本發(fā)明大體涉及鎳基合金成分，且更具體而言，涉及適合于諸如燃氣渦輪發(fā)動機的渦輪盤的構件的鎳基超級合金，這些構件需要復晶的顯微結構和完全不同的特性組合，例如蠕變強度、抗拉強度和耐高溫能力。
背景技術：
：燃氣渦輪發(fā)動機的渦輪段定位在燃燒器段的下游，并且包含轉子軸和一個或多個渦輪級，渦輪級各具有通過軸安裝或以別的方式攜帶的渦輪盤(轉子)以及安裝在渦輪盤上并從渦輪盤的周邊徑向延伸出來的渦輪葉片。在燃燒器段和渦輪段中的構件通常由超級合金材料形成，從而在熱的燃燒氣體導致的高溫下取得可接受的機械特性。在現(xiàn)代高壓力比燃氣渦輪發(fā)動機中的較高的壓縮機出口溫度還需要為壓縮機盤、葉片盤以及其它構件使用高性能的鎳超級合金。用于給定構件的合適的合金成分和顯微結構依賴于該構件所遭遇的具體的溫度、應力以及其它條件。舉例來說，翼型構件如葉片和導葉通常由等軸的、定向固化的(DS)或單晶(SX)超級合金來形成，而渦輪盤典型地由一種超級合金形成，其必須經(jīng)歷仔細控制的鍛造、熱處理和表面處理，例如冷作硬化，從而產(chǎn)生具有受控制的粒狀構造和適宜的機械特性的復晶的顯微結構。渦輪盤通常由γ'(gammaprime)沉淀加強的鎳基超級合金(后文中，γ'鎳基超級合金)形成，其包含鉻、鎢、鉬、錸和/或鈷作為與鎳結合以形成γ(γ)基質(zhì)的主元素，并包含鋁、鈦、鉭、鈮和/或釩作為與鎳結合以形成適宜的γ'沉淀物加強相(主要是Ni3(Al，Ti))的主元素。γ'沉淀物典型地是球狀的或立方形的，但細胞狀形狀也可能發(fā)生。然而，如美國專利No.7,740,724中報告得那樣，細胞狀的γ'由于其對蠕變-破壞壽命的損害效應而典型地被認為是不符合要求的。特別值得注意的γ'鎳基超級合金包括Rene88DT(R88DT；美國專利No.4,957,567)和Rene104(R104；美國專利No.6,521,175)，以及以Inconel?、Nimonic?和Udimet?商標售賣的商業(yè)上可獲得的某些鎳基超級合金。R88DT按重量計算具有大約15.0-17.0%的鉻、大約12.0-14.0%的鈷、大約3.5-4.5%的鉬、大約3.5-4.5%的鎢、大約1.5-2.5%的鋁、大約3.2-4.2%的鈦、大約0.5.0-1.0%的鈮、大約0.010-0.060%的碳、大約0.010-0.060%的鋯、大約0.010-0.040%的硼、大約0.0-0.3%的鉿、大約0.0-0.01的釩和大約0.0-0.01的釔、其余量的鎳及伴隨雜質(zhì)的成分。R104按重量計算具有大約16.0-22.4%的鈷、大約6.6-14.3%的鉻、大約2.6-4.8%的鋁、大約2.4-4.6%的鈦、大約1.4-3.5%的鉭、大約0.9-3.0%的鈮、大約1.9-4.0%的鎢、大約1.9-3.9%的鉬、大約0.0-2.5%的錸、大約0.02-0.10%的碳、大約0.02-0.10%的硼、大約0.03-0.10%的鋯、其余量的鎳和伴隨雜質(zhì)的成分。渦輪盤以及其它關鍵的燃氣渦輪發(fā)動機構件通常由晶錠鍛造而成，晶錠通過粉末冶金(P/M)、傳統(tǒng)的鑄造和鍛造處理、以及噴鑄或有核鑄模成形技術產(chǎn)生。雖然可使用任何合適的方法，但是通過粉末冶金形成的γ'鎳基超級合金特別能夠提供蠕變、拉伸和疲勞裂紋生長特性方面良好的平衡，以滿足渦輪盤和某些其它燃氣渦輪發(fā)動機構件的性能要求。在典型的粉末冶金工藝中，所需超級合金的粉末通過例如熱等靜壓(HIP)和/或擠壓固結而經(jīng)歷固結處理。生成的晶錠然后在略低于合金的γ'固溶線的溫度下進行等溫鍛造，從而接近超塑性成形條件，這容許在沒有顯著的冶金應變積累的條件下通過高幾何應變的積累而填充模腔。這些處理步驟設計為用于在晶錠中保持原始細粒尺寸(例如，ASTM10至13或更細)，取得高的可塑性以填充接近凈成型鍛模，避免鍛造期間的破裂，并保持相對較低的鍛造應力和模具應力。