CN101517107B

CN101517107B - 燃气涡轮机应用的镍基合金

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Publication number: CN101517107B
Application number: CN2007800355168A
Authority: CN
Inventors: 查尔斯·比昂多; J·佩奇·施特罗尔; 杰弗里·W·塞缪尔森; 格哈特·E·富克斯; 斯坦利·T·沃洛德克; 拉莫纳·T·沃洛德克
Original assignee: Power Systems Manufacturing LLC
Current assignee: Ansaldo Energia IP UK Ltd
Priority date: 2006-07-25
Filing date: 2007-07-25
Publication date: 2011-08-03
Anticipated expiration: 2027-07-25
Also published as: EP2069546A2; BRPI0715480A2; RU2443792C2; KR101355315B1; RU2009106443A; WO2008091377A2; KR20090040900A; CN101517107A; MX2009001016A; JP2010507725A; AU2007345231A1; ZA200901205B; AU2007345231C1; EP2069546A4; US9322089B2; JP5322933B2; US20100080729A1; WO2008091377A3; CA2658848A1; AU2007345231B2

Abstract

公开了适合于铸造具有较低密度的燃气涡轮机部件的镍基合金和获得改善强度的基本热处理过程。还公开了能够提供定向凝固和等轴铸件的合金的多个实施方案。还公开了使用改进的镍基合金生产一种铸造和热处理制品的方法。

Description

燃气涡轮机应用的镍基合金

发明领域

本发明涉及燃气涡轮机。更具体地说，本发明的实施方案涉及用于铸造燃气涡轮机部件的镍基合金。

发明背景

已知燃气涡轮机在发动机部件(尤其是涡轮部的部件)暴露于高工作温度和高运转应力的极端环境下工作。为使涡轮机部件耐受这些条件，必要的是由具有这样一类属性的材料制造涡轮机部件，所述属性为能经受住长时间接触这类高温和运转应力、同时能接受足够冷却以降低有效工作温度。这对涡轮机动叶片(bucket)或桨叶(blade)以及喷嘴(nozzle)或叶片(vane)而言尤其是理想的，它们恰好处于燃烧部分的热气通路流中。

在改善燃气涡轮机效率的研究中，可以提高燃烧部分的工作温度，以便使燃料更完全燃烧。结果，涡轮部分的温度也增加。就在较高温度下运转而不妨碍部件完整性的涡轮机材料而言，需要对涡轮机部件进行另外冷却或改进的材料性能。然而，通过更换空气以冷却涡轮机部件，可使燃烧过程的空气量减少，从而降低了其效率。这对通过升高工作温度产生改善燃气涡轮机效率的目的而言是作用相反的。因此，需要在不减少存在的气流量和发动机效率的情况下提供操作改善。

点火温度增加的结果是材料结构进一步改变。即在指定材料的工作温度增加时，能够承受负荷下降。在燃气涡轮机的工作温度随时间增加以便改善发动机效率时，引入许多具有改善温度性能的材料。一种这类实例为通常称作CM-247的由Cannon-Muskegon Corporation of Muskegon，Michigan生产的合金。该合金的形式公开在美国专利4,461,659中。该合金为已经开发出的具有通过减少晶界裂纹而改善的强度的许多种合金之一。

燃气涡轮机应用的另一种改进合金由The General Electric Company研发。为生产燃气涡轮机桨叶和叶片的用途而研发了GTD-111，一种具有改善的耐热腐蚀性的镍基合金。这种合金的性能公开在美国专利6,416,596和6,428,637中。

此外，除改进的合金外，还研发了铸造技术来改善动叶片和喷嘴以及其它燃气涡轮机部件的强度。正如燃气涡轮机翼片(airfoil)领域技术人员可以理解的，浇铸铸造的强度和其中任何内在的弱点为铸件晶粒之间晶界的大小和位置的函数。特别地，铸造技术已经从浇铸金属并部件冷却时晶界自由形成的常规或等轴(equiaxed)方法，发展成了浇铸金属并以单向形成晶界的方式冷却时的定向凝固(DS)铸造方法，后者优选使<001>晶向与翼片的纵向平行。通过将晶界(通常是铸件最薄弱部分)调成在基本垂直于翼片上负荷的方向，实现铸造强度，延展性和抗热疲劳的显著改善。最近以来，为通过以形成单晶或颗粒结构的方式冷却铸件消除彼此的晶界而在铸造方法上得到了改进，由此消除了晶界。这种类型的铸件是迄今为止强度最高的类型，然而，它因各种加工要求和合金成本而成为最昂贵的生产铸件。一般而言，单晶铸件的应用在极高温度，存在过高机械负荷或涡轮机所要求的几何形状等场合时受到限制。考虑到铸造方法和所用合金，还涉及到必须进行其他加工的问题。即根据铸造技术和相关的合金，必然出现耗时和昂贵的加工来形成该特定合金的涡轮机部件。

