СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ НИКЕЛЯ И СПОСОБЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ НИКЕЛЯ
ALLOYS ON BASIS OF NICKEL AND METHODS OF THERMAL TREATMENT OF ALLOYS ON BASIS OF NICKEL

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ
Варианты осуществления настоящего изобретения, в общем, касаются сплавов на основе никеля и способов термической обработки сплавов на основе никеля. В частности, конкретные варианты осуществления настоящего изобретения касаются сплавов на основе никеля, имеющих желательную микроструктуру и имеющих жаропрочные механические свойства (такие как одно или более из предела прочности, предела текучести, относительного удлинения, длительной прочности и низкой чувствительности к надрезу). Другие варианты осуществления настоящего изобретения касаются способов термической обработки сплавов на основе никеля для развития в них желательной микроструктуры, которая может придать сплавам жаропрочные механические свойства при повышенных температурах, особенно предел прочности, длительную прочность и низкую чувствительность к надрезу.
ОПИСАНИЕ ПРЕДШЕСТВУЮЩЕГО УРОВНЯ ТЕХНИКИ
Сплав 718 является одним из наиболее широко используемых сплавов на основе никеля и, в общем, описан в патенте США №3046108, описание которого специально включено сюда посредством ссылки.
Широкое использование сплава 718 обусловлено некоторыми уникальными характеристиками этого сплава. Например, сплав 718 имеет высокие характеристики прочности и сопротивления разрушению вплоть до примерно 1200°F. Кроме того, сплав 718 имеет хорошие характеристики обрабатываемости, такие как литейные свойства (жидкотекучесть) и способность к деформационной обработке в горячем состоянии, а также хорошую свариваемость. Эти характеристики дают возможность легко изготавливать детали из сплава 718 и, если необходимо, ремонтировать. Как будет описано ниже, уникальные характеристики сплава 718 обусловлены дисперсионно-упрочненной микроструктурой, которая преобладающим образом упрочнена выделившейся γ″-фазой.
3
3
В дисперсионно-упрочненных сплавах на основе никеля имеются две основные упрочняющие фазы: выделения γ′-фазы (или "гамма штрих") и выделения γ″-фазы (или "гамма два штриха"). Обе эти γ′- и γ″-фазы являются стехиометрическими, богатыми никелем интерметаллическими соединениями. Однако γ′-фаза в основном содержит алюминий и титан в качестве основных легирующих элементов, то есть представляет собой Ni(Al,Ti); в то время как γ″-фаза содержит в основном ниобий, то есть представляет собой NiNb. Хотя обе эти γ′- и γ″-фазы образуют когерентные выделения в гранецентрированной кубической аустенитной матрице, ввиду того, что есть значительное несовпадение по энергии деформации, связанной с выделениями γ″-фазы (которая имеет объемно-центрированную тетрагональную кристаллическую структуру), нежели с выделениями γ′-фазы (которая имеет гранецентрированную кубическую кристаллическую структуру), выделения γ″-фазы имеют тенденцию быть более эффективными упрочнителями, чем выделения γ′-фазы. То есть, для аналогичной объемной доли выделившихся частиц и крупности этих частиц сплавы на основе никеля, упрочненные выделениями γ″-фазы, как правило, прочнее, чем сплавы на основе никеля, упрочненные выделениями γ′-фазы.
3
Однако один из недостатков такой упрочненной выделениями γ″-фазы микроструктуры заключается в том, что при температуре выше 1200°F γ″-фаза является неустойчивой и будет превращаться в более устойчивую δ-фазу (или "дельта фаза"). В то время, как выделения δ-фазы имеют такой же состав, что и выделения γ″-фазы (то есть, NiNb), выделения δ-фазы имеют орторомбическую кристаллическую структуру и являются некогерентными с аустенитной матрицей. Соответственно, эффект упрочнения матрицы выделениями δ-фазы, как правило, является незначительным. Поэтому, в результате такого превращения механические свойства сплава 718, такие как длительная прочность, быстро ухудшаются при температурах свыше 1200°F. Поэтому использование сплава 718 в основном ограничивается применением ниже этой температуры.
Чтобы сформировать необходимую дисперсионно-упрочненную микроструктуру, сплавы на основе никеля должны быть подвергнуты термической обработке или процессу дисперсионного твердения. Процесс дисперсионного твердения для сплава на основе никеля обычно предусматривает обработку сплава на твердый раствор путем нагрева сплава при температуре, достаточной для растворения по существу всех выделений γ′-фазы и γ″-фазы, которые существуют в этом сплаве (то есть, при температуре около, на уровне или выше температуры сольвуса данных выделений), охлаждения сплава от температуры обработки на твердый раствор и затем старения сплава за один или более этапов старения. Старение проводят при температурах ниже температуры сольвуса выделений гамма-фазы для того, чтобы обеспечить возникновение желаемых выделений контролируемым образом.
Создание желательной микроструктуры в сплаве на основе никеля зависит и от используемого состава сплава, и от процесса дисперсионного твердения (то есть, от процессов обработки на твердый раствор и старения). Например, стандартный способ дисперсионного твердения для сплава 718 при высокой температуре предусматривает обработку сплава на твердый раствор при температуре 1750°F в течение 1-2 часов, охлаждение сплава на воздухе, с последующим старением сплава в два этапа. Первый этап старения предусматривает нагрев сплава при первой температуре старения 1325°F в течение 8 часов, охлаждение сплава со скоростью примерно от 50 до 100°F в час до второй температуры старения в 1150°F и старение сплава при второй температуре старения в течение 8 часов. После этого сплав охлаждают на воздухе до комнатной температуры. Дисперсионно-упрочненная микроструктура, которая образовалась после вышеупомянутой термической обработки, состоит из дискретных выделений γ′ и γ″-фаз, но преобладающим образом она упрочнена выделениями γ″-фазы с незначительными количествами выделений γ′-фазы, играющей роль вторичного упрочнения.
Из-за вышеупомянутых ограничений было предпринято много попыток по улучшению сплава 718. Например, были разработаны модифицированные составы сплава 718, которые имеют контролируемые легирующие добавки алюминия, титана и ниобия для улучшения стабильности механических свойств сплава при высоких температурах. В частности, эти сплавы были разработаны для того, чтобы способствовать развитию микроструктуры "компактной морфологии" во время процесса дисперсионного твердения. Микроструктура компактной морфологии состоит из больших, кубических выделений γ′-фазы с выделениями γ″-фазы, образовавшимися на гранях кубических выделений γ′-фазы. Другими словами, γ″-фаза образует оболочку вокруг выделений γ′-фазы.