為了改善高溫下的疲勞裂紋生長強度和機械特性，這些合金通常在其γ'固溶線溫度之上進行熱處理(大體被稱為溶解熱處理或超固溶線熱處理)，以便溶解沉淀物并造成晶粒顯著均勻的粗大化。在許多γ'鎳基超級合金中，鉿(Hf)包含在規(guī)定的超級合金成分范圍內(nèi)作為加強元素。例如，在Mourer等人的美國專利No.8,613,810中所述的γ'鎳基超級合金包括0.05重量%至0.6重量%的鉿。據(jù)信較高的Hf傾向于在晶粒邊界促成扇形γ'，從而產(chǎn)生所需的交織的晶粒結構。即使在超級合金成分中具有這些鉿的好處，但是相對較高的鉿的成本限制了其在許多應用中的使用。另外，鉿與某些坩堝材料是反應性的，這進一步限制了其使用。在許多γ'鎳基超級合金中，鋯(Zr)也包含在規(guī)定的超級合金成分范圍內(nèi)，因為其有助于高溫特性變異性。具體地說，人們通常認為共同添加B和Zr(各大約0.01%)會提供甚至更好的破裂強度、延展性和可加工性。然而，鋯(Zr)在γ'鎳基超級合金中的使用已經(jīng)受到限制，因為Zr在燃氣渦輪構件領域中具有“壞的反應物”的名聲。主要Zr已經(jīng)與增加的多孔性(尤其在整體的輪鑄件中)和熱裂開相關聯(lián)。較高的Zr被被認為降低了初期的熔點，并增加了鑄件或鑄錠中的共晶成分。粉末冶金處理的使用減輕了這些多孔性和共晶問題。技術實現(xiàn)要素：在以下描述中將部分地陳述本發(fā)明的方面和優(yōu)勢，或者可從描述中明白本發(fā)明的方面和優(yōu)勢，或者可通過本發(fā)明的實踐學習到本發(fā)明的方面和優(yōu)勢。本發(fā)明大體提供了一種含Hf的γ'鎳基超級合金以及其制造方法。在一個實施例中，含Hf的γ'鎳基超級合金包括：大約10重量%至大約22重量%的鈷、大約9重量%至大約14重量%的鉻、0重量%至大約10重量%的鉭、大約2重量%至大約6重量%的鋁、大約2重量%至大約6重量%的鈦、大約1.5重量%至大約6重量%的鎢、大約1.5重量%至大約5.5重量%的鉬、0重量%至大約3.5重量%的鈮、大約0.01重量%至大約1.0重量%的鉿、大約0.02重量%至大約0.1重量%的碳、大約0.01重量%至大約0.4重量%的硼、大約0.15重量%至大約1.3重量%的鋯和其余量的鎳及雜質(zhì)。在一個特定的實施例中，γ'鎳基超級合金中的鉿和鋯的總量是大約0.3重量%至大約1.5重量%。本發(fā)明大體還提供了一種γ'鎳基超級合金和其制造方法。在一個實施例中，γ'鎳基超級合金包括：0重量%至大約21重量%的鈷、大約10重量%至大約30重量%的鉻、0重量%至大約4重量%的鉭、0.1重量%至大約5重量%的鋁、0.1重量%至大約10重量%的鈦、0重量%至大約14重量%的鎢、0重量%至大約15重量%的鉬、0重量%至大約40重量%的鐵、0重量%至大約1重量%的錳、0重量%至大約1重量%的硅、0重量%至大約5重量%的鈮、0重量%至大約0.01重量%的鉿、0重量%至大約0.35重量%的碳、0重量%至大約0.35重量%的硼、大約0.25重量%至大約1.3重量%的鋯和其余量的鎳及雜質(zhì)，其中γ'鎳基超級合金包括至少4重量%的組合量的鋁和鈦，并且其中γ'鎳基超級合金包括鎢、鈮或其混合物。在某些實施例中，γ'鎳基超級合金包括0重量%至大約0.008重量%的鉿，并且可以沒有鉿。本發(fā)明還提供了一種γ'鎳基超級合金，其包括總重量足夠形成定位在合金的晶粒邊界上的細胞狀沉淀物的Ti和Zr的組合，其中細胞狀沉淀物限定γ'臂，其使其定位所在的晶粒邊界變形。根據(jù)這里公開的任何實施例，含Hf的γ'鎳基超級合金和/或γ'鎳基超級合金在某些實施例中包括細胞狀沉淀物，其主要定位在合金的晶粒邊界處，使得細胞狀沉淀物限定γ'臂，其使其定位所在的晶粒邊界變形。