尽管在合金研发，冷却技术和铸造过程方面得到了显著改进，但是对进一步的改善而言仍然存在明显的差距。特别地，对具有至少现有合金性能的合金，对改善的拉伸强度，更好的铸造性，降低的运转应力和降低的生产成本的合金还存在工业需求。

发明概述

本发明提供镍基合金的实施方案，所述镍基合金适合于生产具有改善的稳定性、机械性能和较低的运转应力的燃气涡轮机部件。发现了一种是合金密度函数的纵向应力的这类应力降低，就本文公开的合金而言，其合金密度低于用于燃气涡轮机的其它众所周知的合金。此外，所述镍基合金在不使用过长高温炉方案的情况下进行热处理过程，同时还具有可以进行这类热处理的较大区间(window)。

公开了适合于多种形式的熔模铸造的镍基合金的组合物。该组合物包括适合于等轴铸造和定向凝固(DS)铸造的组合物。在本发明的另一个方面，提供了由镍基合金生产一种铸造和热处理制品的方法，该方法包括元素组成和热处理工艺。

附图简述

下面参照附图详细描述本发明，其中：

图1为描述与现有技术合金相比，本发明合金实施方案的极限拉伸强度和屈服强度与温度关系的曲线图。

图2为描述与现有技术合金相比，本发明合金实施方案的应力断裂与标准化时间和温度参数关系的曲线图。

图3为燃气涡轮机的横断面图，其中标明了按照本发明的动叶片和喷嘴所在的位置。

图4为按照本发明实施方案，由超耐热合金构成的动叶片的透视图。

图5为按照本发明实施方案，由超耐热合金构成的可选动叶片的透视图。

图6为描述与现有技术合金相比，本发明合金的定向凝固实施方案的极限拉伸强度与温度关系的曲线图。

图7为描述与现有技术合金相比，本发明合金的等轴实施方案的极限强度与温度关系的曲线图。

图8为描述与现有技术合金相比，本发明合金的等轴实施方案的屈服强度与温度关系的曲线图。

图9为描述与现有技术合金相比，本发明合金的定向凝固实施方案的屈服强度与温度关系的曲线图。

图10为描述与现有技术合金相比，本发明合金的定向凝固实施方案的材料伸长与温度关系的曲线图。

图11为描述与现有技术合金相比，本发明合金的等轴实施方案的材料伸长与温度关系的曲线图。

图12为描述与现有技术合金相比，由本发明合金的等轴实施方案制成的桨叶的蠕变断裂寿命的曲线图。

发明详述

本说明书描述了具有满足法定要求的专有性的本发明的主题。然而，该描述自身并不用来限定本专利的范围。而本发明者关注的是请求保护的主题还可以以其它方式具体化，以便包括与本文件中所述类似的不同步骤或步骤组合与其它现有或未来的技术。此外，尽管术语″步骤″和/或″部分(block)″在本文中用于意旨所用方法的不同要素，但是除非明确描述了各步骤的次序，否则不应将这些术语解释为意旨本文公开的各步骤中任何特定的次序或不同步骤之间特定的次序。

本发明提供了适合于生产燃气涡轮机部件的镍基合金和生产铸造和热处理的镍基合金的方法。本发明的典型实施方案如下所述。

为清楚起见，最好确定就本发明实施方案而言更详细讨论的某些常用术语。″燃气涡轮机″作为本文所用的术语是以为推动机动车辆的推动形式或为驱动发电机的轴功率形式提供机械输出的发动机。燃气涡轮机一般包括压缩机，至少一个燃烧室和涡轮机。“桨叶”作为本文所用的术语为与围绕燃气涡轮机轴旋转的盘连接的翼片。桨叶用于压缩通过压缩机的气流或使盘和通过沿成形的翼片表面通过的空气的发动机轴旋转。术语“桨叶”通常与“动叶片”互换使用并且在本文中如此进行，但并不意旨限制该术语的性质。术语“叶片”作为本文所用的术语为一般在压缩机和涡轮机部分上存在并且用于使气流重新定向通过压缩机或涡轮机的固定翼片。术语“叶片”通常与“喷嘴”互换使用并且在本文中如此进行，且并不意旨限制该术语的性质。这些类型的翼片通常由液态金属铸成。可以以各种方式浇铸和冷却金属，包括形成等轴(EQ)和定向凝固(DS)的铸件。在等轴铸件中，正如本领域技术人员所理解的，使该铸件冷却，使得凝固金属的晶界在任何方向上自由形成。在DS铸件中，在一个方向冷却金属，以便形成一组在特定方向延伸的晶界。