В дополнение к модифицированному химическому составу, для получения микроструктуры компактной морфологии необходимы специальная термическая обработка или специальный процесс дисперсионного твердения вместо ранее описанной, упрочненной дискретными выделениями γ′-фазы и γ″-фазы микроструктуры. Один пример специальной термической обработки, которая является полезной с целью развития микроструктуры компактной морфологии, включает в себя обработку сплава на твердый раствор при температуре примерно 1800°F, охлаждение сплава на воздухе и затем старение сплава при первой температуре старения приблизительно 1562°F в течение получаса для того, чтобы выделились крупные выделения γ′-фазы. После старения при первой температуре старения сплав быстро охлаждают до второй температуры старения охлаждением на воздухе и выдерживают на протяжении примерно 16 часов при второй температуре старения, которая составляет примерно 1200°F, для образования оболочки γ″-фазы. Затем сплав охлаждают на воздухе до комнатной температуры. Как было сказано, после процесса дисперсионного твердения сплав будет иметь микроструктуру компактной морфологии, описанную выше, а также улучшенную жаропрочность. Однако предел прочности сплавов, имеющих микроструктуру компактной морфологии, обычно значительно ниже, чем у стандартного сплава 718.
Существует много упрочненных γ′-фазой сплавов на основе никеля, например, Waspaloy - никелевый сплав, который является коммерчески доступным от Аллвак из г.Монро (Allvac of Monroe), Северная Каролина, США. Однако этот сплав имеет тенденцию быть более дорогим, чем сплав 718, поскольку никелевый сплав Waspaloy содержит повышенное количество легирующих добавок по сравнению со сплавом 718, таких как никель, кобальт и молибден. Кроме того, из-за относительно быстрой кинетики выделения в случае выделений γ′-фазы по сравнению с выделениями γ″-фазы, обрабатываемость в горячем состоянии и свариваемость этого сплава обычно считаются более низкими по сравнению со сплавом 718.
Соответственно, было бы желательно разработать доступный дисперсионно-твердеющий сплав типа 718 на основе никеля, имеющий микроструктуру, которая преобладающим образом упрочнена более термически устойчивыми выделениями γ′-фазы, который обладает жаропрочными механическими свойствами при температурах выше 1200°F и который имеет сопоставимую обрабатываемость в горячем состоянии и свариваемость по сравнению с упрочненными γ″-фазой сплавами. Кроме того, желательно разработать способы термической обработки сплавов на основе никеля для развития микроструктуры, которая преобладающим образом упрочнена термически устойчивыми выделениями γ′-фазы и может обеспечить сплавам на основе никеля жаропрочные механические свойства и сопоставимую обрабатываемость в горячем состоянии, и свариваемость по сравнению с упрочненными γ″-фазой сплавами.
КРАТКАЯ СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Некоторые варианты осуществления настоящего изобретения направлены на способы термической обработки сплавов на основе никеля. Например, согласно одному варианту осуществления изобретения предложен способ термической обработки сплава на основе никеля, включающий в себя предварительную обработку сплава на основе никеля на твердый раствор, при которой в сплаве на основе никеля образуется некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, выбранного из группы, состоящей из выделений δ-фазы и выделений η-фазы, причем упомянутое по меньшей мере одно выделение по границам зерен имеет короткую, в целом стержнеобразную морфологию; обработку сплава на основе никеля на твердый раствор, при которой по существу все выделения γ′-фазы и выделения γ″-фазы в сплаве на основе никеля растворяются, в то время как по меньшей мере часть упомянутого количества упомянутого по меньшей мере одного выделения по границам зерен сохраняется; охлаждение сплава на основе никеля после обработки сплава на основе никеля на твердый раствор при первой скорости охлаждения, достаточной для подавления образования выделений γ′-фазы и γ″-фазы в сплаве на основе никеля; старение сплава на основе никеля в ходе первой обработки старением, при которой в сплаве на основе никеля образуются первичные выделения γ′-фазы и γ″-фазы; и старение сплава на основе никеля в ходе повторной обработки старением, при которой в сплаве на основе никеля образуются вторичные выделения γ′-фазы и γ″-фазы, причем эти вторичные выделения являются более мелкодисперсными, чем первичные выделения; и при этом после термической обработки выделения γ′-фазы являются преобладающими упрочняющими выделениями в сплаве на основе никеля.
Согласно другому неограничивающему варианту осуществления предложен способ термической обработки сплава типа 718 на основе никеля, содержащего вплоть до 14 массовых процентов железа, включающий в себя предварительную обработку сплава на основе никеля на твердый раствор при температуре в пределах от 1500°F до 1650°F в течение времени в пределах от 2 до 16 часов; обработку сплава на основе никеля на твердый раствор в течение не более чем 4 часов при температуре растворения в пределах от 1725°F до 1850°F; охлаждение сплава на основе никеля при первой скорости охлаждения, по меньшей мере, 800°F в час после обработки сплава на основе никеля на твердый раствор; старение сплава на основе никеля в ходе первой обработки старением в течение не более чем 8 часов при температуре в пределах от 1325°F до 1450°F; и старение сплава на основе никеля в ходе второй обработки старением в течение, по меньшей мере, 8 часов при второй температуре старения, которая составляет в пределах от 1150°F до 1300°F.
Согласно другому неограничивающему варианту осуществления предложен способ термической обработки сплава на основе никеля, содержащего, в массовых процентах, вплоть до 0,1 углерода, от 12 до 20 хрома, вплоть до 4 молибдена, вплоть до 6 вольфрама, от 5 до 12 кобальта, вплоть до 14 железа, от 4 до 8 ниобия, от 0,6 до 2,6 алюминия, от 0,4 до 1,4 титана, от 0,003 до 0,03 фосфора, от 0,003 до 0,015 бора и никель; при этом сумма массового процентного содержания молибдена и массового процентного содержания вольфрама составляет, по меньшей мере, 2, но не более 8, и при этом сумма атомного процентного содержания алюминия и атомного процентного содержания титана составляет от 2 до 6, отношение атомного процентного содержания алюминия к атомному процентному содержанию титана составляет, по меньшей мере, 1,5, и сумма атомного процентного содержания алюминия и атомного процентного содержания титана, деленная на атомное процентное содержание ниобия, составляет от 0,8 до 1,3. Предложенный способ включает в себя обработку сплава на основе никеля на твердый раствор в течение не более чем 4 часов при температуре растворения в пределах от 1725°F до 1850°F; охлаждение сплава на основе никеля при первой скорости охлаждения после обработки сплава на основе никеля на твердый раствор; старение подвергнутого обработке (обработанного) на твердый раствор сплава на основе никеля в ходе первой обработки старением в течение не более чем 8 часов при температуре в пределах от 1365°F до 1450°F; и старение сплава на основе никеля в ходе второй обработки старением в течение, по меньшей мере, 8 часов при второй температуре старения, которая составляет в пределах от 1150°F до 1300°F.