超級合金還可包括比細胞狀沉淀物更細的γ'沉淀物(例如立方形的或球形的沉淀物)。例如，合金可包含大約體積5%至大約體積12%的細胞狀沉淀物和/或大約43體積%至大約50體積%的更細的γ'沉淀物。本發(fā)明還提供了一種燃氣渦輪發(fā)動機的旋轉構件(例如渦輪盤或壓縮機盤)，其中旋轉構件由根據(jù)這里公開的任何實施例所述的含Hf的γ'鎳基超級合金和/或γ'鎳基超級合金來形成。在參照以下描述和附屬權利要求的條件下，本發(fā)明的這些以及其它的特征、方面和優(yōu)點將變得更好理解。附圖包含在本說明書中，并組成本說明書的一部分，附圖顯示了本發(fā)明的實施例，并且與細節(jié)描述一起用于解釋本發(fā)明的原理。附圖說明在說明書的結論部分中特別指出并明確申明了被看作本發(fā)明的主題。然而通過參照結合附圖所做的描述可最好地理解本發(fā)明，其中：圖1是根據(jù)本發(fā)明的一個實施例的用于燃氣渦輪發(fā)動機中的一類示例性的渦輪盤的透視圖；圖2示意性地顯示了根據(jù)本發(fā)明的一個實施例的超級合金襯底上的防腐蝕和氧化涂層的橫截面圖；圖3是超級合金成分的細胞狀γ'沉淀物的示意圖。具體實施方式化學元素在本公開中利用其常用的化學縮寫，例如常見于元素周期表上的化學縮寫進行論述。例如，氫由其常用的化學縮寫H表示；氦由其常用化學縮寫He表示等等?，F(xiàn)在將詳細參考本發(fā)明的實施例，圖中顯示了其一個或多個示例。各個示例是作為本發(fā)明的說明，而非本發(fā)明的限制而提供的。實際上，本領域中的技術人員應該懂得，在不脫離本發(fā)明的范圍或精神的條件下可在本發(fā)明中做出各種修改和變化。例如，作為一個實施例的一部分而被顯示或被描述的特征可供另一實施例使用，從而產(chǎn)生又一實施例。因而，本發(fā)明意圖覆蓋落在附屬權利要求和其等效等效方案的范圍內(nèi)的這種修改和變化。本發(fā)明大體提供了γ'鎳基超級合金，其特別適合通過熱加工(例如鍛造)操作而產(chǎn)生的具有復晶的顯微結構的構件。在圖1中顯示了這種構件的一個具體的示例，如用于燃氣渦輪發(fā)動機的高壓渦輪盤10。本發(fā)明將參照盤10的處理進行論述，但是本領域中的技術人員應該懂得，本發(fā)明的教導和好處也適用于壓縮機盤和燃氣渦輪發(fā)動機的葉片盤，以及其它在高溫下遭遇應力并因此需要高溫超級合金的構件。圖1中所示的盤10大體包括外輪緣12、中心輪轂或孔14、以及位于輪緣12和孔14之間的腹板16。輪緣12配置為用于通過包括沿著盤外周邊的鳩尾榫槽13而連接渦輪葉片(未顯示)，其中渦輪葉片插入到盤外周邊中。采用通孔形式的孔18居中地定位在孔14中，用于將盤10安裝在軸上，并因此孔18的軸線與盤10的旋轉軸線重合。盤10是整體的鍛件，并代表用于航空發(fā)動機中的渦輪盤，包括但不局限于高旁路燃氣渦輪發(fā)動機，例如由通用電器公司制造的那些燃氣渦輪發(fā)動機。圖1中所示類型的盤典型地通過等溫鍛造細晶粒的晶錠而產(chǎn)生，晶錠通過粉末冶金(PM)、鑄型和鍛造處理或噴鑄或有核鑄模類型的技術來形成。在利用粉末冶金工藝的特定的實施例中，晶錠可通過固結超級合金粉末來形成，例如通過熱等靜壓(HIP)或擠壓固結而形成。晶錠典型地在超塑性成形條件下，在合金的再結晶溫度或接近合金的再結晶溫度但小于合金的γ'固溶線溫度的溫度下進行鍛造。在鍛造之后，執(zhí)行超固溶線(溶液)熱處理，在此期間發(fā)生晶粒生長。超固溶線熱處理是在高于超級合金的γ'固溶線溫度(但低于初期熔化溫度)的溫度下執(zhí)行的，從而使處理過的晶粒結構再結晶，并分解(溶解)超級合金中的γ'沉淀物(主要(Ni,Co)3(Al,Ti))。在超固溶線熱處理之后，該構件以合適的速率冷卻，以在γ基質(zhì)中或在晶粒邊界處再沉淀γ'，從而取得所需的特定的機械特性。