本发明者已经研发了具有优良铸造特性，较低密度和较好稳定性的合金。该合金根据所用铸造方法的类型具有许多可接受的化学物质，它们各自产生改善的机械性能。使用不含昂贵元素(诸如铼(约$800.00/lb.))或很活性的元素(诸如锆和铪)的化学物质已经达到了这一目的。

本发明者原始构思的本发明的镍基合金主要由列入下表1中的约重量百分比成分组成：

这种合金的研发集中于确定不含昂贵或过度反应性合金添加物的有效镍基合金，使得该合金可以适合于铸造定向凝固的以及等轴的部件。在定向凝固扁铸坯中产生最初的7种化学物质。

在合金研发过程中致力于解决的合金功能性方面重要的一个方面在于其结构稳定性。合金在可能导致脆变相沉降的维护过程中经历复杂的固相反应。可以通过计算每个合金原子的平均电子空位，即称作N_V3的值，一定程度上成功地控制合金的化学物质以便消除这些拓扑密堆积的相(TCP)的形成。一般按照如下公式计算合金的结构稳定性：

N_{V_{3}} = Σ_{i = 1}^{n} m_{i} {(N_{v})}_{I},

per SAE AS5491Rev.B。N_V3越高，合金的稳定性越低，且它对TCP结构更敏感。在先研究已经证明甚至对最稳定的这种类型的合金而言，如果N_V3＞2.45到2.49，那么TCP相可以形成。如果N_V3＞2.32到2.38，那么某些商品合金，诸如Rene80和Inconnel 738则变得不稳定。

就上述7种化学物质而言，稳定性数据如下表2中所列。正如所表示的，根据铸件形式，合金的冶金稳定性因素或结构稳定性在2.22-2.40的范围。

表2第一批(round)合金的稳定性

合金	在1400°F下1000小时后存在的TCP相的量	在1600°F下1000小时后存在的TCP相的量	N_V3
				1	无	很有限	2.19
2	无	无	2.31
				3	很有限	有限	2.38
4	无	无	2.16
				5	很有限	很有限	2.26
6	无	无	2.17
				7	无	有限	2.28

尽管合金5和6未超过2.32的N_V3值，其中已知TCP相形成，但是对样本的进一步检查确实揭示出轻度的不稳定性。具有2.31N_V3值的合金2显示出在结构稳定性方面的最佳结果，同时未显示TCP相的征兆。

为了增加镍基合金的机械性能，必须热处理该合金。为了热处理一种沉淀强化的合金，诸如本发明的镍基合金，必须首先将合金加热至接近γ′固溶相线的温度，高于该温度则主要的强化相γ′溶解。这通常称作固固溶热处理。随后接触较低的老化温度会导致强化γ′相以增加机械性能的方式沉淀。合金的强度随γ′量而增加。其分布和点阵参数也为影响可通过γ′沉淀提供的强度程度的因素。

热处理区间，即固溶相线与固相线(熔化开始的温度)之差在本发明中显著增加。在该区间中，必须进行固溶热处理以便在不使其熔化的情况下安全地处理组成部分。铝，钛和钽的量的相对小的改变可以产生相当大的γ′固溶相线改变。如果合金包含较高含量的铝，钛或钽，那么γ′固溶相线温度增加，由此减小了热处理区间。为了测定γ′固溶相线与固相线温度，进行差示热分析(DTA)。正如材料工程学领域技术人员可以理解的，DTA测定了当温度升高时样品与热惰性参比物之间的温度差。这种差别曲线图提供了有关在样品中发生的反应的信息，包括相变、熔点和结晶。这些分析的某些典型结果如下表3中所示。

表3热处理特性

合金	γ′固溶相线°F	固相线°F	热处理区间°F	液相线°F
					2	2190	2343	153	2462
3	2188	2331	143	2448

7

2192

2327

135

2448

正如从上述数据中可以观察到的，合金中结构最稳定的合金2也具有较大的热处理区间，约150°F。随合金组成的不同，该热处理区间可以在120-160°F。这类大区间表明可以在生产条件下安全地热处理该合金，而不会遇到熔化的可能性。这一结果尤其关键，因为通常大批量地热处理大组件不能使用很精确的温度控制来进行，通常改变大至±25°F。

