率至少为12％，在1300°F和80ksi测定的缺口应力断裂寿命为至少300小时，并具有低缺口敏感性。
另一个非限制性实施方案提供一种718型镍基合金，它包括最高14wt％的Fe，并包括γ′相沉淀物和γ″相沉淀物，其中，γ′相沉淀物是该镍基合金中的主要强化沉淀，该合金还包括适量选自δ相沉淀物和η相沉淀物中的至少一种具有短的、通常为杆状形态的晶界沉淀；在1500°F-1650°F对该镍基合金进行2-16小时的预固溶处理，在1725°F-1850°F的固溶温度对该镍基合金进行不超过4小时的固溶处理；对镍基合金进行固溶处理后，以至少每小时800°F的第一冷却速率将其冷却；在第一时效处理中，在1325°F-1450°F对该镍基合金进行2-8小时的时效处理；在第二时效处理中，在1150°F-1300°F的第二时效温度对该镍基合金进行至少8小时的时效处理。
本发明的多个实施方案还提出了制品以及制造该制品的方法。例如，本发明的一个非限制性实施方案中提出了一种包括一种镍基合金的制品，该镍基合金包括一种包含γ′相沉淀物和γ″相沉淀物的基体，其中γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀，该合金还包括大量选自δ相沉淀物和η相沉淀物中的至少一种晶界沉淀，其中所述至少一种晶界沉淀具有短的、通常为杆状的形态；并且，该镍基合金在1300°F的屈服强度为至少120ksi，在1300°F的延伸百分率为至少12％，在1300°F和80ksi测定的缺口应力断裂寿命为至少300小时，并具有低缺口敏感性。
另一个非限制性实施方案提供了一种制造制品的方法，该制品包括含有最高14wt％Fe的718型镍基合金，该方法包括将该镍基合金制成理想形状，并热处理镍基合金，其中热处理镍基合金，包括在1500°F-1650°F对该镍基合金进行2-16小时的预固溶处理，在1725°F-1850°F的固溶温度对该镍基合金进行不超过4小时的固溶处理，对镍基合金进行固溶处理后，以至少每小时800°F的第一冷却速率将其冷却，在第一时效处理中，在1325°F-1450°F对该镍基合金进行2-8小时的时效处理，在第二时效处理中，在1150°F-1300°F的第二时效温度下对该镍基合金进行至少8小时的时效处理。
附图说明
结合下述附图将更充分地理解本发明的实施方案，其中：
图1是按本发明实施方案的镍基合金的SEM显微照片；
图2是按本发明实施方案的镍基合金的光学显微照片；
图3是晶界相过度扩展的镍基合金的SEM显微照片；
图4是晶界相过度扩展的镍基合金的光学显微照片。
发明详述
本发明的某些非限制性实施方案可以有利地提供具有理想显微结构和高温热稳定机械性能的镍基合金。此处所使用的术语“热稳定的机械性能”表示合金在1400°F暴露100小时后，其机械性能(如抗拉强度、屈服强度、延伸率和应力断裂寿命)与暴露前相比具有相同机械性能而没有明显降低。此处所使用的术语“低缺口敏感性”表示依据ASTM E292进行测试时合金试样的缺口处没有破裂。此外，本发明的非限制性实施方案还有利地提供主要由γ′相强化、含有至少一种晶界相沉淀的镍基合金，其热加工性能和焊接性能可与γ″相强化的合金相当。
现在描述本发明各种非限制性实施方案的热处理镍基合金的方法。尽管在此处没有限制性，此处所述镍基合金的热处理方法可以和各种镍基合金成分相组合而使用，特别适合用于718型镍基合金及其衍生合金。此处所使用的术语“镍基合金”表示镍和一种或多种合金化元素的合金。此处所使用的术语“718型镍基合金”表示包含铬和铁、并被铌、铝、钛合金化添加剂中的一种或多种强化的镍基合金。
特别适合本发明各种非限制性实施方案的热处理方法的718型镍基合金的一个特定非限制性实例是：一种含有最高14wt％Fe的718型镍基合金。尽管此处并不具有限制性，但认为含有最高14wt％Fe的718型镍基合金有助于制造具有良好应力断裂寿命的合金。不局限于任何特定理论，本发明人认为合金中铁含量较高时如18wt％，钴降低堆垛层错能的作用可以减弱。由于降低堆垛层错能与提高应力断裂寿命有关，因此在本发明的某些实施方案中，镍基合金的铁含量最好保持在14wt％或以下。
特别适合本发明各种非限制性实施方案的热处理方法的718型镍基合金的另一个特定非限制性实例是：一种镍基合金，以重量百分比计包含最高0.1的碳，12-20的铬，最高4的钼，最高6的钨，5-12的钴，最高14的铁，4-8的铌，0.6-2.6的铝，0.4-1.4的钛，0.003-0.03的磷，0.003-0.015的硼，以及镍；其中钼和钨的重量百分含量之和至少为2、并不大于8，铝和钛的原子百分含量之和为2-6，铝和钛的原子百分含量之比至少为1.5，铝和钛的原子百分含量之和除以铌的原子百分含量的值为0.8-1.3。这样的合金详细记载于共同待审的美国申请10/144369，在此特别引入其说明书作为参考。
本发明第一个非限制性实施方案的镍基合金热处理方法，包括对镍基合金进行预固溶处理，对该镍基合金进行固溶处理，对该镍基合金进行时效以形成具有下述显微结构的镍基合金，其中γ′相沉淀物是主要的强化沉淀，并在该合金的一个或多个晶界处存在具有理想形态的δ相沉淀物和/或η相沉淀物。
更详细地说，根据第一个非限制性实施方案的镍基合金的热处理方法包括对镍基合金进行预固溶处理，其中在该镍基合金中形成适量的至少一种晶界沉淀。此处所使用的术语“预固溶处理”表示在对镍基合金进行固溶处理之前，以能够在该镍基合金内形成适量的至少一种晶界沉淀的温度对其进行加热。此处所使用的关于任意相的术语“形成”表示该相的成核和/或生长。例如，尽管在此处没有限制性，对镍基合金进行预固溶处理可以包括在炉中、在约1500°F-约1650°F对该镍基合金加热约2-约16小时。预固溶处理的一个特定的非限制性实施例中，预固溶处理可以特别用于处理可锻镍基合金，所述预固溶处理可以包括在约1550°F-1600°F的温度下对该合金加热约4-16小时。
如上所述，在预固溶处理过程中，镍基合金内形成适量的至少一种晶界沉淀。根据第一个非限制性实施方案，预固溶处理过程中形成的所述至少一种晶界沉淀选自δ相(“delta相”)沉淀物和η相(“eta相”)沉淀物。现有技术中已知Delta相沉淀物由有序的金属间相Ni3Nb组成，并具有斜方晶体结构。现有技术中已知Eta相沉淀物由有序金属间相Ni3Ti组成，并具有六方晶体结构。此外，根据该实施方案，在预固溶处理过程中可以形成δ相和η相晶界沉淀两者。
通常不希望因γ″相沉淀物过时效而在镍基合金中形成δ相和/或η相沉淀物(下文中称为“δ/η相”沉淀物)，这是因为这些沉淀不共格，并不利于强化奥氏体基体，本发明人发现：具有理想形态，并位于镍基合金晶界处(将在下文中详细描述)的可控含量的δ/η相沉淀物能够强化晶界、并有助合金在高温下降低缺口敏感性、提高应力断裂寿命和延展性。此外，如下文中详细描述的，当可控含量的至少一种晶界沉淀与具有理想粒径分布的γ′相和γ″相沉淀物相结合，则在至少1300°F的温度下可以达到具有低缺口敏感性、良好的抗拉强度、应力断裂寿命和热稳定的机械性能的镍基合金。
现在参考附图，在图1中所示的是放大倍数为3000×时拍摄的本发明实施方案的镍基合金的SEM显微照片。图2所示的是放大倍数为500×时拍摄的同一镍基合金的光学显微照片。如本发明某些非限制性实施方案所述，图1和2所示镍基合金包括适量的至少一种具有理想形态和位置的晶界沉淀。如图1所示，该镍基合金包括δ/η相沉淀物110，其中大部分具有短的、通常为杆状形态、并位于合金的晶界内。此处所使用的关于沉淀物的术语“短的、通常为杆状”表示该沉淀物的长度与厚度的纵横比不大于约20，例如图1和2所示。中，短的、通常为杆状沉淀物的纵横比为1-20。根据本发明各种非限制性实施方案，在镍基合金中的孪晶间界有时可能存在δ/η相沉淀物(例如，如图1所示，在孪晶间界121可以观察到δ/η相沉淀物111)，但在本发明的某些非限制性实施方案加工的镍基合金中不应明显形成晶内针状δ/η相沉淀物。
尽管不局限于任何特定理论，但本发明人认为，图1和2所示的沉淀物的两种形态和该沉淀物在晶界的位置有望提供一种具有低缺口敏感性以及改善的抗拉延展性和应力断裂寿命的镍基合金，这是因为这些晶界沉淀物能够在高温下限制合金中的晶界滑移。换言之，本发明实施方案的晶界沉淀物由于其形态和位置，通过适当“锁定(locking)”和“阻塞(pinning)”晶界来限制晶界运动而有效地强化晶界。由于晶界滑移基本上有助于蠕变变形和形成晶间裂纹，而这可降低合金的应力断裂寿命和提高缺口敏感性，因此，根据本发明实施方案通过限制镍基合金中的晶界滑移，晶界沉淀能够提高合金的抗拉延展性和应力断裂寿命，并降低合金的缺口敏感性。相反，当不存在任何晶界相、或当发生过度沉淀时(如图3和4所示，将在下文描述)，晶界将不被强化，合金的应力断裂寿命也无改善。
在本发明的某些非限制性实施方案中，在热处理镍基合金后，该镍基合金的大部分晶界被至少一种短的、通常为杆状的晶界沉淀所阻塞，例如图2所示的沉淀210。在本发明的其它实施方案中，至少三分之二(2/3)的晶界被至少一种短的、通常为杆状的晶界沉淀所阻塞。因此，根据这些非限制性实施方案，尽管希望全部晶界都被至少一种晶界沉淀所阻塞，但并不需要全部晶界被阻塞。
相反，图3和4是具有过量形成δ/η相沉淀物的镍基合金的显微照片。如图3所示，沉淀310的大部分都具有尖锐的、针状形态，其纵横比远大于图1和2所示沉淀，并延伸了相当长的距离到晶粒内部，在某些情况下延伸穿过一个单独晶粒。尽管不局限于任何特定理论，但本发明人认为，如图3和4所示的晶粒中δ/η相沉淀物的形态和沉淀的位置是不理想的，这是因为该δ/η相沉淀物(分别如图3和4所示的310和410)并不如上述那样强化晶界。相反，沉淀物和晶粒基体之间的界面变成了最易于裂纹扩展的通道。此外，过量形成δ/η相沉淀物减少合金中强化沉淀(即γ′和γ″)的量，从而降低合金的强度(如前所述)。因此，尽管图3和4所示的沉淀有助于提高高温延展性，但这类沉淀会显著降低合金的抗拉强度和应力断裂寿命。