該構件還可經(jīng)歷利用已知技術的老化處理。因為渦輪盤10的孔14和腹板16具有比輪緣12更低的操作溫度，所以在輪緣12和孔14中需要不同的特性，在這種情況下，不同的顯微結構對于輪緣12和孔14也可能是最優(yōu)的。典型地，相對較細的晶粒度對于孔14和腹板16是最優(yōu)的，以提高抗拉強度、爆破強度以及耐低循環(huán)疲勞(LCF)的強度，而較粗糙的晶粒度在輪緣12中是更好的，以提高高溫下的抗蠕變、抗應力破壞和抗LCF、以及耐疲勞裂紋生長強度。另外，晶粒邊界特征隨著操作溫度升高而變得更為重要，并且晶粒邊界失效模式變成限制性行為。這種被朝著晶粒邊界的趨勢驅(qū)動的行為成為限制因素導致了超固溶線粗糙晶粒處理的使用，部分地為了提供更曲折的晶粒邊界失效路徑，這促進了高溫行為方面的改善。因而晶粒邊界因素在盤的輪緣處甚至更為重要，晶粒邊界因素包括晶粒邊界的鋸齒程度，從而用于增加潛在晶粒邊界失效路徑的曲折度。如之前論述的那樣，與更先進的發(fā)動機相關聯(lián)的較高的操作溫度對于渦輪盤，尤其對渦輪盤輪緣的蠕變和耐裂紋生長特征提出了更大的需求。雖然耐疲勞裂紋生長強度在輪緣12中可通過在溶解熱處理之后避免過高的冷卻速率或減少冷卻速率或淬火而得以改善，這種改善典型地是以輪緣12中的蠕變特性為代價而獲得的。此外，因為盤輪緣12典型地更薄，具有減小的橫截面，所以必須對保持較低的冷卻速率給予特別的注意，這增加盤熱處理調(diào)度和任何冷卻速率程序、夾具或器械的復雜性。γ'鎳基超級合金大體經(jīng)過包括溶解熱處理和淬火在內(nèi)的處理，從而具有包含γ'的細胞狀沉淀物的顯微結構。在圖3中示意性地顯示了細胞狀沉淀物30。在圖3中，所示細胞狀沉淀物具有扇形結構，其包括從公共且小得多的原點輻射出來的多個臂。在特定的實施例中，細胞狀沉淀物被相當小的(細的)γ'沉淀物包圍，相當小的(細的)γ'沉淀物散布在細胞狀沉淀物的較大的臂之間，并且大體被分散在整個晶粒內(nèi)部。同細胞狀沉淀物相比，更小的γ'沉淀物更為離散，且典型地是立方形的或球形的，大體具有在γ'沉淀加強的鎳基超級合金中典型地能發(fā)現(xiàn)的類型、形狀和尺寸。更小的γ'沉淀物的體積率大于細胞狀沉淀物的體積率，并且典型地在大約43體積%至大約50體積%的范圍內(nèi)。術語“細胞狀”這里是按照與本領域中一致的方式使用的，即指向晶粒邊界生長的γ'相，其造成該相具有有機細胞的外觀。更具體地說，γ'細胞狀沉淀物的生長是固態(tài)轉變的結果，其中沉淀物有核，并且隨著對準的群體向晶粒邊界生長。雖然不希望受到任何理論的束縛，但是可推測在溶解后淬火期間，過飽和的γ基質(zhì)使γ'不均質(zhì)地成核，γ'以扇形結構形態(tài)朝著晶粒邊界生長，并使晶粒邊界由其優(yōu)選的低能量最小曲率路徑變形。圖3中所示的細胞狀沉淀物30定位在超級合金的復晶顯微結構的兩個晶粒34之間的邊界32處。沉淀物30具有基底部分36和扇形部分38，扇形部分38從中心位置或軌跡點40以遠離總體原始軌跡的方向延伸，總體原始軌跡可包括基底部分36。明顯地，扇形部分38比基底部分36(如果存在)大得多。此外，扇形部分38具有大且明確限定的多個瓣部或臂42，其導致扇形部分38具有盤旋的邊界44。雖然從二維觀察時，臂42為沉淀物30賦予了扇形外觀，但當從觀測的其全三維性質(zhì)來看時，臂42更像椰菜花類型的形態(tài)。圖3代表朝著局部晶粒邊界32延伸并使其優(yōu)選的自然路徑變形的扇形部分38的臂42，自然路徑通常是低能量最小曲率路徑。在存在足夠體積率的圖3所示的細胞狀沉淀物的條件下，例如至少5體積%，例如大約5體積%至大約12體積%，超級合金的晶粒邊界傾向于具有鋸齒形的、盤旋的或其它不規(guī)則形狀，這則產(chǎn)生了曲折的晶粒邊界破裂路徑，其被認為提高了超級合金的疲勞裂紋生長強度。