Другие варианты осуществления настоящего изобретения предусматривают сплавы на основе никеля, имеющие желательную микроструктуру. Например, в одном неограничивающем варианте осуществления предложен сплав на основе никеля, содержащий матрицу, содержащую выделения γ′-фазы и выделения γ″-фазы, причем выделения γ′-фазы являются преобладающими упрочняющими выделениями в сплаве на основе никеля, и некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, выбранного из группы, состоящей из выделений δ-фазы и выделений η-фазы, причем упомянутое по меньшей мере одно выделение по границам зерен имеет короткую, в целом стержнеобразную морфологию; и при этом сплав на основе никеля имеет предел текучести при 1300°F по меньшей мере 120 ksi (от англ. strength-kilo-pounds per square inch, т.е. килофунтов на квадратный дюйм; 1 ksi=6,894757 МПа), относительное удлинение при 1300°F, по меньшей мере, 12 процентов, время до разрушения образца с надрезом при испытании на длительную прочность, по меньшей мере, 300 часов согласно измерениям при 1300°F и 80 ksi и низкую чувствительность к надрезу.
Другой неограничивающий вариант осуществления предусматривает сплав типа 718 на основе никеля, содержащий вплоть до 14 массовых процентов железа и включающий в себя выделения γ′-фазы и выделения γ″-фазы, причем выделения γ′-фазы являются преобладающими упрочняющими выделениями в сплаве на основе никеля, и некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, выбранного из группы, состоящей из выделений δ-фазы и выделений η-фазы, при этом упомянутое по меньшей мере одно выделение по границам зерен имеет короткую, в целом стержнеобразную морфологию; при этом сплав на основе никеля подвергнут термической обработке путем предварительной обработки сплава на основе никеля на твердый раствор при температуре в пределах от 1500°F до 1650°F в течение времени в пределах от 2 до 16 часов; обработки сплава на основе никеля на твердый раствор путем нагрева сплава на основе никеля в течение не более чем 4 часов при температуре растворения в пределах от 1725°F до 1850°F; охлаждения сплава на основе никеля при первой скорости охлаждения, по меньшей мере, 800°F в час после обработки сплава на основе никеля на твердый раствор; старения сплава на основе никеля в ходе первой обработки старением от 2 часов до 8 часов при температуре в пределах от 1325°F до 1450°F; и старение сплава на основе никеля в ходе второй обработки старением в течение, по меньшей мере, 8 часов при второй температуре старения, которая составляет в пределах от 1150°F до 1300°F.
Различными вариантами осуществления настоящего изобретения также предусмотрены промышленные изделия и способы их изготовления. Например, в одном неограничивающем варианте осуществления настоящего изобретения предложено промышленное изделие, включающее сплав на основе никеля, содержащий матрицу, содержащую выделения γ′-фазы и выделения γ″-фазы, причем выделения γ′-фазы являются преобладающими упрочняющими выделениями в сплаве на основе никеля, и некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, выбранного из группы, состоящей из выделений δ-фазы и выделений η-фазы, причем упомянутое по меньшей мере одно выделение по границам зерен имеет короткую, в целом стержнеобразную морфологию; и при этом сплав на основе никеля имеет предел текучести при 1300°F, по меньшей мере, 120 ksi, относительное удлинение при 1300°F, по меньшей мере, 12 процентов, время до разрушения образца с надрезом при испытании на длительную прочность, по меньшей мере, 300 часов согласно измерениям при 1300°F и 80 ksi и низкую чувствительность к надрезу.
В другом неограничивающем варианте осуществления предложен способ изготовления промышленного изделия, включающего в себя сплав типа 718 на основе никеля, содержащий вплоть до 14 массовых процентов железа, причем этот способ включает в себя формование сплава на основе никеля до желаемой конфигурации; и термическую обработку сплава на основе никеля, причем эта термическая обработка сплава на основе никеля включает в себя предварительную обработку сплава на основе никеля на твердый раствор при температуре в пределах от 1500°F до 1650°F в течение времени в пределах от 2 до 16 часов, обработку сплава на основе никеля на твердый раствор в течение не более чем 4 часов при температуре растворения в пределах от 1725°F до 1850°F, охлаждение сплава на основе никеля при первой скорости охлаждения, по меньшей мере, 800°F в час после обработки сплава на основе никеля на твердый раствор, старение сплава на основе никеля в ходе первой обработки старением в течение от 2 до 8 часов при температуре в пределах от 1325°F до 1450°F и старение сплава на основе никеля в ходе второй обработки старением в течение, по меньшей мере, 8 часов при второй температуре старения, которая составляет в пределах от 1150°F до 1300°F.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ НЕСКОЛЬКИХ ВИДОВ ЧЕРТЕЖЕЙ
Варианты осуществления настоящего изобретения будут более понятны при их изучении в сочетании с чертежами, на которых:
Фиг.1 - микрофотография сплава на основе никеля согласно вариантам осуществления настоящего изобретения, сделанная в сканирующем электронном микроскопе (СЭМ);
Фиг.2 - оптическая микрофотография сплава на основе никеля согласно вариантам осуществления настоящего изобретения;
Фиг.3 - СЭМ микрофотография сплава на основе никеля, имеющего чрезмерное развитие фаз по границам зерен; и
Фиг.4 - оптическая микрофотография сплава на основе никеля, имеющего чрезмерное развитие фаз по границам зерен.
ДЕТАЛЬНОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Некоторые неограничивающие варианты осуществления настоящего изобретения могут быть выгодными в отношении обеспечения сплава на основе никеля, имеющего желаемую микроструктуру и жаропрочные механические свойства при повышенных температурах. Используемая здесь фраза "жаропрочные механические свойства" означает, что механические свойства сплава (такие как предел прочности, предел текучести, относительное удлинение и длительная прочность) существенно не уменьшаются при воздействии на них температуры на уровне 1400°F в течение 100 часов по сравнению с теми же механическими свойствами перед таким воздействием. Используемый здесь термин "низкая чувствительность к надрезу" означает, что образцы сплава при испытании согласно ASTM E292 никогда не повреждались по надрезу. Кроме того, неограничивающие варианты осуществления настоящего изобретения могут быть выгодны в отношении обеспечения упрочненных преобладающим образом γ′-фазой сплавов на основе никеля, содержащих по меньшей мере одну выделившуюся фазу по границам зерен и имеющих сопоставимую обрабатываемость в горячем состоянии и свариваемость по сравнению с упрочненными γ″-фазой сплавами.