热处理本发明合金的另一个益处在于其拉伸和蠕变断裂特性方面。已经确定通过在较高温度下固溶热处理本发明合金或使其进行更复杂的老化处理可以获得不可估计的益处，正如对其它高温镍基合金的情况一样。本发明研发的合金通过在2050°F ±25°F下固溶热处理2小时±15分钟，随后用气体流淬火冷却至1100°F以下。淬火优选在选自氩、氦和氢的气体环境中进行。然后使该合金升温至1975°F±25°F并且老化4小时±15分钟，随后进行气体流淬火回冷至1100°F以下。最后，使合金升温至1550°F±25°F并且稳定24小时±30分钟，随后冷却至1100°F以下，但最合适是室温。与其它众所周知的合金相比，这种热处理循环在相对低温下进行并且包括较少的循环，由此使得该循环成为很经济的热处理循环。通过比较本文公开的热处理循环与如下表4中所示的其它类似合金的循环可以更好地理解这一结果。

表4某些商品合金的热处理要求

合金	本发明	GTD 404	CM 247LC
				申请的专利	US6,908,518	US4,461,659
热处理	2小时，2050°F+4小时1975°F+24小时1550°F	加热至1400°F10分钟+加热至2225°F保持8小时+加热至2230°F保持4小时+加热至2280°F保持2小时。规定的缓慢加热和冷却速率加上另外的炉内时间	2小时，2050°F+2小时2300°F+5小时2174°F+4小时1976°F+20小时1600°F

根据铸件的燃气涡轮机部件的类型，热处理循环的时间选择可以改变。例如，如果用热绝缘涂层(TBC)涂敷燃气涡轮机桨叶或叶片以提供对高工作温度的额外保护，那么热处理过程的第二和第三步可以在涂布TBC后进行。使合金升温至1975°F±25°F并且保持4小时的步骤还用于处理涂层，作为涂敷步骤的一部分。

本发明的另一个重要特征为其密度。正如燃气涡轮机翼片领域技术人员可以理解的，翼片上的纵向应力与密度的平方或[应力σα(密度ρ)²]成比例。即用于生产翼片的合金密度越低，则该翼片显示的纵向应力越低。

根据样品铸件计算和测定合金2的比重。为了更精确计算这种特定化学范围的密度，推导出公式。该公式对钴和铬含量不敏感并且定义为：

D＝0.307667639+(％Mo)(0.000452137)+(％W)(0.001737591)-(％Al)(0.004497133)-(％Ti)(0.001240936)+(％Ta)(0.002133375)，其中％Mo等于钼重量百分比，％W等于钨重量百分比，％Al等于铝重量百分比，％Ti等于钛重量百分比，且％Ta等于钽重量百分比。

如下表5中所示，正如通过比较测定的样品铸件密度与计算的密度可以观察到的，该公式的拟合程度优良。

表5实验合金的密度

	Cr	Co	Mo	W	Al	Ti	Ta	测定的密度Lbs/in³	计算的密度Lbs/in³
										合金2	12	12	1.9	5	3.82	3.5	3	0.30259	0.30209
合金3	12	10	2.5	5.45	3.72	3.5	4	0.30552	0.30572
										合金7	12	12.1	1.5	3.8	3.06	4.95	2.9	0.30129	0.30123
合金1	12.5	9	1.9	3.9	3.6	3.5	2.9	0.30068	0.30095
										合金2^*	11.9	12	1.9	4.8	3.5	3.5	2.9	0.30270	0.30297
合金4^*	l0.1	11.9	2.5	5.3	3.1	4.1	3.4	0.30604	0.30623
										合金5^*	12.1	9.5	3	4.4	2.8	4.6	3.4	0.30591	0.30562
合金6^*	10.9	11.9	2.5	4.4	3.4	3.6	3.4	0.30414	0.30393
										合金2A	12.1	12	1.5	3.3	3.6	4.6	2.5	0.29756	0.29751
合金2B	12.1	12	1.5	3	3.7	4.1	2.9	0.29832	0.29801
										合金2C	11.9	11.9	1.9	3.5	3.3	5.1	2.4	0.29846	0.29855
合金2D	12	11.9	2	3	3.5	4.6	2.9	0.29818	0.29852