雖然不希望受到任何特定理論的束縛，但人們認為細胞狀γ'沉淀物的扇形部分看起來優(yōu)選朝著超級合金的晶粒邊界進行定向，并且典型地觀測到廣泛的扇形區(qū)域與晶粒邊界相交或重合。扇形部分的明顯生長會受到關注，其使晶粒邊界變形至晶粒邊界具有非常不規(guī)則形狀的程度，通常描繪扇形部分的輪廓，并產(chǎn)生呈現(xiàn)一定程度的晶?；ユi的形態(tài)。某些晶粒邊界已經(jīng)被觀測到具有接近球窩布置的形態(tài)，證實了由扇形部分造成的高度的晶粒邊界鋸齒形態(tài)或曲折度。在特定的實施例中，γ'鎳基超級合金形成鋸齒形或曲折的晶粒邊界，其通過圖3中所示類型的扇形細胞狀沉淀物，通過應用溶解了所有γ'沉淀物的溶解熱處理來促進，之后以某一速率冷卻下來或淬火，這可以容易利用傳統(tǒng)的熱處理設備來實現(xiàn)。優(yōu)選的溶解熱處理也不需要復雜的熱處理調(diào)度，例如緩慢且受控制的初始冷卻速率，并且高溫保持γ'固溶線溫度以下，就如之前促進鋸齒成形所需要的那樣。此外，利用優(yōu)選的熱處理在超級合金中產(chǎn)生的鋸齒形的且曲折的晶粒邊界已經(jīng)被觀測到具有比通過晶粒邊界局部的γ'沉淀物的簡單生長所產(chǎn)生的晶粒邊界更大的幅度和更高程度的外觀互鎖。一個特定的熱處理示例尾隨在由超級合金利用合適的鍛造(熱加工)工藝產(chǎn)生物品之后。超級合金鍛件在大約2100°F至2175°F(大約1150°C至大約1190°C)或更高的溫度下進行超固溶線溶解，在此之后，整個鍛件可在大約50至大約300°F/分鐘(大約30至大約170°C/分鐘)的速率下，更優(yōu)選在大約100至大約200°F/分鐘(大約55至大約110°C/分鐘)的速率下進行冷卻。冷卻直接從超固溶線溫度執(zhí)行至大約1600°F(大約870°C)或更小的溫度。因此不需要執(zhí)行涉及多個不同的冷卻速率、高溫控制和/或較緩慢的淬火的熱處理，以促進晶粒邊界具有鋸齒形、盤旋的或其它不規(guī)則的形狀，這又產(chǎn)生了被認為促進了超級合金的疲勞裂紋生長強度的曲折的晶粒邊界破裂路徑。鎳基超級合金主要通過基質(zhì)中的Ni3Alγ'相進行加強。Ni-Al相圖指出Ni3Al相具有更廣的潛在化學成分的范圍。寬泛的化學成分范圍暗示了煉制大量γ'合金是可行的。γ'中的Ni位置主要由Ni占據(jù)，但“Ni位置”可能實際上包含可觀的Co含量。聚焦于“Al位置”，Al原子可能被諸如Si,Ge,Ti,V,Hf,Zr,Mo,W,Ta或Nb原子置換。在γ'合金煉制中的主要因素是元素的相對大小/直徑以及其對γ'晶格變形和增加共格應變的影響。雖然它們是潛在有效的添加劑，但是Si,Ge和V具有減少用于煉制γ'合金的適宜性的因素。鉬和鎢限制了Ni3X中的X的溶解度，并且其對由于Ni3X中的晶格參數(shù)的變化所造成的錯配的影響不是可觀的。聚焦通過Ti,Hf,Zr,Ta或Nb煉制γ'合金，它們僅基于增加直徑和增加耐火性所增加的效應對其重新排序Ti,Nb/Ta和Zr/Hf(最適宜的)。因此，由于相對較大的原子尺寸以及這些原子價之間的差異、APB能量、以及與(100)面上的交叉滑移相關聯(lián)的能量，Hf和Zr是γ'鎳基超級合金中高度有效的加強元素(例如Ni3Al)。人們認為Hf和Zr增加作用在(100)面上的CRSS(解決的關鍵的剪應力)，并且僅僅微弱地影響(111)面。因而，增加了滑移系統(tǒng)的傳遞溫度。另外，Hf和Zr減少了APB能量，增加了與超位錯相關聯(lián)的{111}至{100}的交叉滑移的速率。另外，目前人們認為較高的Hf水平傾向于促進晶粒邊界處的扇形γ'產(chǎn)生所需的互鎖晶粒結構，例如圖3中所示，并且認為Ti/Zr/Hf水平和相對量是扇形γ'成形的關鍵因素?