Теперь будут описаны способы термической обработки сплавов на основе никеля согласно различным неограничивающим вариантам осуществления настоящего изобретения. Не ограничиваясь описанным здесь, способы термической обработки сплавов на основе никеля, описанные здесь, могут быть использованы в сочетании с разнообразными составами сплавов на основе никеля и особенно подходят для использования со сплавами типа 718 на основе никеля и их производными. Используемый здесь термин "сплав(ы) на основе никеля" означает сплавы никеля и одного или более легирующих элементов. Используемый здесь термин "сплав(ы) типа 718 на основе никеля" означает содержащие хром и железо сплавы на основе никеля, которые упрочнены одной или более легирующими добавками ниобия, алюминия и титана.
Один конкретный неограничивающий пример сплава типа 718 на основе никеля, для которого особенно подходят способы термической обработки согласно различным неограничивающим вариантам осуществления настоящего изобретения, представляет собой сплав типа 718 на основе никеля, содержащий вплоть до 14 массовых процентов железа. Хотя это не означает ограничение указанным здесь, сплав типа 718 на основе никеля, содержащий вплоть до 14 массовых процентов железа, как полагают, является предпочтительным при создании сплавов, имеющих хорошую длительную прочность. Не намереваясь связывать себя какой-либо определенной теорией, авторы настоящего изобретения полагают, что, когда содержание железа в сплаве является высоким, например - 18 массовых процентов, эффективность кобальта по снижению энергий дефектов упаковки (в кристаллической структуре) может быть понижена. Поскольку низкие энергии дефектов упаковки связаны с улучшенной длительной прочностью, в некоторых вариантах осуществления настоящего изобретения содержание железа в сплаве на основе никеля желательно поддерживать на уровне или ниже 14 массовых процентов.
Другой конкретный неограничивающий пример сплава типа 718 на основе никеля, для которого особенно подходят способы термической обработки согласно различным неограничивающим вариантам осуществления настоящего изобретения, представляет собой сплав на основе никеля, содержащий, в массовых процентах, вплоть до 0,1 углерода, от 12 до 20 хрома, вплоть до 4 молибдена, вплоть до 6 вольфрама, от 5 до 12 кобальта, вплоть до 14 железа, от 4 до 8 ниобия, от 0,6 до 2,6 алюминия, от 0,4 до 1,4 титана, от 0,003 до 0,03 фосфора, от 0,003 до 0,015 бора и никель; при этом сумма массового процентного содержания молибдена и массового процентного содержания вольфрама составляет, по меньшей мере, 2 и не более 8, и при этом сумма атомного процентного содержания алюминия и атомного процентного содержания титана составляет от 2 до 6, отношение атомного процентного содержания алюминия к атомному процентному содержанию титана составляет, по меньшей мере, 1,5, и сумма атомного процентного содержания алюминия и атомного процентного содержания титана, деленная на атомное процентное содержание ниобия, составляет от 0,8 до 1,3. Такие сплавы подробно описаны в совместно поданной заявке на патент США с порядковым номером 10/144369, описание которой включено сюда посредством данной ссылки.
Способ термической обработки сплава на основе никеля согласно первому неограничивающему варианту осуществления настоящего изобретения включает в себя предварительную обработку сплава на основе никеля на твердый раствор, обработку сплава на основе никеля на твердый раствор и старение сплава на основе никеля для формирования сплава на основе никеля с микроструктурой, в которой выделения γ′-фазы являются преобладающими упрочняющими выделениями, а выделения δ-фазы и/или η-фазы, имеющие желаемую морфологию, присутствуют по одной или более границам зерен в данном сплаве.
Более конкретно, способ термической обработки сплава на основе никеля согласно первому неограничивающему варианту осуществления изобретения включает в себя предварительную обработку сплава на основе никеля на твердый раствор, при которой в сплаве на основе никеля образуется некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен. Использованный здесь термин "предварительная обработка на твердый раствор" означает нагрев сплава на основе никеля перед обработкой сплава на основе никеля на твердый раствор при такой температуре, что в сплаве на основе никеля образуется некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен. Использованный здесь термин "образуется" относительно любой фазы означает зародышеобразование и/или рост этой фазы. Например, не ограничиваясь указанным здесь, предварительная обработка сплава на основе никеля на твердый раствор может включать в себя нагрев сплава на основе никеля в печи при температуре в пределах от примерно 1500°F до примерно 1650°F, в течение от примерно 2 до примерно 16 часов. В одном конкретном неограничивающем примере выполнения предварительной обработки на твердый раствор, которая может быть особенно полезна при обработке деформируемых сплавов на основе никеля, эта предварительная обработка на твердый раствор может включать в себя нагрев сплава при температуре в пределах от примерно 1550°F до 1600°F, в течение примерно от 4 до 16 часов.
3
3
Как было описано выше, во время предварительной обработки на твердый раствор в сплаве на основе никеля по границам зерен образуется по меньшей мере одно выделение. Согласно первому неограничивающему варианту осуществления это по меньшей мере одно выделение по границам зерен, образующееся во время предварительной обработки на твердый раствор, выбрано из группы, состоящей из выделений δ-фазы ("дельта фаза") и выделений η-фазы ("эта фаза"). Выделения дельта-фазы известны из уровня техники, состоят из упорядоченной интерметаллидной фазы NiNb и имеют орторомбическую кристаллическую структуру. Выделения эта-фазы известны из уровня техники, состоят из упорядоченной интерметаллидной фазы NiTi и имеют гексагональную кристаллическую структуру. Кроме того, согласно этому варианту осуществления, во время предварительной обработки на твердый раствор по границам зерен могут образоваться оба вида выделений δ-фазы и η-фазы.
Хотя образование выделений δ-фазы и/или η-фазы (в дальнейшем выделения "δ/η-фазы") в сплаве на основе никеля вследствие перестаривания выделений γ″-фазы нежелательны, потому что эти выделения некогерентны и не способствуют упрочнению аустенитной матрицы, авторы настоящего изобретения заметили, что выделение регулируемого количества выделений δ/η-фазы, имеющих желаемую морфологию и расположенных по границам зерен сплава на основе никеля (будет описано более подробно ниже), может упрочнить границы зерен и способствовать пониженной чувствительности к надрезу и улучшенной длительной прочности и пластичности в сплаве при повышенных температурах. Кроме того, как будет описано ниже более подробно, когда регулируемое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен сочетается с выделениями γ′-фазы и выделениями γ″-фазы, имеющими желаемое распределение по размерам, могут быть получены сплавы на основе никеля, имеющие низкую чувствительность к надрезу, хороший предел прочности, длительную прочность и жаропрочные механические свойства до по меньшей мере 1300°F.