^*使用可选供应商的铸件

如上所述，这种新合金的密度因较低的内在运转应力而显著。本发明中合金的密度小于或等于0.30lb./in³。在与如下表6中所示的常用于燃气涡轮机的其它合金比较时，可以更好地理解这种合金的较低密度水平。

表6各种燃气涡轮机合金的密度

合金	密度 gm/cm3	密度 Lbs/in3
			PWA 1484	8.8	0.323
PWA 1480	8.7	0.314
			CMSX-4	8.7	0.314
Rene N5	8.6	0.312
			CM 247 LC	8.54	0.308
GTD 404	8.4	0.307
			GTD 111	8.3	0.300
合金2C	8.24	0.298

有关合金密度的另一个重要因素涉及所得的部件重量和频率(frequency)。密度越低，则部件的重量越低。就旋转的涡轮机桨叶而言，桨叶附件(attachment)在盘上拉出(pull)，而该桨叶保持在盘内。这种拉力为桨叶重量的函数。较低重量的桨叶在盘上具有较低的拉力并且结果具有较低的附着应力。

密度还影响翼片的固有频率，无论其是桨叶还是叶片。正如本领域技术人员可以理解的，翼片的固有频率是关键的因为它必须保持在发动机临界频率(对以3600转/分钟运转的发动机而言为60Hz)范围外。不仅要使翼片在发动机运转频率(在本实例为60Hz)之外，而且在其任何的整数倍(order)(即120Hz，180Hz)之外。目前由具有较高密度合金构成的发动机桨叶具有恰好高于发动机频率的固有频率。如果桨叶或叶片以发动机的固有频率或其任何次序长时间存在，那么可能因高频疲劳而发生桨叶故障。由较低密度合金生产发动机桨叶/叶片不仅减轻了部件重量和桨叶的附着应力，而且升高了其固有频率，使得桨叶或叶片频率进一步改变至远离发动机频率，由此减少了高频疲劳故障的机率。

第一批合金的两个数据点的机械性能如下表7和8中所示。表7表示在800°F和1400°F温度下的极限拉伸强度(UTS)数据和屈服强度(YS)数据，而表8表示在1400°F下的蠕变断裂数据。这些表各自还包括涉及″基线″的数据。在下表和图中对研发的合金与基线合金和GTD-111进行了比较。基线合金为目前由受让人在某些翼片生产中应用的合金，基线合金具有与GTD-111类似的特性。

如上所述，该研发方案的目的在于生产稳定的合金，其具有改善的强度，改善的铸造性和较低的生产成本。就表7而言，突出显示了合金2的两个铸造试验和基线合金。正如可以从数据中观察到的，在800°F的较低温度下，合金2(均为铸造试验)的UTS在基线合金的±约3％范围内，同时其具有较高的YS。而合金7具有较大的UTS，它具有较小的热处理区间(135°F，而合金2为153°F)。合金3也具有小于合金2的热处理区间并且具有较低的UTS。在较高工作温度下其它研发合金的缺陷变得明显。

在接近1400°F的典型涡轮机工作温度下，合金2(均为铸造试验)具有大于基线合金的UTS和YS。此外，如上所述，合金2在结构上完全稳定并且具有最大的热处理区间，这使得它自身具有更好的生产条件。正如可以如上述表2详述和下文重述的，其它合金在1400°F下不具有合金2的强度或开始显示出结构不稳定性(TCP相)。

表7合金铸件试验的机械特性

除各种合金的强度外，合金性能的另一个量度为蠕变断裂(参见下表8)。蠕变为因在高温下施加的恒定负荷/应力沿晶向出现的滑动导致的塑性形变。一般以变形百分比和导致形变的负荷和温度下必需的小时数来测定蠕变。从表8的数据可以看出所有合金在蠕变寿命方面和0.5％、1％、2％和5％蠕变变形的小时数方面均显示出改善。尽管合金3显示出优于合金2的蠕变寿命，但是正如表7中所示，合金3在热处理区间和结构稳定性方面具有其他缺陷。

表8合金铸件试验的蠕变断裂数据

从该数据和其它数据中可以确定合金2为提供必需强度，结构稳定性和能够进行更适宜生产过程的优选组合物。

然后对合金2进行其他的分析和研究，以测定最终组成。更具体地说，将4份小量熔炼料(heats)(30lb熔炼料)铸造为定向凝固的板坯并且评估。将这些大小的熔炼料选作典型燃气涡轮机铸造应用的更有代表性的大小和重量的熔炼料。对于这些熔炼料，电子空位数N_V3在2.220-2.280的范围。这4种合金的所得化学物质如下表9中所示。