；谄湓谥芷诒碇械奈恢茫ㄆ湓又睆?，Zr被認為提供了與Hf相似的增強晶粒邊界處的扇形γ'的效果，在高溫行為方面具有與高度曲折的晶粒邊界路徑和互鎖晶粒結構相一致的改善。使用Zr替代Hf在成本和內(nèi)容物含量方面具有潛在的優(yōu)勢。另外，Zr傾向于填充界面邊界或晶粒邊界處的晶格不連續(xù)性，增加了成角度的晶格之間的結構規(guī)則性和粘合強度。這種界面偏析和空位填充還將用于減少或阻礙這種物質(zhì)的晶粒邊界擴散，例如氧和硫，這是高溫行為方面的主要因素。因而，增強的Zr水平可在晶粒邊界和硼化物/基質(zhì)界面處進一步富集，并在MC碳化物和基質(zhì)中變成固溶體，可能改變了初級MC碳化物，并影響了γ'形態(tài)。因而，Zr的添加可填充晶粒邊界空位，從而通過減少空位密度和增加GB之間的粘合強度而改善晶粒邊界結構。大體的機制是奇數(shù)的原子(~20-30%過大或過小)在晶粒邊界處分離，填充空位和減少晶粒邊界擴散。當Zr聚集在晶粒邊界并填充晶粒邊界微型空腔時，這減少了晶粒邊界應力集中，延緩了裂紋發(fā)源和傳播，并增加了破壞壽命和延長率。另外，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)鋯形成Zr4C2S2，極大地減少了晶粒邊界處的元素硫的量，并延緩了晶粒邊界裂紋的產(chǎn)生。這些傾向促進了應力的適應性，改善了延展性，并延緩裂紋的發(fā)源和傳播，增加了合金的高溫強度和耐力。盡管Zr有各種好處，但是在鍛造的超級合金中使用了0.05重量%微乎其微水平的Zr，某些合金高達0.10重量%。然而，較高的Zr富集水平(例如大約0.15重量%至大約1.3重量%，例如0.2重量%至大約0.4重量%)具有進一步改善的可能，尤其作為Hf的替代或增加Hf添加劑。因為Ti/Zr/Hf水平和相對量被認為是扇形γ'成形的關鍵因素，以下論述致力于兩種類型的γ'鎳基超級合金：(1)含Hf的γ'鎳基超級合金和(2)無Hf或只包含微乎其微量的Hf(例如高達0.01重量%)的γ'鎳基超級合金。在一個實施例中，大體提供的含Hf的γ'鎳基超級合金包括：大約10重量%至大約25重量%的鈷(例如大約17重量%至大約21重量%的鈷)、大約9重量%至大約14重量%的鉻(例如大約10.5重量%至大約13重量%的鉻)、0重量%至大約10重量%的鉭(例如大約4.6重量%至大約5.6重量%的鉭)、大約2重量%至大約6重量%的鋁(例如大約2.6重量%至大約3.8重量%的鋁)、大約2重量%至大約6重量%的鈦(例如大約2.5重量%至大約3.7重量%的鈦)、大約1.5重量%至大約6重量%的鎢(例如大約2.5重量%至大約4.5重量%的鎢)、大約1.5重量%至大約5.5重量%的鉬(例如大約2重量%至大約5重量%的鉬)、0重量%至大約3.5重量%的鈮(例如大約1.3重量%至大約3.2重量%的鈮)、大約0.01重量%至大約1.0重量%的鉿(例如大約0.3重量%至大約0.8重量%的鉿)、大約0.02重量%至大約0.1重量%的碳(例如大約0.03重量%至大約0.08重量%的碳)、大約0.01重量%至大約0.4重量%的硼(例如大約0.02重量%至大約0.04重量%的硼)、大約0.15重量%至大約1.3重量%的鋯(例如大約0.25重量%至大約1.0重量%的鋯，例如大約0.25重量%至大約0.55重量%)、以及其余量的鎳和雜質(zhì)。