Обращаясь теперь к чертежам, на фиг.1 показана СЭМ микрофотография сплава на основе никеля согласно вариантам осуществления настоящего изобретения, сделанная при 3000-кратном увеличении. На фиг.2 показана оптическая микрофотография того же сплава на основе никеля, сделанная при 500-кратном увеличении. Сплав на основе никеля, показанный на фиг.1 и 2, содержит некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, имеющего желаемую морфологию и расположение согласно некоторым неограничивающим вариантам осуществления настоящего изобретения. Как показано на фиг.1, сплав на основе никеля содержит выделения 110 δ/η-фазы, большинство которых имеет короткую, в целом стержнеобразную морфологию и расположено в пределах границ зерен данного сплава. Использованная здесь в отношении выделений фраза "короткая, в целом стержнеобразная морфология" означает выделения, имеющие соотношение размеров по длине и толщине не более примерно 20, например, как показано на фиг.1 и 2. В некоторых неограничивающих вариантах осуществления настоящего изобретения это соотношение размеров коротких, в целом стержнеобразных выделений составляет в пределах от 1 до 20. Хотя выделения δ/η-фазы иногда могут присутствовать на сдвоенных границах в сплаве на основе никеля (например, как показано в фиг.1, выделения 111 δ/η-фазы могут наблюдаться на сдвоенной границе 121), в сплавах на основе никеля, обработанных в соответствии с различными неограничивающими вариантами осуществления настоящего изобретения, не должно иметь место значительное образование внутризеренных, иглообразных выделений δ/η-фазы.
Не желая связывать себя какой-либо определенной теорией, авторы настоящего изобретения полагают, что как морфология этих выделений, так и их расположение на границах зерен, показанных на фиг.1 и 2, являются желательными с точки зрения обеспечения сплава на основе никеля, имеющего низкую чувствительность к надрезу и улучшенные пластичность при растяжении и длительную прочность, потому что эти выделения по границам зерен могут ограничить скольжение по границам зерен в данном сплаве при повышенных температурах. Другими словами, из-за их морфологии и расположения расположенные по границам зерен («пограничные») выделения согласно вариантам осуществления настоящего изобретения эффективно упрочняют границы зерен путем оказания сопротивления перемещению границ зерен за счет «запирания» или «закрепления» этих границ зерен на месте. Поскольку скольжение по границам зерен способствует в основном деформации ползучести и образованию межзеренных трещин, которые могут уменьшить длительную прочность и увеличить чувствительность сплава к надрезу, ограничивая скольжение по границам зерен в сплавах на основе никеля согласно вариантам осуществления настоящего изобретения, выделения по границам зерен могут увеличить пластичность при растяжении и длительную прочность сплава и уменьшить чувствительность сплава к надрезу. В отличие от этого, когда пограничной фазы нет, или когда происходит чрезмерное выделение (как показано на фиг.3 и 4, которые будут описаны ниже), границы зерен не будут упрочнены, и длительная прочность сплава не будет улучшена.
В некоторых неограничивающих вариантах осуществления настоящего изобретения после термической обработки сплава на основе никеля большинство границ зерен в этом сплаве на основе никеля закреплены («прошиты») по меньшей мере одним коротким, имеющим в целом стержнеобразную форму выделением по границам зерен, таким как выделение 210, показанное на фиг.2. В других вариантах осуществления настоящего изобретения по меньшей мере две трети (2/3) границ зерен закреплены («прошиты») по меньшей мере одним коротким, имеющим в целом стержнеобразную форму выделением фазы по границам зерен. Таким образом, согласно этим неограничивающим вариантам осуществления изобретения, несмотря на то, что предусматривается закрепление («прошивка») всех границ зерен по меньшей мере одним выделением по границам зерен, является не обязательным, чтобы были закреплены все границы зерен.
В отличие от этого, фиг.3 и 4 представляют собой микрофотографии сплава на основе никеля, имеющего чрезмерное образование выделений δ/η-фазы. Как показано на фиг.3, большинство выделений 310 имеют острую, иглообразную морфологию с намного большим соотношением размеров, чем у показанных на фиг.1 и 2, и простираются на значительное расстояние в зерна, а в некоторых случаях - простираются поперек индивидуального зерна. Не желая связывать себя какой-либо определенной теорией, авторы настоящего изобретения полагают, что морфология выделений δ/η-фазы и расположение этих выделений в зернах, показанное на фиг.3 и 4, являются нежелательными, потому что выделения δ/η-фазы (310 и 410, показанные на фиг.3 и 4, соответственно) не упрочняют границы зерен так, как обсуждалось выше. Вместо этого, поверхность раздела между выделением и матрицей зерен становится легким путем для распространения трещин. Кроме того, чрезмерное образование выделений δ/η-фазы понижает количество упрочняющих выделений (то есть, γ′ и γ″) в сплаве, таким образом понижая прочность сплава (как было сказано ранее). Соответственно, хотя такие выделения, как показанные на фиг.3 и 4, могут способствовать увеличению пластичности при повышенной температуре, такие выделения значительно снижают предел прочности сплава при растяжении и его длительную прочность.
Не намереваясь связывать себя какой-либо определенной теорией, авторы настоящего изобретения также заметили, что морфология выделений δ/η-фазы по границам зерен связана с температурой их выделения и размерами зерен в сплаве. Таким образом, например, хотя и не ограничиваясь указанным здесь, для определенных деформируемых сплавов, когда температура выделения больше, чем примерно 1600°F, и для некоторых литейных сплавов, когда температура выделения больше, чем примерно 1650°F, выделения δ/η-фазы обычно будут образовываться и на границах зерен, и внутризеренно в виде иголок с высоким соотношением размеров. Как описано выше, это обычно уменьшает предел прочности и длительную прочность сплава. Однако, когда выделения δ/η-фазы образуются в этих сплавах при температурах ниже примерно 1600°F и 1650°F, соответственно, выделения δ/η-фазы на границах зерен имеют морфологию с относительно короткой, в целом стержнеобразной формой, с небольшим внутризеренным выделением. Как было описано ранее, образование этих выделений по границам зерен в сплаве на основе никеля является желательным, потому что эти выделения на границах зерен могут запирать или «прошивать» границы зерен, таким образом, улучшая предел прочности и пластичность, а также длительную прочность, в тоже время, уменьшая чувствительность сплава к надрезу.