不局限于任何特定理论，本发明人还发现δ/η相晶界沉淀的形态与合金的沉淀温度和粒径有关。因此，例如但不仅限于，对于某些析出温度高于约1600°F的可锻合金、以及某些沉淀温度高于约1650°F的可锻合金，通常δ/η相沉淀物都会以高纵横比的针状形成在晶界和晶内。如上所述，这通常会降低合金的抗拉强度和应力断裂寿命。但是，当δ/η相沉淀分别在低于约1600°F和1650°F的温度在合金中析出时，会在晶界形成具有相对短的、通常为杆状形态的δ/η相沉淀物，而极少在晶内析出。如前所述，在镍基合金中形成这些晶界沉淀是理想的，因为这些晶界沉淀能够锁定或阻塞晶界，从而提高合金的抗拉强度、延展性和应力断裂寿命，同时降低缺口敏感性。
如本发明第一个非限制性实施方案所述，预固溶处理后，在进行固溶处理前可以将镍基合金冷却至1000°F或以下。例如虽不限于此，在固溶处理前可以将该合金冷却至室温。此处所使用的术语“固溶处理”表示：在接近(即下文中不低于约100°F的温度)、等于或高于γ′和γ″相沉淀物的固溶温度、但低于晶界沉淀的固溶温度的固溶温度下加热该镍基合金。因此，如前所述，在镍基合金的固溶处理期间，该镍基合金中的基本上全部γ′和γ″相沉淀物都是溶解的。此处所使用的关于固溶处理过程中γ′和γ″相沉淀物是溶解的术语“基本上全部”表示至少大多数γ′和γ″相沉淀物是溶解的。因此，固溶处理过程中溶解基本上全部γ′和γ″相沉淀物包括但不仅限于溶解全部γ′和γ″相沉淀物。但是，由于固溶温度低于晶界沉淀(即预固溶处理期间形成的δ/η相沉淀物)的固溶温度，因此在固溶处理期间，至少部分所述至少一种晶界沉淀保留在镍基合金中。
尽管此处没有限制，但根据该非限制性实施方案，镍基合金的固溶处理可以包括在不高于1850°F的固溶温度下加热该镍基合金不超过4小时。更特别的是，对镍基合金进行的固溶处理可以包括在1725°F-1850°F的固溶温度下加热该镍基合金，更优选包括在1750°F-1800°F下加热该镍基合金1-4小时，更优选1-2小时。然而，本领域技术人员将理解，基本上溶解全部γ′和γ″相沉淀物所需的确切固溶处理时间将取决于多个因素，包括但不限于，固溶处理的镍基合金的尺寸。因此，处理的镍基合金(或包含镍基合金的工件)越大，通常需要越长的固溶时间以获得满意的效果。
尽管不局限于任何特定理论，本发明人发现如果固溶温度高于约1850°F，在固溶处理后镍基合金中将保留少于理想量的晶界沉淀。因此，该合金的缺口敏感性、高温应力断裂寿命和延展性会受到负面影响。但是根据本发明的这个非限制性实施例，对于这些性能并不关键的应用而言，可以采用高于1850°F的固溶温度。此外，发明人发现，如果固溶温度低于约1725°F，固溶处理期间将无法使基本上全部γ′相和γ″相沉淀物溶解。从而，未溶解的γ′相和γ″相沉淀物会不理想地生长、粗化，导致抗拉强度和应力断裂寿命降低。
固溶处理镍基合金后，以足以抑制冷却期间在镍基合金中形成γ′相和γ″相沉淀物的第一冷却速率冷却该镍基合金。尽管不具有限制性，本发明人发现如果固溶处理后镍基合金冷却过慢，除了γ′相和γ″相沉淀物的不冷理想地析出和粗化，还会形成过量的晶界沉淀。如前所述，形成过量的晶界沉淀会对合金的抗拉强度和应力断裂寿命造成不利影响。因此根据本发明第一个非限制性实施方案，第一冷却速率为至少每小时800°F，可以是至少每小时1000°F或以上。例如将合金从固溶温度空冷，可以获得超过800°F或1000°F的冷却速率。
根据本发明第一个非限制性实施方案所述对镍基合金进行固溶处理和冷却后，在第一时效处理中对该镍基合金进行时效。此处所使用的术语“时效”表示：在低于γ′相和γ″相形成γ′相和γ″相沉淀物的固溶温度的温度下加热该镍基合金。在第一时效处理期间，镍基合金中形成γ′相和γ″相的一次沉淀。尽管不具有限制性，根据该非限制性实施方案，所述第一时效处理可以包括在1325°F-1450°F的温度加热该镍基合金2-8小时。更确切地说，第一时效处理可以包括在1365°F-1450°F的温度下加热该镍基合金2-8小时。尽管不具备限制性，在高于约1450°F或低于约1325°F的第一时效温度下进行时效将分别导致合金过时效或时效不足，同时伴有强度降低。
第一时效处理后，将镍基合金冷却至第二时效温度并在第二时效处理中进行时效。尽管并不需要，但根据本发明的这个实施方案所述第二冷却速率可以为每小时50°F或以上。例如，通过在炉子冷却至所需温度或炉子断电后使镍基合金在炉中冷却(即炉冷合金)，可以获得约每小时50°F-约每小时100°F的冷却速率。或者尽管没有限制，该镍基合金可以更快速地冷却，例如通过空冷至室温，随后加热至第二时效温度。但是，如果采用更快的冷却速率，可能需要更长的时效时间以形成理想的显微结构。
在第二时效温度下时效该镍基合金，从而在镍基合金中形成γ′相和γ″相的二次沉淀。在第二时效处理期间形成的γ′相和γ″相二次沉淀通常比在第一时效期间形成的一次沉淀更细小。也就是说，第二时效处理期间形成的沉淀的粒径通常小于第一时效期间形成的一次沉淀的粒径。尽管不局限于任何特定理论，认为与形成均匀的沉淀粒径相反，形成具有一定粒径分布的γ′相沉淀物和γ″相沉淀物会提高镍基合金的机械性能。
此外，根据该第一个非限制性实施方案，第二时效处理可以包括在1150°F-1300°F的第二时效温度下加热该镍基合金，更确切地说可以包括在1150°F-1200°F的第二时效温度下加热该镍基合金至少8小时。
如前所述，根据本发明第一个非限制性实施方案所述热处理该镍基合金后，γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀。此处所使用的关于γ′相沉淀物的术语“主要强化沉淀”表示该镍基合金包括至少约20体积百分比的γ′相和不超过约5体积百分比的γ″相。此外，热处理后，该非限制性实施方案所述镍基合金包含适量的选自δ相沉淀物和η相沉淀物的至少一种晶界沉淀，并具有短的、通常为杆状的形态。
在本发明的第二个非限制性实施方案中，加热镍基合金到约1500°F-1600°F的预固溶温度一段时间，以便析出控制量的、选自δ相沉淀物和η相沉淀物的至少一种晶界沉淀。如上文关于第一个非限制性实施方案的描述，理想地至少一种沉淀具有短的、通常为杆状的形态、并位于合金的晶界处。
其后，将温度升至1725°F-约1850°F的固溶温度而不冷却，并对镍基合金进行固溶处理(即，该合金直接加热至固溶温度)。该镍基合金在固溶温度如前述保持足以溶解基本上全部γ′相和γ″相沉淀物的一段时间。例如虽然没有限制，可以将该镍基合金在该固溶温度保持不超过4小时。根据第二个非限制性实施方案的一个特定的非限制性实施例，固溶温度为1750°F-约1800°F，将合金在该固溶温度保持不超过2小时。其后，如上文关于本发明第一个非限制性实施方案的内容所述，将镍基合金冷却至室温并时效。
本发明的第三个非限制性实施方案提供一种对包括最高14wt％铁的718型镍基合金进行热处理的方法，该方法包括在1500°F-1650°F对镍基合金进行2-16小时的预固溶处理。预固溶处理后，在1725°F-1850°F的固溶温度对该镍基合金进行不超过4小时的固溶处理，优选在1750°F-1800°F的固溶温度处理不超过2小时。随后，如上文关于本发明第一个非限制性实施方案的内容所述，可以将镍基合金冷却至室温并时效。根据本发明的这个非限制性实施方案对镍基合金进行热处理后，镍基合金理想地具有某种包括γ′相沉淀物和γ″相沉淀物显微结构，显微结构其中γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀，该显微结构还包括适量的选自δ相沉淀物和η相沉淀物的至少一种晶界沉淀，所述至少一种晶界沉淀具有短的、通常为杆状的形态。
本发明的第四个非限制性实施方案提供一种热处理镍基合金的方法，以重量百分比计该镍基合金包含：最高0.1的碳，12-20的铬，最高4的钼，最高6的钨，5-12的钴，最高14的铁，4-8的铌，0.6-2.6的铝，0.4-1.4的钛，0.003-0.03的磷，0.003-0.015的硼，以及镍；其中钼和钨的重量百分含量之和至少为2、并不大于8，铝和钛的原子百分含量之和为2-6，铝和钛的原子百分含量之比至少为1.5，铝和钛的原子百分含量之和除以铌的原子百分含量的值为0.8-1.3。该方法包括在1725°F-1850°F的固溶温度加热镍基合金不超过4小时从而对其进行固溶处理，更特别的是包括通过在1750°F-1800°F的固溶温度下加热镍基合金不超过2小时从而对其进行固溶处理。该方法还包括在固溶处理后以第一冷却速率冷却该镍基合金，并如上文关于本发明第一个非限制性实施方案所述对镍基合金进行时效。根据本发明第四个非限制性实施方案热处理该镍基合金后，该镍基合金理想地具有主要由γ′相沉淀物强化的显微结构，并可包括适量的选自δ相沉淀物和η相沉淀物的至少一种晶界沉淀，所述至少一种晶界沉淀具有短的、通常为杆状的形态。
尽管并不需要，本发明第四个非限制性实施方案所述方法还可以包括在固溶处理之前在1500°F-1650°F对镍基合金进行2-16小时的预固溶处理。如前所述，通过对镍基合金进行预固溶处理，该合金中可以形成控制量的至少一种晶界沉淀。因此，热处理镍基合金后，该镍基合金理想地具有主要由γ′相沉淀物强化的显微结构，并包含适量的选自δ相沉淀物和η相沉淀物的至少一种晶界沉淀，其中所述至少一种晶界沉淀具有短的、通常为杆状的形态。
尽管不具有限制性，根据上述本发明多个非限制性实施方案热处理镍基合金后，该镍基合金在1300°F的屈服强度为至少120ksi，在1300°F的延伸百分率为至少12％，在1300°F和80ksi测定的缺口应力断裂寿命为至少300小时，并具有低缺口敏感性。尽管并不需要，热处理后该合金的粒径为ASTM 5-8。