在下表1中概括了上面陳述的成分范圍，其以重量百分比(重量%)來表達：表1成分寬泛的(重量%)優(yōu)選的(重量%)示例性的(重量%)Co10.0-25.017.0-21.020.0Cr9.0-14.010.5-13.011.0Ta高達10.04.6-5.65.0Al2.0-6.02.6-3.83.2Ti2.0-6.02.5-3.72.7W1.5-6.02.5-4.54.3Mo1.5-5.52.0-5.02.5Nb高達3.51.3-3.22.0Hf0.01-1.00.3-0.80.5C0.02-0.100.03-0.080.058B0.01-0.40.02-0.040.03Zr0.15-1.30.25-0.550.25Ni其余其余其余表1中規(guī)定的合金的鈦：鋁重量比被認為是重要的，其基礎是較高的鈦水平對于大多數(shù)機械特性大體是有益的，但是較高的鋁水平提高了對于高溫下的使用所必要的合金穩(wěn)定性。鉬:鉬+鎢重量比也被認為是重要的，因為這個比值指出了用于高溫響應的耐火材料含量，并且平衡γ和γ'相的耐火材料含量。另外，鈦、鉭和鉻(與其它難熔元素)的量得以平衡，以避免產(chǎn)生脆化相，例如σ相或η相或其它拓撲密排(TCP)相，其是不符合要求的，并且在大量的情況下將降低合金能力。除表1中所列出的元素之外，人們認為可存在較少量的其它合金成分，而不會導致不符合要求的特性。這種成分和其量(按重量計算)包括高達2.5%的錸、高達2%的釩、高達2%的鐵和/或高達0.1%的鎂。根據(jù)本發(fā)明一個優(yōu)選的方面，表1中所述的超級合金提供了用于平衡改善耐高溫特性方面的可能，包括高溫下蠕變和疲勞裂紋生長強度方面的改善，同時限制與Hf使用相關聯(lián)的負面影響。雖然在上面表1中參照一種具體的γ'鎳基超級合金進行了論述，但在包含Hf的任何γ'鎳基超級合金中可利用Zr替代Hf。在這個實施例中，在γ'鎳基超級合金中存在鉿和鋯，其中鉿和鋯(Hf+Zr)的總量是大約0.3重量%至大約1.5重量%。例如，在這樣一個實施例中，鋯的量可能是至少γ'鎳基超級合金的大約0.25重量%(例如大約0.25重量%至大約1.0重量%的鋯，例如大約0.25重量%至大約0.55重量%)，其中至少存在一定量的鉿(例如大約0.01重量%至大約1.0重量%)。參照表2，其該出了若干種商業(yè)上可得到的含Hfγ'鎳基超級合金的成分，其以重量百分比(重量%)來表達：表2如上所述，在各個這些含Hfγ'鎳基超級合金中的Zr的濃度可增加至大約0.15重量%至大約1.3重量%，例如大約0.25重量%至大約0.55重量%，同時減少了Hf濃度。然而，許多合金容許Hf作為一種組成，但不正式地確定其為合金成分的一部分。在這些合金中，就算有的話，Hf的濃度典型地以微乎其微的量存在。也就是說，這種合金包括0重量%(即，無Hf)至大約0.01重量%(即，存在微乎其微量的Hf)。因而備選實施例致力于包含微乎其微的Hf和/或沒有Hf的γ'鎳基超級合金。在這些包含微乎其微的Hf和/或沒有Hf的γ'鎳基超級合金中，Zr濃度是大約0.15重量%至大約1.3重量%，例如大約0.25重量%至大約0.55重量%，同時如果有的話也進一步最大限度地減少了Hf存在的需求，并仍然實現(xiàn)了改善的蠕變強度、抗拉強度和耐高溫能力。如此改善的合金可使超級合金的晶粒邊界具有增強的鋸齒形的盤旋的或其它不規(guī)則的形狀，這又產(chǎn)生了被認為提高了超級合金的疲勞裂紋生長強度的曲折的晶粒邊界破裂路徑。例如，在這樣一個實施例中，鋯的量可能是至少γ'鎳基超級合金的大約0.15重量%(例如大約0.25重量%至大約1.3重量%的鋯，例如大約0.25重量%至大約0.55重量%)，其中鉿的量完全不存在或微乎其微地存在于γ'鎳基超級合金中(例如大約0.001重量%至大約0.1重量%，例如大約0.01重量%至大約0.08重量%)。另外，為了證明γ'鎳基超級合金為高強度，合金成分包括至少大約4重量%的組合量的Al和Ti(例如大約4重量%至大約15重量%)，以及至少鎢或鈮的其中一個或這兩者。因而，在一個實施例中，大體提供了一種γ'鎳基超級合金，其包括0重量%至大約0.01重量%的Hf、至少大約4重量%的組合量的Al和Ti(例如大約4重量%至大約15重量%)、至少W或Nb的其中一種、以及大約0.15重量%至大約1.3重量%的鋯，例如大約0.25重量%至大約0.55重量%的鋯。