После предварительной обработки на твердый раствор, согласно первому неограничивающему варианту осуществления настоящего изобретения, сплав на основе никеля может быть охлажден до 1000°F или менее перед обработкой на твердый раствор. Например, хотя и не ограничиваясь указанным здесь, сплав может быть охлажден до комнатной температуры перед обработкой на твердый раствор. Использованный здесь термин "обработка на твердый раствор" означает нагревание сплава на основе никеля при температуре растворения около (то есть при температуре не менее чем примерно 100°F ниже), на уровне или выше температуры сольвуса выделений γ′ и γ″-фаз, но ниже температуры сольвуса для выделений по границам зерен. Таким образом, как отмечалось выше, во время обработки сплава на основе никеля на твердый раствор по существу все выделения γ′- и γ″-фаз, которые присутствуют в сплаве на основе никеля, растворяются. Использованный здесь термин "по существу все" относительно растворения выделений γ′ и γ″-фаз во время обработки на твердый раствор означает, что растворяется, по меньшей мере, большинство выделений γ′ и γ″-фаз. Соответственно, растворение по существу всех выделений γ′ и γ″-фаз во время обработки на твердый раствор охватывает, но не ограничивается этим, растворение всех выделений γ′ и γ″-фаз. Однако, так как температура растворения ниже температуры сольвуса выделений по границам зерен (то есть выделений δ/η-фазы, образовавшихся во время предварительной обработки на твердый раствор), в сплаве на основе никеля во время обработки на твердый раствор сохраняется по меньшей мере часть имеющегося количества упомянутого по меньшей мере одного выделения по границам зерен.
Не ограничиваясь указанным здесь, согласно этому неограничивающему варианту осуществления, обработка сплава на основе никеля на твердый раствор может включать в себя нагрев сплава на основе никеля при температуре растворения не более чем 1850°F в течение не более чем 4 часов. Конкретнее, обработка сплава на основе никеля на твердый раствор может включать в себя нагрев сплава на основе никеля до температуры растворения в пределах от 1725°F до 1850°F, а более предпочтительно - включает в себя нагрев сплава на основе никеля при температуре от 1750°F до 1800°F в течение времени в пределах от 1 до 4 часов, а более предпочтительно - от 1 до 2 часов. Однако специалистам в данной области техники будет понятно, что точное время обработки на твердый раствор, требуемое для растворения по существу всех выделений γ′- и γ″-фаз, будет зависеть от нескольких факторов, включая, но не ограничиваясь ими, размеры сплава на основе никеля, подвергаемого обработке на твердый раствор. Таким образом, чем больше подвергаемый этой обработке сплав на основе никеля (или обрабатываемая деталь, содержащая сплав на основе никеля), тем больше обычно будет время растворения, требующееся для достижения желаемого результата.
Не желая связывать себя какой-либо определенной теорией, авторы настоящего изобретения заметили, что если температура растворения выше примерно 1850°F, в сплаве на основе никеля после обработки на твердый раствор может быть сохранено такое количество выделений по границам зерен, которое меньше, чем желаемое. Соответственно, это может пагубно отразиться на чувствительности к надрезу, длительной прочности при повышенной температуре и пластичности сплава. Однако для тех областей применения, в которых эти свойства не являются критическими, в соответствии с этим неограничивающим вариантом осуществления настоящего изобретения может использоваться температура растворения более 1850°F. Кроме того, авторы настоящего изобретения заметили, что если температура растворения ниже примерно 1725°F, то во время обработки на твердый раствор не будут растворяться по существу все выделения γ′-фазы и γ″-фазы. Соответственно, может произойти нежелательный рост и укрупнение нерастворенных выделений γ′-фазы и γ″-фазы, приводя к снижению предела прочности и длительной прочности.
После обработки сплава на основе никеля на твердый раствор этот сплав на основе никеля охлаждают при первой скорости охлаждения, достаточной для того, чтобы подавить образование выделений γ′-фазы и γ″-фазы в сплаве на основе никеля во время охлаждения. Хотя и не означает, что ограничиваются указанным здесь, авторы настоящего изобретения заметили, что, если сплав на основе никеля охлаждают слишком медленно после обработки на твердый раствор, то, в дополнении к нежеланному выделению и укрупнению выделений γ′-фазы и γ″-фазы, может произойти образование чрезмерных выделений по границам зерен. Как описано выше, образование чрезмерных выделений по границам зерен может пагубно подействовать на предел прочности и длительную прочность сплава. Таким образом, согласно первому неограничивающему варианту осуществления настоящего изобретения, первая скорость охлаждения составляет, по меньшей мере, 800°F в час и может составлять, по меньшей мере, 1000°F в час или больше. Скорости охлаждения, превышающие 800°F или 1000°F, могут быть достигнуты, например, охлаждением сплавов на воздухе от температуры растворения.
После обработки на твердый раствор и охлаждения сплава на основе никеля, согласно первому неограничивающему варианту осуществления настоящего изобретения, этот сплав на основе никеля подвергают старению в ходе первой обработки старением. Использованный здесь термин "старение" означает нагрев сплава на основе никеля при температуре ниже температуры сольвуса γ′-фазы и γ″-фазы для образования выделений γ′-фазы и γ″-фазы. Во время первой обработки старением в сплаве на основе никеля образуются первичные выделения γ′-фазы и γ″-фазы. Хотя и не ограничиваясь указанным здесь, согласно этому неограничивающему варианту осуществления изобретения, первая обработка старением может включать в себя нагрев сплава на основе никеля при температуре в пределах от 1325°F до 1450°F в течение времени в пределах от 2 до 8 часов. Конкретнее, первая обработка старением может включать в себя нагрев сплава на основе никеля при температуре в пределах от 1365°F до 1450°F в течение от 2 до 8 часов. Хотя это и не означает, что ограничиваются указанным здесь, старение при первой температуре старения более чем примерно 1450°F или менее чем примерно 1325°F может привести, соответственно, к перестариванию или недостариванию сплава, с сопровождающей их потерей прочности.
После первой обработки старением сплав на основе никеля охлаждают до второй температуры старения и подвергают старению в ходе второй обработки старением. Хотя это и не требуется в обязательном порядке, согласно этому варианту осуществления настоящего изобретения, вторая скорость охлаждения может составлять 50°F в час или больше. Например, может быть достигнута скорость охлаждения в пределах от примерно 50°F в час до примерно 100°F в час, давая возможность сплаву на основе никеля охладиться в печи в то время, как эта печь охлаждается до желательной температуры, или после того, как питание печи выключено (то есть, печь охлаждает сплав). Альтернативно, хотя и не ограничиваясь указанным здесь, сплав на основе никеля может быть охлажден более быстро, например, охлаждением на воздухе до комнатной температуре, а затем впоследствии нагрет до второй температуры старения. Однако, если используется более быстрая скорость охлаждения, требуется большее время на старение для того, чтобы развить желаемую микроструктуру.