下面将描述本发明某些非限制性实施方案的具有理想显微结构的镍基合金。在本发明的一个非限制性实施方案中，提供一种镍基合金，其包括一种包含γ′相沉淀物和γ″相沉淀物的基体，其中γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀，该合金还包括控制量的至少一种晶界沉淀，所述至少一种晶界沉淀选自δ相沉淀物和η相沉淀物；所述镍基合金在1300°F的屈服强度至少为120ksi，在1300°F的延伸百分率至少为12％，在1300°F和80ksi测定的缺口应力断裂寿命为至少300小时，并具有低缺口敏感性。
根据该非限制性实施方案，所述镍基合金可以是718型镍基合金。例如，该718型镍基合金可以包含最高14wt％的铁。此外，以重量百分比计，该718型镍基合金可以包括：最高0.1的碳，12-20的铬，最高4的钼，最高6的钨，5-12的钴，最高14的铁，4-8的铌，0.6-2.6的铝，0.4-1.4的钛，0.003-0.03的磷，0.003-0.015的硼，以及镍；其中钼和钨的重量百分含量之和至少为2、并不大于8，铝和钛的原子百分含量之和为2-6，铝和钛的原子百分含量之比至少为1.5，铝和钛的原子百分含量之和除以铌的原子百分含量的值为0.8-1.3。
该非限制性实施方案所述镍基合金可以是铸造或可锻镍基合金。例如虽没有限制，该镍基合金可以通过在真空感应熔炼(“VIM”)工艺中熔炼具有预期成分的原材料、随后将熔融材料铸造成锭而制成。随后，还可以通过重熔铸锭来精炼该铸造材料。例如，可以通过真空电弧重熔(“VAR”)、电渣重熔(“ESR”)或ESR与VAR结合使用来重熔该铸造材料，上述工艺都是本领域已知的。或者，也可以使用其它本领域已知的熔炼和重熔方法。
熔炼后，可以对该镍基合金进行热处理以形成理想的显微结构。例如虽没有限制，可以根据前述本发明各个非限制性实施方案所述方法对镍基合金进行热处理，以形成理想的是显微结构。或者，在热处理前可以首先对合金进行锻造、热加工或冷加工。
本发明所述镍基合金的一个特定的非限制性实施方案提供一种718型镍基合金，其包括最高14wt％的铁，并包含γ′相沉淀物和γ″相沉淀物，其中γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀，该合金还包含适量选自δ相沉淀物和η相沉淀物中的至少一种晶界沉淀，所述至少一种晶界沉淀具有短的、通常为杆状的形态。根据这个非限制性实施方案，该镍基合金可以通过例如下述方式形成：在1500°F-1650°F对该镍基合金加热4-16小时从而对其进行预固溶处理，在1725°F-1850°F的固溶温度对镍基合金加热不超过4小时从而对其进行固溶处理；对镍基合金进行固溶处理后，以至少每小时800°F的第一冷却速率将其冷却，在第一时效处理中，在1325°F-1450°F对该镍基合金加热2-8小时从而对其进行时效处理，并在第二时效处理中，在1150°F-1300°F的第二时效温度对该镍基合金加热至少8小时从而对其进行时效处理。
本发明的实施方案还涉及使用该镍基合金制造的制品、以及本发明所述镍基合金的热处理方法。可以用本发明各个实施方案所述的镍基合金及其热处理方法制成的制品的非限制性实施例包括但不仅限于：涡轮或压缩机叶轮、叶片、机壳、转轴和紧固件。
例如虽没有限制，本发明的一个实施方案提供一种包括一种镍基合金的制品，该镍基合金包括一种包含γ′相沉淀物和γ″相沉淀物的基体，其中γ′相沉淀物是该镍基合金中的主要强化沉淀，该合金还包含适量的选自δ相沉淀物和η相沉淀物的至少一种晶界沉淀；并其中所述镍基合金在1300°F的屈服强度至少为120ksi，在1300°F的延伸百分率至少为12％，在1300°F和80ksi测定的缺口应力断裂寿命为至少300小时，并具有低缺口敏感性。尽管并不需要，该合金的粒径为ASTM 5-8。
尽管没有限制性，本发明的这个非限制性实施方案所述制品可以通过例如下述方式形成：将具有预期成分的铸造或可锻镍基合金制成理想形状，随后对该镍基合金进行热处理以形成上述理想显微结构。更特别但不仅限于，根据本发明的某些。实施方案，该制品可以由铸造或可锻718型镍基合金制成，更特别的是包括最高14wt％铁的718型镍基合金。在本发明的一个特定的非限制性实施方案中，所述制品由一种镍基合金制成，以重量百分比计该镍基合金包含：最高0.1的碳，12-20的铬，最高4的钼，最高6的钨，5-12的钴，最高14的铁，4-8的铌，0.6-2.6的铝，0.4-1.4的钛，0.003-0.03的磷，0.003-0.015的硼，以及镍；其中钼和钨的重量百分含量之和至少为2、并不大于8，并其中铝和钛的原子百分含量之和为2-6，铝和钛的原子百分含量之比至少为1.5，铝和钛的原子百分含量之和除以铌的原子百分含量的值为0.8-1.3。
现在，在下述非限制性实施例中对本发明的各个非限制性实施方案进行说明。
实施例
实施例1
采用VIM工艺熔炼制备718型镍基合金，随后铸造成锭。其后，利用VAR重熔该铸造材料。随后将铸造材料锻造成直径8″的圆坯，并切割成试样。根据ASTM E 112测定，该合金的粒径为ASTM 6-ASTM 8，平均粒径为ASTM 7。该合金的成分如下。
  元素   重量百分比
  C   0.028
  W   1.04
  元素   重量百分比
  Co   9.17
  Nb   5.50
  Al   1.47
  B   0.005
  Mo   2.72
  Cr   17.46
  Fe   9.70
  Ti   0.71
  P   0.014
  Ni+残余元素   余量
将上述试样分成试样组，对试样组进行下述表1中的预固溶处理。
表1
  试样组   预固溶处理
  1   无
  2   1550°F 8小时
  3   1600°F 8小时
  4   1650°F 8小时
预固溶处理后，在1750°F对每个试样组进行1小时固溶处理，空冷，在1450°F时效2小时，炉冷，在1200°F时效8小时，空冷至室温。热处理后进行下述测试。根据ASTM E21在1300°F对每个试样组的至少2个试样进行拉伸试验，测定每个试样的抗拉强度、屈服强度、延伸百分率和面积缩减百分率。根据ASTM 292在1300°F和80ksi对每个试样组的至少2个试样进行应力断裂寿命测试，测定每个试样的应力断裂寿命和断裂时的延伸百分率。根据ASTM E262在室温对每个试样组的至少2个试样进行夏氏冲击试验(Charpy testing)，测定每个试样的冲击强度和横向膨胀(“LE”)。
上述试验的结果列于表2中，其中列于表中的数据是每个试样组中测试试样的平均值。
表2
  试样组   1300°F的抗拉强度(ksi)   1300°F的屈服强度(ksi)   1300°F的延伸百分率  1300°F的面积缩减百分率   1300°F的应力断裂寿命(小时)  1300°F断裂时的延伸百分率   室温的冲击强度(Ft.lbs)   室温的LE(密耳mil)
  1   170.3   145.7   19.3   18.1   433.1   35.4   13.5   8.5
  2   172.3   149.2   28.9   52.3   581.4   29.4   33.5   19.0
  3   169.3   143.9   17.7   23.9   NT*   NT   NT   NT
  4   162.5   124.9   18.2   17.4   403.7   49.6   25.5   14.5
*NT＝未测定
从表2可见，与未进行预固溶处理的试样(即试样组1)和在1600°F和1650°F进行8小时预固溶处理的试样(即试样组3和4)相比，在1550°F进行8小时预固溶处理的试样(即试样组2)具有更好的抗拉强度、屈服强度、延伸率和面积缩减率，明显更好的应力断裂寿命和冲击强度。此外，试样组4的试样的性能略低于未经预固溶处理的试样，但仍是可接受的。
如上所述，在1550°F-1600°F预固溶处理可锻镍基合金能有利地析出所述至少一种晶界相。此外，如上所述，认为该晶界相以理想的含量和形态存在时能强化镍基合金的晶界，从而改善合金的高温性能。
实施例2
如上述实施例1所述制造试样。将试样分成试样组，对试样组进行下述表3中的固溶和时效处理。
表3
  试样组   固溶处理   第一时效处理   第二时效处理
  5   1750℃ 1小时   1325℃ 8小时   1150℃ 8小时
  6   1750℃ 1小时   1450℃ 2小时   1200℃ 8小时
  7   1800℃ 1小时   1325℃ 8小时   1150℃ 8小时
  8   1800℃ 1小时   1450℃ 2小时   1200℃ 8小时
在固溶处理和第一时效处理之间，将试样空冷，在第一和第二时效处理之间采用每小时约100°F的冷却速率(即炉冷)。在第二时效处理之后，将试样空冷至室温。
热处理后，每个组中的试样进行如上述实施例1的测试，除了在室温(“Trm”)对试样组5-8的试样另外进行拉伸试验以代替实施例1中在室温进行的夏氏冲击试验。试验结果如表4所示，表中的数据是被测试样的平均值。
表4
  试样组   T<sub>rm</sub>的UTS(ksi)   T<sub>rm</sub>的YS(ksi)   T<sub>rm</sub>时的EL％   T<sub>rm</sub>时的RA％   1300°F的UTS(ksi)   1300°F的YS(ksi)   1300°F的EL％   1300°F的RA％   1300°F的应力断裂寿命(小时)   1300°F断裂时的EL％