這種γ'鎳基超級合金包括：大約0重量%至大約21重量%的鈷(例如大約1重量%至大約20重量%的鈷)、大約10重量%至大約30重量%的鉻(例如大約10重量%至大約20重量%的鉻)、0重量%至大約4重量%的鉭(例如0重量%至大約2.5重量%的鉭)、0.1重量%至大約5重量%的鋁(例如大約1重量%至大約4重量%的鋁)、0.1重量%至大約10重量%的鈦(例如大約0.2重量%至大約5重量%的鈦)、0重量%至大約14重量%的鎢(例如大約1重量%至大約6.5重量%的鎢)、0重量%至大約15重量%的鉬(例如大約1重量%至大約10重量%的鉬)、0重量%至大約40重量%的鐵(例如0重量%至大約15重量%的鐵)、0重量%至大約1重量%的錳(例如0重量%至大約0.5重量%的錳)、0重量%至大約1重量%的硅(例如0重量%至大約0.5重量%的硅)、0重量%至大約5重量%的鈮(例如0重量%至大約3.6重量%的鈮)、0重量%至大約0.01重量%的鉿(例如0重量%至大約0.005重量%的鉿)、0重量%至大約0.35重量%的碳(例如大約0.01重量%至大約0.1重量%的碳)、0重量%至大約0.35重量%的硼(例如大約0.01重量%至大約0.01重量%的硼)、大約0.15重量%至大約1.3重量%的鋯(例如大約0.25重量%至大約1.0重量%的鋯，例如大約0.25重量%至大約0.55重量%)、以及其余量的鎳和雜質(zhì)。在下表3中概括了上面陳述的成分范圍，其以重量百分比(重量%)來表達：表3成分寬泛的(重量%)優(yōu)選的(重量%)Co0-21.01-20Cr10-3010-20Ta0-40-2.5Al0.1-5.01-4Ti0.1-100.2-5W0-141-6.5Mo0-151-10Fe0-400-15Mn0-10-0.5Si0-10-0.5Nb0–50–3.6Hf0-0.010-0.005C0-0.350.01-0.1B0-0.350.01-0.1Zr0.15-1.30.25-0.55Ni其余其余除表3中所列出的元素之外，人們認為可存在較少量的其它合金成分，而不會導致不符合要求的特性。這種成分和其量(按重量計算)包括高達2.5%的錸、高達2%的釩、高達2%的鐵和/或高達0.1%的鎂。根據(jù)本發(fā)明一個優(yōu)選的方面，表3中所述的超級合金提供了用于平衡改善耐高溫特性方面的可能，包括高溫下蠕變和疲勞裂紋生長強度方面的改善，同時限制與Hf使用相關聯(lián)的負面影響。表4顯示了若干種商業(yè)上可得到的無Hf的γ'鎳基超級合金的成分，其以重量百分比(重量%)來表達：表4如上所述，在各個這些包含微乎其微的Hf或沒有Hf的γ'鎳基超級合金中的Zr的濃度可增加至大約0.15重量%至大約1.3重量%，例如大約0.25重量%至大約0.55重量%，同時接近或完全消除了合金中的任何Hf(即，小于大約0.01重量%)。因而可改善表4中所示的各種合金，以包括大約0.25重量%至大約1.3重量%的Zr，例如大約0.25重量%至大約0.55重量%的Zr。在一個實施例中，超級合金構件可具有耐腐蝕涂層。參照圖2，所示的耐腐蝕涂層22沉淀在超級合金襯底26的表面區(qū)域24上。超級合金襯底26可能是圖1的盤或燃氣渦輪發(fā)動機中的任何其它構件。本文使用示例來公開本發(fā)明，包括最佳模式，并且還可使本領域中的技術人員實踐本發(fā)明，包括制造和利用任何裝置或系統(tǒng)，并執(zhí)行任何所含方法。本發(fā)明可達到專利的范圍由權利要求限定，并且可包括本領域中的技術人員想到的其它示例。如果這些其它示例包括并非不同于權利要求語言的結構元件，或者如果其包括與權利要求語言無實質(zhì)差異的等效的結構元件，那么這些其它示例都屬于權利要求的范圍內(nèi)。當前第1頁1 2 3