Сплав на основе никеля подвергают старению при второй температуре старения для образования вторичных выделений γ′-фазы и γ″-фазы в сплаве на основе никеля. Вторичные выделения γ′-фазы и γ″-фазы, образованные во время второй обработки старением, являются, как правило, более мелкодисперсными, чем первичные выделения, образованные во время первой обработки старением. То есть размер выделений, образованных во время второй обработки старением, как правило, будет меньшим, чем размер первичных выделений, образованных во время первой обработки старением. Не желая связывать себя какой-либо определенной теорией, полагают, что образование выделений γ′-фазы и выделений γ″-фазы, имеющих некоторое распределение по размерам, по сравнению с выделениями однородного размера, улучшает механические свойства сплава на основе никеля.
Кроме того, согласно первому неограничивающему варианту осуществления вторая обработка старением может включать в себя нагрев сплава на основе никеля при второй температуре старения в пределах от 1150°F до 1300°F, а конкретнее - может включать в себя нагрев сплава на основе никеля при второй температуре старения в пределах от 1150°F до 1200°F в течение, по меньшей мере, 8 часов.
Как было ранее описано, после термической обработки сплава на основе никеля, согласно первому неограничивающему варианту осуществления настоящего изобретения, выделения γ′-фазы являются преобладающими упрочняющими выделениями в сплаве на основе никеля. Использованный здесь термин "преобладающие упрочняющие выделения" относительно выделений γ′-фазы означает, что сплав на основе никеля содержит, по меньшей мере, примерно 20 объемных процентов γ′-фазы и не более примерно 5 объемных процентов γ″-фазы. Кроме того, после термической обработки сплав на основе никеля, согласно этому неограничивающему варианту осуществления изобретения, содержит некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, выбранного из группы, состоящей из выделений δ-фазы и выделений η-фазы, и имеющего короткую, в целом стержнеобразную морфологию.
Во втором неограничивающем варианте осуществления настоящего изобретения сплав на основе никеля нагревают до температуры предварительной обработки на твердый раствор в пределах от примерно 1500°F до 1600°F в течение некоторого периода времени для того, чтобы выделить регулируемое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, выбранного из группы, состоящей из выделений δ-фазы и выделений η-фазы. Как описано выше, относительно первого неограничивающего варианта осуществления, желательно, чтобы это по меньшей мере одно выделение имело короткую, в целом стержнеобразную морфологию и было расположено по границам зерен сплава.
После этого температуру увеличивают до температуры растворения в пределах от 1725°F до примерно 1850°F, причем без охлаждения, и сплав на основе никеля обрабатывают на твердый раствор (т.е. сплав нагревают непосредственно до температуры растворения). Сплав на основе никеля выдерживают при температуре растворения в течение некоторого периода времени, достаточного для того, чтобы растворить по существу все выделения γ′-фазы и γ″-фазы, как отмечалось выше. Например, не ограничиваясь указанным здесь, сплав на основе никеля может быть выдержан при температуре растворения в течение не более чем 4 часов. В одном конкретном, неограничивающем примере, согласно второму неограничивающему варианту осуществления температуру растворения выбирают в пределах от 1750°F до примерно 1800°F и сплав выдерживают при этой температуре растворения в течение не более чем 2 часов. После этого сплав на основе никеля может быть охлажден до комнатной температуры и подвергнут старению, как отмечалось выше по отношению к первому неограничивающему варианту осуществления настоящего изобретения.
Третий неограничивающий вариант осуществления настоящего изобретения предусматривает способ термической обработки сплава типа 718 на основе никеля, содержащего вплоть до 14 массовых процентов железа, включающий в себя предварительную обработку сплава на основе никеля на твердый раствор при температуре в пределах от 1500°F до 1650°F в течение времени в пределах от 2 до 16 часов. После предварительной обработки на твердый раствор сплав на основе никеля обрабатывают на твердый раствор в течение не более чем 4 часов при температуре растворения в пределах от 1725°F до 1850°F, а предпочтительно - в течение не более чем 2 часов при температуре растворения в пределах от 1750°F до 1800°F. После этого сплав на основе никеля может быть охлажден до комнатной температуры и подвергнут старению, как отмечалось выше по отношению к первому неограничивающему варианту осуществления настоящего изобретения. После такой термической обработки сплава на основе никеля, согласно этому неограничивающему варианту осуществления настоящего изобретения, сплав на основе никеля желательным образом имеет микроструктуру, включающую в себя выделения γ′-фазы и γ″-фазы, причем выделения γ′-фазы являются преобладающими упрочняющими выделениями в сплаве на основе никеля, и некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, выбранного из группы, состоящей из выделений δ-фазы и выделений η-фазы, причем упомянутое по меньшей мере одно выделение по границам зерен имеет короткую, в целом стержнеобразную морфологию.
Четвертый неограничивающий вариант осуществления настоящего изобретения предусматривает способ термической обработки сплава на основе никеля, содержащего, в массовых процентах, вплоть до 0,1 углерода, от 12 до 20 хрома, вплоть до 4 молибдена, вплоть до 6 вольфрама, от 5 до 12 кобальта, вплоть до 14 железа, от 4 до 8 ниобия, от 0,6 до 2,6 алюминия, от 0,4 до 1,4 титана, от 0,003 до 0,03 фосфора, от 0,003 до 0,015 бора и никель; при этом сумма массового процентного содержания молибдена и массового процентного содержания вольфрама составляет, по меньшей мере, 2 и не более 8, и при этом сумма атомного процентного содержания алюминия и атомного процентного содержания титана составляет от 2 до 6, отношение атомного процентного содержания алюминия к атомному процентному содержанию титана составляет, по меньшей мере, 1,5, и сумма атомного процентного содержания алюминия и атомного процентного содержания титана, деленная на атомное процентное содержание ниобия, составляет от 0,8 до 1,3. Способ включает в себя обработку сплава на основе никеля на твердый раствор путем нагрева сплава на основе никеля в течение не более чем 4 часов при температуре растворения в пределах от 1725°F до 1850°F и, более конкретно, включает в себя обработку сплава на основе никеля на твердый раствор путем нагрева сплава на основе никеля в течение не более чем 2 часов при температуре растворения в пределах от 1750°F до 1800°F. Способ также включает в себя охлаждение сплава на основе никеля после обработки на твердый раствор при первой скорости охлаждения и старение сплава на основе никеля, как отмечалось выше по отношению к первому неограничивающему варианту осуществления настоящего изобретения. После такой термической обработки сплава на основе никеля, согласно четвертому неограничивающему варианту осуществления настоящего изобретения, сплав на основе никеля желательным образом имеет микроструктуру, которая преобладающим образом упрочнена выделениями γ′-фазы и может содержать некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, выбранного из группы, состоящей из выделений δ-фазы и выделений η-фазы, причем это по меньшей мере одно выделение по границе зерен имеет короткую, в целом стержнеобразную морфологию.