  5   205.9   158.9   25.5   38.2   164.1   135.1   16.3   17.8   386.2   36.4
  6   218.8   174.7   21.9   35.7   170.3   145.7   19.3   18.1   433.1   35.4
  7   205.1   155.6   27.4   44.8   147.6   114.7   14.4   21.0   330   49.0
  8   205.3   149.9   27.8   44.0   160.7   125.2   12.4   14.1   1.9*   *
*观察到的缺口断裂
从表4中的结果可见，试样组5，6和8在1300°F的屈服强度都是至少约120ksi、在1300°F的延伸百分率至少约12％。此外，在1300°F和80ksi的条件下，试样组5-7还具有至少约300小时的应力断裂寿命和低缺口敏感性。
在1750°F进行固溶处理的两个试样组之间(即试样组5和试样组6)，试样组6试样在室温和1300°F的抗拉和屈服强度、高温延展性以及应力断裂寿命都普遍优于试样组5试样。尽管无意限制，但认为这一结果归因于试样组6的试样进行时效时所采用的时效温度较高。
从表4中还可看出，在试样组8有缺口断裂。但是如表5所述，经过类似于试样组8试样的热处理方式对4″圆锻坯试样反复进行应力断裂试验时没有发生缺口断裂。虽然对4″圆锻坯试样进行的反复试验与8″圆锻坯试样相反，但其未发生缺口断裂不是由于试样的尺寸不同。因此认为，诸如用于试样组8的这类热处理适于制备具有理想应力断裂性能的镍基合金。
表5
  固溶处理   第一时效处理<sup>**</sup>   第二时效处理<sup>***</sup>   1300°F和80ksi的应力断裂寿命  1300°F断裂时的EL％
  1750°F 1小时   1450°F 2小时   1200°F 8小时   558.4   27.6
  1800°F 1小时   1450°F 2小时   1200°F 8小时   525.5   32.2
*在固溶处理和第一时效处理之间，将试样空冷。
**在第一和第二时效处理之间，以每小时约100°F的冷却速率将试样炉冷。
***在第二时效处理之后，将试样空冷至室温。
实施例3
根据上述实施例1所述制造试样。将试样分成试样组，在1750°F对试样组进行固溶处理，每个试样组的处理时间如表6所示。固溶处理后，每个试样空冷至室温，随后在1450°F时效2小时，炉冷至1200°F，在空冷至室温前时效8小时。
表6
  试样组   固溶处理时间
  9   1小时
  10   3小时
  11   4小时
热处理后，对每个试样组的试样进行实施例1所述的试验，但不进行夏氏冲击试验。试验结果如表7所示，其中表中的数据是被测试样的平均值。
表7
  试样组  1300°F的抗拉强度(ksi)   1300°F的屈服强度(ksi) 1300°F的延伸百分率 1300°F的面积缩减百分率   1300°F的应力断裂寿命(小时)  1300°F断裂时的延伸百分率
  9   170.3   145.7   19.3   18.1   433.1   35.4
  10   162.5   132.6   27.8   33.8   190.4   32.8
  11   162.6   136.7   25.8   30.6   185.1   47.5
从表7中的数据可见，仅试样组9在1300°F和80ksi的应力断裂寿命为至少300小时，全部试样在1300°F的屈服强度为至少120ksi、在1300°F的延伸百分率为至少12％。虽然试样组10和11的应力断裂性能低于试样组9，但认为固溶处理时间超过2小时仍适用于某些用途。此外，如前所述，进行热处理的试样或工件的尺寸越大，固溶时间需要超过2小时以溶解基本上全部γ′和γ″相沉淀物。
实施例4
使用4″直径的圆角、方形重锻坯制备试样，根据ASTM E 112测定，该锻坯的粒径为ASTM 4.5-ASTM5.5，平均粒径为ASTM 5。将试样分成试样组，在1750°F对试样组进行1小时固溶处理，对每个试样组以表8所示的冷却速率冷却至室温。冷却至室温后，在1450°F对试样时效2小时，炉冷至1200°F，在空冷至室温前时效8小时。
表8
  试样组   固溶处理后的冷却速率
  12   约22500°F/小时(空冷)
  13   1000°F/小时
  14   400°F/小时
热处理后，对每个试样组的试样进行实施例3所述的试验。试验结果如表9所示，其中表中的数据是被测试样的平均值。
表9
  试样组  1300°F的抗拉强度(ksi)  1300°F的屈服强度(ksi)  1300°F的延伸百分率  1300°F的面积缩减百分率   1300°F的应力断裂寿命(小时)  1300°F断裂时的延伸百分率
  12   154.7   127.2   22.6   28.1   315.5   35.4
  13   155.0   122.9   34.0   54.9   591.4   40.3
  14   144.8   110.0   38.3   75.5   363.5   26.3
从表9中的数据可见，固溶处理后的冷却速率较低(如试样组14的每小时400°F)时，获得的1300°F的屈服强度低于120ksi。在较高冷却速率(如试样组13的每小时1000°F和试样组14的每小时22500°F)时，1300°F的屈服强度为至少120ksi。但是，所有试样都具有下述性能：1300°F的延伸百分率为至少12％、1300°F和80ksi时的应力断裂寿命为至少300小时。
实施例5
根据上述实施例1所述制造试样。随后，将试样分成试样组15-21。在1750°F对试样进行1小时固溶处理。固溶处理后，在进行表10所示时效之前以每小时约22500°F(空冷)的冷却速率将试样冷却至室温。
第一时效处理之后，全部试样炉冷至第二时效温度，平均冷却速率为每小时约50°F-约100°F。此外，第二时效处理完成后，将试样空冷至室温。
表10
Figure G2004800356839D00211
热处理后，对每个试样组中的至少2个试样进行如实施例3所述的试验。试验结果如表11所示，其中表中的数据是被测试样的平均值。
表11
  试样组  1300°F的抗拉强度(ksi)  1300°F的屈服强度(ksi)  1300°F的延伸百分率  1300°F的面积缩减百分率   1300°F的应力断裂寿命(小时)  1300°F断裂时的延伸百分率
  15   165.4   138.8   19.1   20.6   342.5   30.6
  16   165.6   135.5   18.9   24.5   349.0   37.5
  17   169.5   141.0   16.3   21.8   311.5   36.5
  18   162.2   123.6   16.6   19.8   313.7   47.0
  19   165.2   141.2   30.5   48.7   312.5   34.5
  20   165.7   135.2   16.9   18.6   361.3   32.7
  21   170.3   145.7   19.3   18.1   433.1   35.4
此外还测定试样在高温下机械性能的热稳定性，在进行上述测试前，将每个试样组中的至少2个试样在1400°F暴露100小时。试验结果如表12所示。
表12
  试样组   *1300°F的抗拉强度(ksi)   *1300°F的屈服强度(ksi)   *1300°F的延伸百分率   *1300°F的面积缩减百分率   *1300°F的应力断裂寿命(小时)   *1300°F断裂时的延伸百分率
  15   161.4   134.3   28.1   32.3   452.5   21.9
  16   163.3   131.2   18.8   17.5   382.1   40.8
  17   154.3   127.9   38.0   70.0   367.0   34.6
  18   153.3   125.3   34.9   46.2   418.1   33.7
  19   157.5   131.0   40.2   60.2   276.8   33.0
  20   150.9   132.6   35.5   50.9   507.2   31.8
  21   161.7   138.1   33.2   49.1   517.1   42.8
*测试前在1400°F暴露100小时。
从表11和12的数据可见，在约1450°F的第一时效温度时效2小时、并在约1200的第二时效温度时效8小时的试样(即试样组21)具有1300°F最高抗拉和屈服强度的最高的组合，以及最高的应力断裂寿命。在1400°F热暴露(表12)后，试样组21的试样具有最高的1300°F屈服强度和应力断裂寿命。试样组15、16和20的试样紧随这些结果。
此外，可以看出长时间热暴露后该合金的延展性有所改善。尽管不局限于任何特定理论，没有由于试样未经预固溶处理并试样从固溶温度冷却的冷却速率较高(约22500°F/小时)，因而直到热暴露后没有形成前面详述的理想晶界δ/η相沉淀物。
应理解本说明书描述了有关以本发明清晰理解的一些方面。为简化说明书，没有记载本发明中某些对于本领域普通技术人员显而易见的方面、以及不会促进更好地理解本发明的方面。尽管已结合某些实施方案描述了本发明，但本发明并不局限于公开的特定实施方案，而是包括了由所附权利要求限定的本发明实质和范围内的全部改进方式。