表9合金2变化形式的化学物质

含有的物质(property)	合金2A	合金2B	合金2C	合金2D
					Al	3.59	3.63	3.31	3.57
Ti	4.53	4.02	4.98	4.50
					Ta	2.59	3.00	2.54	3.05
Cr	11.97	11.93	11.78	11.87
					Co	12.04	12.04	11.96	11.96
W	3.40	3.08	3.65	3.09
					Mo	1.46	1.44	1.89	1.98
C	0.076	0.066	0.072	0.066
					B	0.012	0.011	0.010	0.010
Zr	＜10ppm	＜10ppm	＜10ppm	＜10ppm
					S	6ppm	7ppm	4ppm	7ppm
N	12ppm	19ppm	8ppm	16ppm
					O	9ppm	6ppm	8ppm	9ppm
P	8ppm	10ppm	8ppm	9ppm
					Re	＜0.10	＜0.10	＜0.10	＜0.10
V	＜0.10	＜0.05	＜0.10	＜0.05
					Nv₃	2.270	2.220	2.280	2.270

将合金2A-2D的机械性能与基线比较以确定优选的合金。就表10而言，可以观察到合金2C在800°F下提供了超过基线的改善的YS和UTS并且在1400°F下提供了改善的横向YS。合金2C性能与GTD-111关系的曲线图如图1中所示。在图2中将合金2C和2D的应力断裂数据与基线合金和GTD-111比较。从该图中可以看出合金2C具有大于基线合金的应力断裂寿命并且以与GTD-111类似的方式中。

表10本发明实验的合金2变化形式与GTD 111 DS比较的拉伸特性

特性	合金2A	合金2B	合金2C	合金2D	GTD 111 DS

纵向
						800°F YS ksi	125	124	134	135	130
800°FUTS，ksi	177	180	179	179	170
						800°F El ％	7	7	5	5
800°F RA ％	14	15	13	13

纵向
						1400°F YS ksi	130	125	131	132	132
1400°F UTS，ksi	148	143	148	150	152
						1400°F El ％	8	7	10	8
1400°F RA ％	22	20	23	20

横向
						1400°F YS ksi	114	109	119	113	104
1400°F UTS，ksi	133	131	136	133	140
						1400°F El ％	2	2	3	3
1400°F RA ％	5	6	5	8

纵向
						1600°F YS ksi	77	70	82	78	84
1600°F UTS，ksi	100	93	103	103	104
						1600°F El ％	16	29	13	12
1600°F RA ％	36	43	37	38

由于合金2在800°F下改善的拉伸强度而确定其为优选的合金并且更具体地说，合金2C为优选的元素组合物，所以需要验证可以以定向凝固(DS)和常规或等轴铸造方式生产的生产规模的合金量。为了评估生产规模的铸造，生产了两种380lb.中间合金熔炼料。正如熔模铸造领域技术人员理解的，为了使用不同凝固技术，DS与等轴铸造铸造诸如本发明的镍基合金，有必要改变碳含量。特别地，等轴铸造需要更大的碳含量，约0.07-0.10％，而DS铸造仅需要约0.03-0.06％。就以每种构造铸造的样品熔炼料而言，化学分析如下表11中所示。

表11 400Ib生产熔炼料的化学分析

含有的物质	2C-1DS	2C-1常规

Al	3.54	3.56
			Ti	5.08	5.1
Ta	2.5	2.5
			Cr	12.0	12.2
Co	12.2	12.1
			W	3.5	3.5
Mo	1.9	1.9
			C	0.050	0.097
B	0.015	0.015
			Zr	＜10ppm	＜ppm
S	1ppm	1ppm
			N	1ppm	4ppm
O	6ppm	6ppm
			P	7ppm	6ppm
Re	＜0.10	＜0.10
			V	＜0.005	＜0.005
Nv₃	2.400	2.390

可以断定合金2C在DS和等轴模式中均可以成功铸造，在合金研发中的下一步在于从铸造试验熔炼料转变成铸造试验燃气涡轮机部件。典型燃气涡轮机的横断面如图3中所示，其中注明发动机的每个部分。就合金2C而言，浇铸与每个General Electric Frame 7FA第2段和第3段发动机相容的发动机部分的两个桨叶。第2段桨叶约为18英寸长并且各自重约19lbs。这种类型的燃气涡轮机桨叶示意图在图4中所示。这种桨叶一般因桨叶经历的工作温度和应力水平而以定向凝固方式铸造。它由CM 247铸造，是具有高于本文公开的合金的密度的镍基合金，其详细描述如上所述并且公开在美国专利4,461,659中。这种CM-247中的翼片铸件的平均产率(％的可接受铸件)约为80％。得到用于该段涡轮机桨叶的试验铸件的产率为100％。尽管样品尺寸较小，但是无征兆显示这一产率在生产装置(setting)中有任何不同。