Claims (38)

1.一种热处理718型镍基合金的方法，包括：
对镍基合金进行预固溶处理，其中在镍基合金中形成适量的、选自δ相沉淀物和η相沉淀物中的至少一种晶界沉淀，所述至少一种晶界沉淀具有短的、杆状的形态；
对所述镍基合金进行固溶处理，其中镍基合金中基本上全部γ′相沉淀物和γ″相沉淀物是溶解的，而所述至少一种晶界沉淀的至少一部分保留下来；
固溶处理后以足以抑制在镍基合金中形成γ′相和γ″相沉淀物的第一冷却速率冷却该镍基合金；
在第一时效处理中对镍基合金进行时效，其中在镍基合金中形成γ′相和γ″相的一次沉淀；
在第二时效处理中对镍基合金进行时效，其中在镍基合金中形成γ′相和γ″相的二次沉淀，所述二次沉淀比一次沉淀细小；
其中热处理镍基合金后，该镍基合金包括一种包含γ′相沉淀物和γ″相沉淀物的基体，其中γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀，以及适量的晶界沉淀，其足以阻塞基体大部分的晶界，其中该晶界沉淀选自δ相沉淀物和η相沉淀物及其混合物，并具有短的、杆状的形态。
2.如权利要求1所述的方法，其中以重量百分比计该镍基合金包含：最高0.1的碳，12-20的铬，最高4的钼，最高6的钨，5-12的钴，最高14的铁，4-8的铌，0.6-2.6的铝，0.4-1.4的钛，0.003-0.03的磷，0.003-0.015的硼，以及镍；其中钼和钨的重量百分含量之和至少为2、并不大于8，其中铝和钛的原子百分含量之和为2-6，铝和钛的原子百分含量之比至少为1.5，铝和钛的原子百分含量之和除以铌的原子百分含量的值为0.8-1.3。
3.如权利要求1所述的方法，其中对镍基合金进行预固溶处理包括在1500°F-1650°F对该镍基合金加热2-16小时。
4.如权利要求1所述的方法，其中对镍基合金进行预固溶处理包括在1550°F-1600°F对该镍基合金加热2-16小时。
5.如权利要求1所述的方法，其中对镍基合金进行固溶处理包括在1725°F-1850°F对该镍基合金加热不超过4小时。
6.如权利要求1所述的方法，其中对镍基合金进行固溶处理包括在1750°F-1800°F对该镍基合金加热不超过2小时。
7.如权利要求1所述的方法，其中所述第一冷却速率为至少每小时800°F。
8.如权利要求1所述的方法，其中在进行固溶处理后冷却该镍基合金包括将其冷却至室温。
9.如权利要求1所述的方法，其中所述第一时效处理包括在1325°F-1450°F的温度对该镍基合金加热2-8小时。
10.如权利要求1所述的方法，其中第一时效处理包括在1365°F-1450°F的温度对该镍基合金加热2-8小时。
11.如权利要求1所述的方法，其中第二时效处理包括在1150°F-1300°F的温度对该镍基合金加热至少8小时。
12.如权利要求1所述的方法，其中第二时效处理包括在1150°F-1200°F的温度对该镍基合金加热至少8小时。
13.如权利要求1所述的方法，其中热处理镍基合金后，该镍基合金在1300°F的屈服强度为至少120ksi，在1300°F的延伸百分率为至少12％，在1300°F和80ksi测定的缺口应力断裂寿命为至少300小时，并具有低缺口敏感性。
14.如权利要求1所述的方法，还包括在预固溶处理后、固溶处理前将镍基合金冷却至1000°F或以下。
15.如权利要求1所述的方法，还包括在第一时效处理后以每小时50-100°F的速度将该镍基合金冷却至第二时效温度。
16.一种热处理718型镍基合金的方法，该镍基合金包括最高14wt％的铁，最高0.1wt％的碳，12-20wt％的铬，最高4wt％的钼，最高6wt％的钨，5-12wt％的钴，4-8wt％的铌，0.6-2.6wt％的铝，0.4-1.4wt％的钛，0.003-0.03wt％的磷，0.003-0.015wt％的硼，以及镍；其中钼和钨的重量百分含量之和至少为2、并不大于8，且其中铝和钛的原子百分含量之和为2-6，铝和钛的原子百分含量之比至少为1.5，铝和钛的原子百分含量之和除以铌的原子百分含量的值为0.8-1.3，该方法包括：
在1500°F-1650°F对镍基合金进行2-16小时的预固溶处理；
在1725°F-1850°F的固溶温度对镍基合金进行不超过4小时的固溶处理；
对镍基合金进行固溶处理后，以至少每小时800°F的第一冷却速率将其冷却；
在第一时效处理中，在1325°F-1450°F对该镍基合金进行2-8小时的时效处理；
在第二时效处理中，在1150°F-1300°F的第二时效温度对该镍基合金进行至少8小时的时效处理。
17.如权利要求15所述的方法，其中在对镍基合金进行预固溶处理后，在进行固溶处理前将其冷却至1000°F或以下。
18.如权利要求15所述的方法，其中在对镍基合金进行预固溶处理后，直接将其加热至固溶温度。
19.如权利要求15所述的方法，其中对该镍基合金进行的固溶处理包括在1750°F-1800°F的固溶温度对该镍基合金加热不超过2小时。
20.如权利要求15所述的方法，其中第一时效处理包括在1365°F-1450°F的温度对该镍基合金加热2-8小时。
21.如权利要求15所述的方法，其中热处理后该镍基合金在1300°F的屈服强度为至少120ksi，在1300°F的延伸百分率为至少12％，在1300°F和80ksi测定的缺口应力断裂寿命为至少300小时，并具有低缺口敏感性。
22.如权利要求15所述的方法，其中热处理镍基合金后该镍基合金包括：
γ′相沉淀物和γ″相沉淀物，其中γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀；以及
适量的选自δ相沉淀物和η相沉淀物及其混合物的晶界沉淀，其足以阻塞基体大部分的晶界，其中，所述晶界沉淀具有短的、杆状的形态。
23.一种热处理镍基合金的方法，以重量百分比计该镍基合金包含：最高0.1的碳，12-20的铬，最高4的钼，最高6的钨，5-12的钴，最高14的铁，4-8的铌，0.6-2.6的铝，0.4-1.4的钛，0.003-0.03的磷，0.003-0.015的硼，以及镍；其中钼和钨的重量百分含量之和至少为2、并不大于8，铝和钛的原子百分含量之和为2-6，铝和钛的原子百分含量之比至少为1.5，铝和钛的原子百分含量之和除以铌的原子百分含量的值为0.8-1.3，该方法包括：
在1725°F-1850°F的固溶温度对镍基合金进行不超过4小时的固溶处理；
固溶处理镍基合金后，以第一冷却速率冷却镍基合金；
在第一时效处理中，在1365°F-1450°F对固溶处理的镍基合金进行不超过8小时的时效处理；
在第二时效处理中，在1150°F-1300°F的第二时效温度对该镍基合金进行至少8小时的时效处理。
24.如权利要求23所述的方法，其中对镍基合金的固溶处理包括在1750°F-1800°F的固溶温度将镍基合金加热不超过2小时。
25.如权利要求23所述的方法，其中所述第一冷却速率是至少每小时800°F。
26.如权利要求23所述的方法，其中在第二时效处理中对镍基合金进行的时效包括在1150°F-1200°F的第二时效温度加热该镍基合金。
27.如权利要求23所述的方法，其中在热处理后该镍基合金在1300°F的屈服强度为至少120ksi，在1300°F的延伸百分率为至少12％，在1300°F和80ksi测定的缺口应力断裂寿命为至少300小时，并具有低缺口敏感性。
28.如权利要求23所述的方法，还包括在对镍基合金进行固溶处理之前，在1500°F-1650°F对其进行2-16小时的预固溶处理。
29.如权利要求28所述的方法，其中热处理后该镍基合金包括：
γ′相沉淀物和γ″相沉淀物，其中γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀；和
适量的晶界沉淀，其足以阻塞基体大部分的晶界，其中该晶界沉淀选自δ相沉淀物和η相沉淀物及其混合物，并具有短的、杆状的形态。
30.一种718型镍基合金，包括：
一种包含γ′相沉淀物和γ″相沉淀物的基体，其中γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀；和
适量的晶界沉淀，其足以阻塞基体大部分的晶界，其中该晶界沉淀选自δ相沉淀物和η相沉淀物及其混合物，并具有短的、杆状的形态；并且
其中以重量百分比计该镍基合金包含：最高0.1的碳，12-20的铬，最高4的钼，最高6的钨，5-12的钴，最高14的铁，4-8的铌，0.6-2.6的铝，0.4-1.4的钛，0.003-0.03的磷，0.003-0.015的硼，以及镍；其中钼和钨的重量百分含量之和至少为2、并不大于8，铝和钛的原子百分含量之和为2-6，铝和钛的原子百分含量之比至少为1.5，铝和钛的原子百分含量之和除以铌的原子百分含量的值为0.8-1.3。
31.如权利要求30所述的镍基合金，其中该镍基合金在1300°F和80ksi测定的缺口应力断裂寿命为至少300小时，并具有低缺口敏感性。
32.一种经过热处理的718型镍基合金，包括最高14wt％的铁，并包括一种包含γ′相沉淀物和γ″相沉淀物的基体，其中γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀，以及适量的晶界沉淀，其足以阻塞基体大部分的晶界，其中该晶界沉淀选自δ相沉淀物和η相沉淀物及其混合物，并具有短的、杆状的形态，其中该镍基合金经过下述热处理：
在1500°F-1650°F对镍基合金进行2-16小时的预固溶处理；
在1725°F-1850°F的固溶温度对镍基合金进行不超过4小时的固溶处理；
对镍基合金进行固溶处理后，以至少每小时800°F的第一冷却速率将其冷却；
在第一时效处理中，在1325°F-1450°F对该镍基合金进行2-8小时的时效处理；
在第二时效处理中，在1150°F-1300°F的第二时效温度对该镍基合金进行至少8小时的时效处理。
33.如权利要求32所述的镍基合金，其中该镍基合金在1300°F和80ksi测定的缺口应力断裂寿命为至少300小时，并具有低缺口敏感性。
34.一种包括718型镍基合金的制品，该镍基合金包括：
一种包含γ′相沉淀物和γ″相沉淀物的基体，其中γ′相沉淀物是镍基合金中的主要强化沉淀；和
适量选自δ相沉淀物和η相沉淀物及其混合物的晶界沉淀，其足以阻塞基体大部分的晶界，其中所述晶界沉淀具有短的、杆状的形态；并且
其中以重量百分比计该镍基合金包含：最高0.1的碳，12-20的铬，最高4的钼，最高6的钨，5-12的钴，最高14的铁，4-8的铌，0.6-2.6的铝，0.4-1.4的钛，0.003-0.03的磷，0.003-0.015的硼，以及镍；其中钼和钨的重量百分含量之和至少为2、并不大于8，铝和钛的原子百分含量之和为2-6，铝和钛的原子百分含量之比至少为1.5，铝和钛的原子百分含量之和除以铌的原子百分含量的值为0.8-1.3。
35.如权利要求34所述的包括718型镍基合金的制品，其中该镍基合金在1300°F和80ksi测定的缺口应力断裂寿命为至少300小时，并具有低缺口敏感性。
36.如权利要求34所述的制品，其中所述制品选自涡轮或压缩机叶轮、叶片、机壳、转轴和紧固件。
37.一种制备制品的方法，所述制品含有包括最高14wt％Fe的718型镍基合金，该方法包括：
将镍基合金制成预期形状；
对该镍基合金进行热处理，其中对镍基合金的热处理包括：
在1500°F-1650°F对镍基合金进行2-16小时的预固溶处理；
在1725°F-1850°F的固溶温度对镍基合金进行不超过4小时的固溶处理；
对镍基合金进行固溶处理后，以至少每小时800°F的第一冷却速率将镍基合金冷却；
在第一时效处理中，在1325°F-1450°F对该镍基合金进行2-8小时的时效处理；
在第二时效处理中，在1150°F-1300°F的第二时效温度对该镍基合金进行至少8小时的时效处理。
38.如权利要求37所述的方法，其中以重量百分比计该镍基合金包含：最高0.1的碳，12-20的铬，最高4的钼，最高6的钨，5-12的钴，最高14的铁，4-8的铌，0.6-2.6的铝，0.4-1.4的钛，0.003-0.03的磷，0.003-0.015的硼，以及镍；其中钼和钨的重量百分含量之和至少为2，并不大于8，铝和钛的原子百分含量之和为2-6，铝和钛的原子百分含量之比至少为1.5，铝和钛的原子百分含量之和除以铌的原子百分含量的值为0.8-1.3。
CN2004800356839A 2003-10-06 2004-09-28 镍基合金和镍基合金的热处理方法 Expired - Lifetime CN1890395B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US10/679,899 2003-10-06
US10/679,899 US7156932B2 (en) 2003-10-06 2003-10-06 Nickel-base alloys and methods of heat treating nickel-base alloys
PCT/US2004/031760 WO2005038069A1 (en) 2003-10-06 2004-09-28 Nickel-base alloys and methods of heat treating nickel-base alloys