就第3段桨叶而言，约23英寸长且重约26lbs。这种类型的燃气涡轮机桨叶示意图在图5中所示。一般也以常规或等轴模式由CM 247铸造这种桨叶。然而，在由CM 247铸造时，该部件的典型产率仅约20％。使用本发明的合金将铸件产率增加至100％。尽管样尺寸较小，但是无征兆显示这一产率在生产装置中有任何不同。

通过另外测试和分析，对合金2C的组成进行微小改变以产生更可生产的组合物并且进一步改善材料的性能。所得组合物在等轴与DS形式之间有微小差异，但均被下表12中所列的合金组成所覆盖。

通过这类分析和测试，确定了对等轴和定向凝固两种形式的合金2C的材料性能的更好理解。将合金2C的等轴形式称为PSM116并且将合金2C的DS形式称为PSM117。分析PSM117的纵向和横向方面。正如本领域技术人员可以理解的，″纵向″或″纵″意旨沿着晶界的方向，而″横向″或″横″为与晶向成90度的方向。对等轴和DS合金的生产形式进行的改进包括元素浓度的较小改变，一些增加，一些减少。在对生产样本进行机械测试时，确定极限拉伸强度的改善超过了合金2C和现有技术的合金GTD-111。这对等轴和DS形式而言在涡轮机桨叶工作范围上端(大于约1200F)均为确实的(参见图6和7)。正如可以在图7中观察到的，与现有技术合金Canon-Muskegon 247和Inconnel 738相比，本发明合金的等轴形式还具有大部分温度范围(profile)上的改善的极限拉伸强度。

此外，就相同的工作范围而言，等轴合金PSM116的屈服强度也比合金2C、现有技术的合金GTD-111、CM-247和IN-738有微小改善(参见图8)。就图9而言，对本发明合金的DS样本可以观察到比现有技术的合金GTD-111的屈服强度的类似改善。在工作范围上端这些屈服强度和极限强度的改善是重要的，因为由该合金生产的涡轮机桨叶趋向于在这些较高温度下(1200°F和以上)运转。

现在参考图10和11，在高温下材料的伸长分别针对本发明的定向凝固和等轴形式。一般而言，就两种形式的合金而言，在较高工作温度下的伸长百分比大于在较低温度下的伸长百分比。参考图10，合金的DS形式具有稍长于现有技术合金GTD-111的伸长。然而，在较高工作温度下，即高于约1400F，DS形式(PSM117)的伸长百分比低于GTD-111的伸长百分比。正是这种设置对燃气涡轮机技术而言是最为理想的。就在较高温度下运转的涡轮机桨叶和叶片而言，具有较少量的伸长表示部件强度较大。就图11而言，显示了本发明合金的等轴形式PSM116的伸长百分比与温度的关系。与现有技术合金相比，等轴合金在大部分温度范围上的伸长百分比较高。

参考图12，以蠕变断裂寿命对合金构成的桨叶的跨度百分比的关系显示了本发明合金的其他益处。以直到断裂发生的小时数的方式确定部件的寿命。正如可以从图12中观察到的，对指定温度和机械负荷，合金2C、PSM116的等轴形式从由合金制成的桨叶途径到至少80％的跨度位置均显示出比现有技术合金GTD-111的等轴形式在断裂寿命方面的改善(显示无量纲标尺)。

除公开的合金组合物外，还公开了制造镍基合金的铸造和热处理制品的方法，包括提供上述本发明组成量的合金并且使该合金进行上面公开的热处理过程。

参照具体实施方案描述了本发明，它们在所有方面均为例证性的而非限制性的。本发明所涉及的不脱离其范围的可选择的实施方案对本领域普通技术人员而言显而易见。

从上面描述中可以看出，本发明充分适合于实现上述所有目标和目的，对所述系统和方法而言具有显而易见的和固有的其它优点。可以理解某些特征和下位的组合具有实用性，并且可以在不涉及其它特征和下位组合的情况下应用。它由权利要求的保护范围所预期并且在权利要求的范围内。