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1890395A CN1890395A (zh) 2007-01-03
CN1890395B true CN1890395B (zh) 2010-06-16

Family

ID=34394268

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2004800356839A Expired - Lifetime CN1890395B (zh) 2003-10-06 2004-09-28 镍基合金和镍基合金的热处理方法

Country Status (12)

Country Link
US (3) US7156932B2 (zh)
EP (3) EP1680525B1 (zh)
JP (1) JP4995570B2 (zh)
KR (1) KR101193288B1 (zh)
CN (1) CN1890395B (zh)
AU (1) AU2004282496B2 (zh)
BR (1) BRPI0415106B1 (zh)
CA (1) CA2540212C (zh)
DK (3) DK1680525T3 (zh)
MX (1) MXPA06003569A (zh)
RU (1) RU2361009C2 (zh)
WO (1) WO2005038069A1 (zh)

Families Citing this family (66)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7156932B2 (en) * 2003-10-06 2007-01-02 Ati Properties, Inc. Nickel-base alloys and methods of heat treating nickel-base alloys
US7531054B2 (en) * 2005-08-24 2009-05-12 Ati Properties, Inc. Nickel alloy and method including direct aging
CN100424193C (zh) * 2006-02-09 2008-10-08 沈阳黎明航空发动机(集团)有限责任公司 Gh696合金叶片形变热处理成形工艺
US7985304B2 (en) * 2007-04-19 2011-07-26 Ati Properties, Inc. Nickel-base alloys and articles made therefrom
US8366652B2 (en) * 2007-08-17 2013-02-05 The Invention Science Fund I, Llc Systems, devices, and methods including infection-fighting and monitoring shunts
CN101372730B (zh) * 2007-08-22 2011-01-26 中国科学院金属研究所 一种γ”强化的高性能铸造镍基高温合金
US20090057275A1 (en) * 2007-08-31 2009-03-05 General Electric Company Method of Repairing Nickel-Based Alloy Articles
CN100590210C (zh) * 2007-09-19 2010-02-17 中国科学院金属研究所 一种提高γ＇沉淀强化型铁基合金中孪晶界数量的工艺方法
US8551266B2 (en) 2007-10-25 2013-10-08 Volvo Aero Corporation Method, alloy and component
JP5299610B2 (ja) * 2008-06-12 2013-09-25 大同特殊鋼株式会社 Ｎｉ−Ｃｒ−Ｆｅ三元系合金材の製造方法
KR101007582B1 (ko) * 2008-06-16 2011-01-12 한국기계연구원 파형 입계를 위한 니켈기 합금의 열처리 방법 및 그에 의한합금
EP2145968A1 (en) * 2008-07-14 2010-01-20 Siemens Aktiengesellschaft Nickel base gamma prime strengthened superalloy
US20100061875A1 (en) * 2008-09-08 2010-03-11 Siemens Power Generation, Inc. Combustion Turbine Component Having Rare-Earth Elements and Associated Methods
DE102008047329B3 (de) * 2008-09-16 2009-07-23 Alstom Technology Ltd. Verfahren zur Herstellung und Montage von Überhitzer-Rohrschlangen von Dampferzeugern
DE102008047330B3 (de) * 2008-09-16 2009-07-23 Alstom Technology Ltd. Verfahren zur Herstellung und Montage von Überhitzer-Rohrschlangen von Dampferzeugern
FR2941962B1 (fr) * 2009-02-06 2013-05-31 Aubert & Duval Sa Procede de fabrication d'une piece en superalliage a base de nickel, et piece ainsi obtenue.
JP5104797B2 (ja) * 2009-03-31 2012-12-19 株式会社日立製作所 Ｎｉ基合金の熱処理方法と、Ｎｉ基合金部材の再生方法
US20120279351A1 (en) * 2009-11-19 2012-11-08 National Institute For Materials Science Heat-resistant superalloy
US8608877B2 (en) 2010-07-27 2013-12-17 General Electric Company Nickel alloy and articles
RU2455383C1 (ru) * 2011-05-05 2012-07-10 Открытое акционерное общество "Всероссийский Институт Легких сплавов" (ОАО ВИЛС) Способ термообработки деталей из жаропрочных никелевых сплавов для повышения сопротивления малоцикловой усталости
JP5731915B2 (ja) * 2011-06-22 2015-06-10 川崎重工業株式会社 タービン用ロータおよびその製造方法ならびにＮｉ基超合金材と鋼材の接合方法および構造
US20130133793A1 (en) * 2011-11-30 2013-05-30 Ati Properties, Inc. Nickel-base alloy heat treatments, nickel-base alloys, and articles including nickel-base alloys
JP6253064B2 (ja) * 2012-03-27 2017-12-27 アンサルド エネルジア アイ・ピー ユー・ケイ リミテッドＡｎｓａｌｄｏ Ｅｎｅｒｇｉａ Ｉｐ Ｕｋ Ｌｉｍｉｔｅｄ 単結晶（ｓｘ）または一方向凝固（ｄｓ）ニッケル基超合金製の部品を製造するための方法
JP6005850B2 (ja) * 2012-05-11 2016-10-12 シーメンス エナジー インコーポレイテッド ニッケルベース超合金部品のレーザー追加的補修
CN102912269B (zh) * 2012-10-24 2014-07-02 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 恢复老化的固溶强化镍基高温合金性能的热处理方法
DE102013002483B4 (de) * 2013-02-14 2019-02-21 Vdm Metals International Gmbh Nickel-Kobalt-Legierung
CN105051236B (zh) * 2013-02-22 2017-12-19 纳米钢公司 新类别的温成形先进高强度钢
EP2815841B1 (en) 2013-06-18 2016-02-10 Alstom Technology Ltd Method for post-weld heat treatment of welded components made of gamma prime strengthened superalloys
TWI482862B (zh) * 2013-07-25 2015-05-01 China Steel Corp 沃斯田鐵系合金及其製造方法
US9828658B2 (en) 2013-08-13 2017-11-28 Rolls-Royce Corporation Composite niobium-bearing superalloys
US9938610B2 (en) 2013-09-20 2018-04-10 Rolls-Royce Corporation High temperature niobium-bearing superalloys
CN103643188B (zh) * 2013-10-29 2016-03-02 沈阳黎明航空发动机(集团)有限责任公司 一种k465合金涡轮叶片恢复性能热处理方法
US9840752B2 (en) * 2014-05-27 2017-12-12 Keystone Engineering Company Method and apparatus for performing a localized post-weld heat treatment on a thin wall metallic cylinder
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
WO2016013433A1 (ja) * 2014-07-23 2016-01-28 株式会社Ihi Ｎｉ合金部品の製造方法
CN104805259A (zh) * 2015-04-22 2015-07-29 绍兴文理学院 一种镍基合金成分配比及δ相球化热处理工艺
US10774407B2 (en) 2015-06-19 2020-09-15 University Of Florida Research Foundation, Inc. Nickel titanium alloys, methods of manufacture thereof and article comprising the same
GB201512692D0 (en) * 2015-07-20 2015-08-26 Rolls Royce Plc Ni-base alloy for structural applications
DE102015219351A1 (de) * 2015-10-07 2017-04-13 Siemens Aktiengesellschaft Verfahren zur Herstellung von Produkten aus Stahl oder Titan mit einer ausscheidungshärtenden Nickelbasislegierung und Bauteil
US10563293B2 (en) 2015-12-07 2020-02-18 Ati Properties Llc Methods for processing nickel-base alloys
CN105734241A (zh) * 2016-03-18 2016-07-06 贵州航天精工制造有限公司 一种提高gh2132螺栓高温持久性能的热处理方法
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
EP3323531A1 (en) * 2016-11-18 2018-05-23 Ansaldo Energia IP UK Limited Method for manufacturing a mechanical component
US20180305792A1 (en) * 2017-04-21 2018-10-25 Crs Holdings, Inc. Precipitation Hardenable Cobalt-Nickel Base Superalloy And Article Made Therefrom
CN107641780A (zh) * 2017-10-11 2018-01-30 南通聚星铸锻有限公司 一种镍基沉淀硬化型高温合金热处理工艺
US20190247921A1 (en) * 2018-02-12 2019-08-15 Honeywell International Inc. Methods for additively manufacturing turbine engine components via binder jet printing with nickel-chromium-tungsten-molybdenum alloys
GB2571280A (en) * 2018-02-22 2019-08-28 Rolls Royce Plc Method of manufacture
CN108441704A (zh) * 2018-03-15 2018-08-24 江苏理工学院 一种镍基耐热合金材料及其制备工艺
CN109136717A (zh) * 2018-11-07 2019-01-04 成都先进金属材料产业技术研究院有限公司 低膨胀高温合金热处理方法
US11053577B2 (en) * 2018-12-13 2021-07-06 Unison Industries, Llc Nickel-cobalt material and method of forming
CN109576621B (zh) * 2019-01-18 2020-09-22 中国航发北京航空材料研究院 一种镍基变形高温合金制件的精确热处理方法
US11498121B2 (en) * 2019-03-14 2022-11-15 General Electric Company Multiple materials and microstructures in cast alloys
CN109957745B (zh) * 2019-03-27 2020-11-13 中国航发北京航空材料研究院 一种优化NiTi-Al基粉末合金析出相的热处理方法
CN110592505B (zh) * 2019-09-12 2020-10-20 中国航发北京航空材料研究院 GH720Li合金组织性能精确控制的固溶处理方法
CN111187999B (zh) * 2020-02-17 2020-12-08 河北工业大学 一种增强多晶Ni-Cr-Al基合金抗燃气腐蚀性能的热处理方法
CN113308654B (zh) * 2020-02-27 2022-04-08 南京理工大学 一种具有纳米结构和γ`相复合结构的镍基合金及其制备方法
CN111235434B (zh) * 2020-03-02 2021-07-30 北京钢研高纳科技股份有限公司 一种高温使用的镍基变形高温合金轮盘锻件的制备方法
WO2022132928A1 (en) 2020-12-15 2022-06-23 Battelle Memorial Institute NiCrMoNb AGE HARDENABLE ALLOY FOR CREEP-RESISTANT HIGH TEMPERATURE APPLICATIONS, AND METHODS OF MAKING
US11827955B2 (en) 2020-12-15 2023-11-28 Battelle Memorial Institute NiCrMoNb age hardenable alloy for creep-resistant high temperature applications, and methods of making
CN112705700B (zh) * 2020-12-18 2022-02-08 山东大学 提高Inconel 718激光沉积层高温强度的方法
KR102507347B1 (ko) * 2021-02-10 2023-03-07 창원대학교 산학협력단 적층제조된 초내열합금의 강도 및 연성 향상을 위한 열처리 방법
US11313014B1 (en) 2021-03-04 2022-04-26 National Chung Shan Institute Of Science And Technology Nickel-based superalloy and material thereof
CN113025848B (zh) * 2021-05-24 2021-08-17 北京钢研高纳科技股份有限公司 铁-镍基沉淀强化型高温合金及其制备方法和应用
CN113604762B (zh) * 2021-07-14 2022-04-26 北京科技大学 提升gh4738合金环件高温塑性的真空固溶及时效处理工艺
US11807930B1 (en) 2022-11-02 2023-11-07 University Of Science And Technology Beijing Vacuum solution and aging treatment process for improving high-temperature plasticity of GH4738 rings
CN115572930B (zh) * 2022-11-09 2023-08-29 江苏美特林科特殊合金股份有限公司 一种提高镍基铸造合金综合性能的热处理方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1083121A (zh) * 1993-08-21 1994-03-02 冶金工业部钢铁研究总院 耐磨耐蚀镍基合金
US5527403A (en) * 1993-11-10 1996-06-18 United Technologies Corporation Method for producing crack-resistant high strength superalloy articles
US5556594A (en) * 1986-05-30 1996-09-17 Crs Holdings, Inc. Corrosion resistant age hardenable nickel-base alloy
US20030051777A1 (en) * 2001-09-18 2003-03-20 Koji Sudo Ni based alloy, method for producing the same, and forging die
CN1492065A (zh) * 2002-07-30 2004-04-28 ͨ�õ�����˾ 镍基合金