Claims

1.适合于生产燃气涡轮机部件的镍基合金，主要由以下成分组成，以重量百分比计：

铝3.35-3.65；

钛4.85-5.15；

钽2.30-2.70；

铬11.50-12.50；

钴11.50-12.50；

铁0.0-0.15；

铜0.0-0.10；

钨3.3-3.7；

钼1.70-2.10；

碳0.04-0.12；

硼0.010-0.020；

锆0.0-20ppm；

铪0.0-0.05；

硫0.0-0.0012；

氮0.0-25ppm；

氧0.0-10ppm；且

其余为镍和偶存杂质。

2.权利要求1所述的镍基合金，其中所述碳成分的重量百分比为0.08-0.12且所述锆成分的重量百分比最多为10ppm。

3.权利要求2所述的合金，其还包括最多为0.05重量百分比的硅成分。

4.权利要求1所述的镍基合金，其中所述碳成分的重量百分比为0.04-0.07，所述硫成分的重量百分比最多为10ppm且所述氮成分的重量百分比最多为10ppm。

5.权利要求4所述的镍基合金，还包括最多0.06重量百分比的硅成分，最多15ppm重量百分比的磷成分和最多1ppm重量百分比的铅成分。

6.通过熔化权利要求3所述的镍基合金生产的等轴铸件。

7.权利要求6所述的铸件，包括燃气涡轮机的动叶片、喷嘴和隔板之一。

8.通过熔化权利要求5所述的镍基合金生产的定向凝固的铸件。

9.权利要求8所述的铸件，包括燃气涡轮机的动叶片、喷嘴和隔板之一。

10.制备镍基合金的经铸造和经热处理的制品的方法，包括提供所述合金，该合金主要由如下的成分组成，以重量百分比计：

铝3.35-3.65；

钛4.85-5.15；

钽2.30-2.70；

铬11.50-12.50；

钴11.50-12.50；

铁0.0-0.15；

铜0.0-0.10；

钨3.3-3.7；

钼1.70-2.10；

碳0.04-0.12；

硼0.010-0.020；

锆0.0-20ppm；

铪0.0-0.05；

硫0.0-0.0012；

氮0.0-25ppm；

氧0.0-10ppm；且

其余为镍和偶存杂质；

将所述合金升温至2050°F±25°F并且保持2小时±15分钟；通过气体流淬火将所述合金冷却至1100°F以下；将所述合金升温至1975°F±25°F并且保持4小时±15分钟；通过气体流淬火将所述合金冷却至1100°F以下；将所述合金升温至1550°F±25°F并且保持24小时±30分钟；并且将所述合金冷却至1100°F以下，

其中熔化所述合金以铸造燃气涡轮机的动叶片、喷嘴或隔板，这样生产得到等轴铸件或定向凝固的铸件。

11.权利要求10所述的方法，其中所述碳成分的重量百分比为0.08-0.12且所述锆成分的重量百分比最多为10ppm。

12.权利要求11所述的方法，其中所述合金还包括最多为0.05重量百分比的硅成分。

13.权利要求10所述的方法，其中所述碳成分的重量百分比为0.04-0.07，所述的硫成分重量百分比最多为10ppm且所述的氮成分重量百分比最多为10ppm。

14.权利要求10所述的方法，其中在所述合金接受热绝缘涂层后进行下列步骤：将所述合金升温至1975°F±25°F并且保持4小时±15分钟，通过气体流淬火将所述合金冷却至1100°F以下，将所述合金升温至1550°F±25°F，并且保持24小时±30分钟，并且将所述合金冷却至1100°F以下。

15.权利要求10所述的方法，其中所述合金具有150°F的热处理区间，其中所述区间定义为该合金固溶相线与固相线之差。

16.权利要求10所述的方法，其中所述合金的冶金稳定性因子表示为公式其中N_v3为2.22-2.40。

17.权利要求10所述的方法，其中所述合金具有如下公式的密度：

D＝0.307667639+(％Mo)(0.000452137)+(％W)(0.001737591)-(％Al)(0.004497133)-(％Ti)(0.001240936)+(％Ta)(0.002133375)

其中：

％Mo＝钼的重量百分比

％W＝钨的重量百分比

％Al＝铝的重量百分比

％Ti＝钛的重量百分比

％Ta＝钽的重量百分比。

18.权利要求17所述的方法，其中所述密度低于或等于0.30lb/in³。

19.权利要求10所述的方法，其中用于冷却的所述气体选自氩，氦和氢。