Family Cites Families (64)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2677830A (en) * 1950-03-09 1954-05-11 Clyde H Allen Ventilating means for toilet bowls
DE1250642B (zh) * 1958-11-13 1967-09-21
US3315846A (en) * 1965-06-24 1967-04-25 Landis H Richard Liquid cooling and dispensing device
US3677830A (en) 1970-02-26 1972-07-18 United Aircraft Corp Processing of the precipitation hardening nickel-base superalloys
US3705827A (en) * 1971-05-12 1972-12-12 Carpenter Technology Corp Nickel-iron base alloys and heat treatment therefor
US4083734A (en) * 1975-07-18 1978-04-11 Special Metals Corporation Nickel base alloy
US3975219A (en) 1975-09-02 1976-08-17 United Technologies Corporation Thermomechanical treatment for nickel base superalloys
US4066447A (en) 1976-07-08 1978-01-03 Huntington Alloys, Inc. Low expansion superalloy
US4219592A (en) 1977-07-11 1980-08-26 United Technologies Corporation Two-way surfacing process by fusion welding
US4236943A (en) * 1978-06-22 1980-12-02 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Precipitation hardenable iron-nickel-chromium alloy having good swelling resistance and low neutron absorbence
US4371404A (en) 1980-01-23 1983-02-01 United Technologies Corporation Single crystal nickel superalloy
FR2503188A1 (fr) 1981-04-03 1982-10-08 Onera (Off Nat Aerospatiale) Superalliage monocristallin a matrice a matuice a base de nickel, procede d'amelioration de pieces en ce superalliage et pieces obtenues par ce procede
US5154884A (en) * 1981-10-02 1992-10-13 General Electric Company Single crystal nickel-base superalloy article and method for making
US5424029A (en) 1982-04-05 1995-06-13 Teledyne Industries, Inc. Corrosion resistant nickel base alloy
US4685978A (en) * 1982-08-20 1987-08-11 Huntington Alloys Inc. Heat treatments of controlled expansion alloy
US5328659A (en) 1982-10-15 1994-07-12 United Technologies Corporation Superalloy heat treatment for promoting crack growth resistance
US4624716A (en) * 1982-12-13 1986-11-25 Armco Inc. Method of treating a nickel base alloy
US4652315A (en) * 1983-06-20 1987-03-24 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Precipitation-hardening nickel-base alloy and method of producing same
US4981644A (en) 1983-07-29 1991-01-01 General Electric Company Nickel-base superalloy systems
FR2555204B1 (fr) 1983-11-18 1986-04-11 Onera (Off Nat Aerospatiale) Superalliage monocristallin a base de nickel, a faible masse volumetrique, pour aubes de turbomachine
FR2557145B1 (fr) * 1983-12-21 1986-05-23 Snecma Procede de traitements thermomecaniques pour superalliages en vue d'obtenir des structures a hautes caracteristiques mecaniques
US4788036A (en) 1983-12-29 1988-11-29 Inco Alloys International, Inc. Corrosion resistant high-strength nickel-base alloy
US4608094A (en) 1984-12-18 1986-08-26 United Technologies Corporation Method of producing turbine disks
US5006163A (en) 1985-03-13 1991-04-09 Inco Alloys International, Inc. Turbine blade superalloy II
US4888253A (en) * 1985-12-30 1989-12-19 United Technologies Corporation High strength cast+HIP nickel base superalloy
US4750944A (en) 1985-12-30 1988-06-14 United Technologies Corporation Laves free cast+hip nickel base superalloy
EP0235075B1 (en) * 1986-01-20 1992-05-06 Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha Ni-based alloy and method for preparing same
FR2593830B1 (fr) 1986-02-06 1988-04-08 Snecma Superalliage a matrice a base de nickel notamment elabore en metallurgie des poudres et disque de turbomachine constitue en cet alliage
US5077004A (en) 1986-05-07 1991-12-31 Allied-Signal Inc. Single crystal nickel-base superalloy for turbine components
FR2599757B1 (fr) 1986-06-04 1988-09-02 Onera (Off Nat Aerospatiale) Superalliage monocristallin a base de nickel, notamment pour aubes de turbomachine
US4793868A (en) * 1986-09-15 1988-12-27 General Electric Company Thermomechanical method of forming fatigue crack resistant nickel base superalloys and product formed
US4814023A (en) 1987-05-21 1989-03-21 General Electric Company High strength superalloy for high temperature applications
FR2615869A1 (fr) * 1987-05-27 1988-12-02 Gen Electric Superalliage moulable et soudable, pieces de construction moulees faites de ce superalliage et procede de traitement thermique d'une telle piece
US5087305A (en) * 1988-07-05 1992-02-11 General Electric Company Fatigue crack resistant nickel base superalloy
US5156808A (en) 1988-09-26 1992-10-20 General Electric Company Fatigue crack-resistant nickel base superalloy composition
US5129970A (en) 1988-09-26 1992-07-14 General Electric Company Method of forming fatigue crack resistant nickel base superalloys and product formed
JP2778705B2 (ja) 1988-09-30 1998-07-23 日立金属株式会社 Ｎｉ基超耐熱合金およびその製造方法
US5403546A (en) 1989-02-10 1995-04-04 Office National D'etudes Et De Recherches/Aerospatiales Nickel-based superalloy for industrial turbine blades
RU2088684C1 (ru) 1990-11-19 1997-08-27 Инко Эллойз Интернэшнл Инк. Сплав, стойкий к окислению (варианты)
JP3084764B2 (ja) * 1991-03-08 2000-09-04 大同特殊鋼株式会社 Ｎｉ基超合金部材の製造方法
US5431750A (en) 1991-06-27 1995-07-11 Mitsubishi Materials Corporation Nickel-base heat-resistant alloys
US5435861A (en) 1992-02-05 1995-07-25 Office National D'etudes Et De Recherches Aerospatiales Nickel-based monocrystalline superalloy with improved oxidation resistance and method of production
US5244515A (en) * 1992-03-03 1993-09-14 The Babcock & Wilcox Company Heat treatment of Alloy 718 for improved stress corrosion cracking resistance
EP0560296B1 (en) 1992-03-09 1998-01-14 Hitachi Metals, Ltd. Highly hot corrosion resistant and high-strength superalloy, highly hot corrosion resistant and high-strength casting having single crystal structure, gas turbine and combined cycle power generation system
US5476555A (en) 1992-08-31 1995-12-19 Sps Technologies, Inc. Nickel-cobalt based alloys
US5416564A (en) * 1994-02-04 1995-05-16 Xerox Corporatin Xerographic process control using developer to photoreceptor current sensing for grid voltage adjust
WO1996000310A1 (en) 1994-06-24 1996-01-04 Teledyne Industries, Inc. Nickel-based alloy and method
FR2722510B1 (fr) * 1994-07-13 1996-08-14 Snecma Procede d'elaboration de toles en alliage 718 et de formage superplastique de ces toles
US5888315A (en) 1995-03-07 1999-03-30 Henkel Corporation Composition and process for forming an underpaint coating on metals
DE19542920A1 (de) * 1995-11-17 1997-05-22 Asea Brown Boveri Eisen-Nickel-Superlegierung vom Typ IN 706
JP2000502405A (ja) * 1995-12-21 2000-02-29 テレダイン インダストリーズ インコーポレイテッド リン及び硼素の水準の調整によるニッケル―クロム―コバルト合金の応力破壊特性
JPH09268337A (ja) * 1996-04-03 1997-10-14 Hitachi Metals Ltd 鍛造製高耐食超耐熱合金
RU2112069C1 (ru) 1996-06-14 1998-05-27 Акционерное общество открытого типа "Пермские моторы" Литейный жаропрочный сплав на основе никеля
JP3184882B2 (ja) * 1997-10-31 2001-07-09 科学技術庁金属材料技術研究所長 Ｎｉ基単結晶合金とその製造方法
WO2000003053A1 (en) 1998-07-09 2000-01-20 Inco Alloys International, Inc. Heat treatment for nickel-base alloys
WO2000044950A1 (fr) * 1999-01-28 2000-08-03 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Fil en alliage resistant a la chaleur
US6193823B1 (en) * 1999-03-17 2001-02-27 Wyman Gordon Company Delta-phase grain refinement of nickel-iron-base alloy ingots
US6496529B1 (en) 2000-11-15 2002-12-17 Ati Properties, Inc. Refining and casting apparatus and method
US6416564B1 (en) 2001-03-08 2002-07-09 Ati Properties, Inc. Method for producing large diameter ingots of nickel base alloys
US6531002B1 (en) 2001-04-24 2003-03-11 General Electric Company Nickel-base superalloys and articles formed therefrom
US6755924B2 (en) 2001-12-20 2004-06-29 General Electric Company Method of restoration of mechanical properties of a cast nickel-based super alloy for serviced aircraft components
US6730264B2 (en) 2002-05-13 2004-05-04 Ati Properties, Inc. Nickel-base alloy
US7156932B2 (en) 2003-10-06 2007-01-02 Ati Properties, Inc. Nickel-base alloys and methods of heat treating nickel-base alloys
US7531054B2 (en) 2005-08-24 2009-05-12 Ati Properties, Inc. Nickel alloy and method including direct aging

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5556594A (en) * 1986-05-30 1996-09-17 Crs Holdings, Inc. Corrosion resistant age hardenable nickel-base alloy
CN1083121A (zh) * 1993-08-21 1994-03-02 冶金工业部钢铁研究总院 耐磨耐蚀镍基合金
US5527403A (en) * 1993-11-10 1996-06-18 United Technologies Corporation Method for producing crack-resistant high strength superalloy articles
US20030051777A1 (en) * 2001-09-18 2003-03-20 Koji Sudo Ni based alloy, method for producing the same, and forging die
CN1492065A (zh) * 2002-07-30 2004-04-28 ͨ�õ�����˾ 镍基合金

Also Published As

Publication number Publication date
US20070029017A1 (en) 2007-02-08
EP2770080A2 (en) 2014-08-27
BRPI0415106A (pt) 2006-11-28
AU2004282496B2 (en) 2010-11-11
AU2004282496A1 (en) 2005-04-28
CA2540212C (en) 2011-11-15
DK1680525T3 (da) 2014-07-14
EP2770080B1 (en) 2016-12-14
EP2770080A3 (en) 2014-11-05
CN1890395A (zh) 2007-01-03
DK2770080T3 (en) 2017-02-20
US20050072500A1 (en) 2005-04-07
MXPA06003569A (es) 2006-06-14
RU2361009C2 (ru) 2009-07-10
US7491275B2 (en) 2009-02-17
KR101193288B1 (ko) 2012-11-02
WO2005038069A1 (en) 2005-04-28
EP2770081A3 (en) 2014-11-05
EP2770081A2 (en) 2014-08-27
RU2006115566A (ru) 2007-11-20
US7527702B2 (en) 2009-05-05
CA2540212A1 (en) 2005-04-28
JP2007510055A (ja) 2007-04-19
KR20060119997A (ko) 2006-11-24
BRPI0415106B1 (pt) 2013-07-23
EP1680525A1 (en) 2006-07-19
US20070029014A1 (en) 2007-02-08
EP1680525B1 (en) 2014-07-02
JP4995570B2 (ja) 2012-08-08
EP2770081B1 (en) 2016-12-14
US7156932B2 (en) 2007-01-02
DK2770081T3 (en) 2017-02-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1890395B (zh) 镍基合金和镍基合金的热处理方法
AU2006324147B9 (en) Nickel alloy and method of direct aging heat treatment
US6730264B2 (en) Nickel-base alloy
JP5867991B2 (ja) Ｎｉ基超合金物品の熱処理方法及び製品
CA2594719A1 (en) Martensitic stainless steel strengthened by ni3ti eta-phase precipitation
US7118636B2 (en) Precipitation-strengthened nickel-iron-chromium alloy
CN114164357B (zh) 一种低成本、低密度镍基单晶高温合金
MX2007010739A (en) Nickel alloy and method of direct aging heat treatment

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CX01 Expiry of patent term

Granted publication date: 20100616

CX01 Expiry of patent term