Хотя это и не требуется в обязательном порядке, способ, согласно четвертому неограничивающему варианту осуществления настоящего изобретения, может также включать в себя предварительную обработку сплава на основе никеля на твердый раствор при температуре в пределах от 1500°F до 1650°F в течение времени в пределах от 2 до 16 часов перед обработкой сплава на основе никеля на твердый раствор. Как уже было указано, путем предварительной обработки сплава на основе никеля на твердый раствор в сплаве может быть образовано регулируемое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен. Соответственно, после такой термической обработки сплава на основе никеля, этот сплав на основе никеля желательным образом имеет микроструктуру, которая преимущественным образом упрочнена выделениями γ′-фазы и включает в себя некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, выбранного из группы, состоящей из выделений δ-фазы и выделений η-фазы, причем это по меньшей мере одно выделение по границам зерен имеет короткую, в целом стержнеобразную морфологию.
Не ограничиваясь указанным здесь, после термической обработки сплава на основе никеля, согласно различным неограничивающим вариантам осуществления настоящего изобретения, рассмотренным выше, сплав на основе никеля может иметь предел текучести при 1300°F, по меньшей мере, 120 ksi, относительное удлинение при 1300°F, по меньшей мере, 12 процентов, время до разрушения образца с надрезом при испытании на длительную прочность, по меньшей мере, 300 часов согласно измерениям при 1300°F и 80 ksi и низкую чувствительность к надрезу. Хотя это и не требуется в обязательном порядке, после термической обработки данный сплав может иметь размер зерна 5-8 по ASTM.
Теперь будут описаны сплавы на основе никеля, имеющие желаемую микроструктуру, согласно некоторым неограничивающим вариантам осуществления настоящего изобретения. В одном неограничивающем варианте осуществления настоящего изобретения предложен сплав на основе никеля, включающий в себя матрицу, содержащую выделения γ′-фазы и γ″-фазы, причем выделения γ′-фазы являются преобладающими упрочняющими выделениями в сплаве на основе никеля, и регулируемое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, причем это по меньшей мере одно выделение по границам зерен выбрано из группы, состоящей из выделений δ-фазы и выделений η-фазы; и при этом сплав на основе никеля имеет предел текучести при 1300°F, по меньшей мере, 120 ksi, относительное удлинение при 1300°F, по меньшей мере, 12 процентов, время до разрушения образца с надрезом при испытании на длительную прочность, по меньшей мере, 300 часов согласно измерениям при 1300°F и 80 ksi и низкую чувствительность к надрезу.
Согласно этому неограничивающему варианту осуществления изобретения сплав на основе никеля может быть сплавом типа 718 на основе никеля. Например, сплав типа 718 на основе никеля может быть сплавом типа 718 на основе никеля, содержащим вплоть до 14 массовых процентов железа. Также, сплав типа 718 на основе никеля может быть сплавом на основе никеля, содержащим, в массовых процентах, вплоть до 0,1 углерода, от 12 до 20 хрома, вплоть до 4 молибдена, вплоть до 6 вольфрама, от 5 до 12 кобальта, вплоть до 14 железа, от 4 до 8 ниобия, от 0,6 до 2,6 алюминия, от 0,4 до 1,4 титана, от 0,003 до 0,03 фосфора, от 0,003 до 0,015 бора и никель; при этом сумма массового процентного содержания молибдена и массового процентного содержания вольфрама составляет, по меньшей мере, 2 и не более 8, и при этом сумма атомного процентного содержания алюминия и атомного процентного содержания титана составляет от 2 до 6, отношение атомного процентного содержания алюминия к атомному процентному содержанию титана составляет, по меньшей мере, 1,5, и сумма атомного процентного содержания алюминия и атомного процентного содержания титана, деленная на атомное процентное содержание ниобия, составляет от 0,8 до 1,3.
Сплав на основе никеля согласно этому неограничивающему варианту осуществления изобретения может быть литейным или деформируемым сплавом на основе никеля. Например, не ограничиваясь указанным здесь, сплав на основе никеля может быть изготовлен плавлением исходных материалов, имеющих желаемый состав, в ходе операции вакуумной индукционной плавки ("ВИП") и впоследствии отливки расплавленного материала в слитки. После этого отлитый материал может быть дополнительно очищен переплавом слитка. Например, отлитый материал может быть переплавлен путем вакуумно-электродугового переплава ("ВДП"), электрошлакового переплава ("ЭШП") или ВДП и ЭШП в комбинации, причем все они известны из уровня техники. В качестве альтернативы, для плавления и переплава могут использоваться другие способы, известные из уровня техники.
После плавления сплав на основе никеля может быть подвергнут термической обработке для образования желаемой микроструктуры. Например, не ограничиваясь указанным здесь, сплав на основе никеля может быть подвергнут термической обработке согласно способам термической обработки, описанным в различных неограничивающих вариантах осуществления настоящего изобретения выше, для образования желаемой микроструктуры. В качестве альтернативы, сплав может быть сначала подвергнут ковке или деформационной обработке в горячем или холодном состоянии перед термической обработкой.
Один конкретный, неограничивающий вариант сплава на основе никеля, согласно настоящему изобретению, предусматривает сплав типа 718 на основе никеля, содержащий вплоть до 14 массовых процентов железа и включающий в себя выделения γ′-фазы и γ″-фазы, причем выделения γ′-фазы являются преобладающими упрочняющими выделениями в сплаве на основе никеля, и некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, выбранного из группы, состоящей из выделений δ-фазы и выделений η-фазы, причем это по меньшей мере одно выделение по границам зерен имеет короткую, в целом стержнеобразную морфологию. Согласно этому неограничивающему варианту сплав на основе никеля может быть получен, например, предварительной обработкой сплава на основе никеля на твердый раствор путем нагрева сплава на основе никеля до температуры в пределах от 1500°F до 1650°F в течение времени в пределах от 4 до 16 часов, обработкой сплава на основе никеля на твердый раствор путем нагрева сплава на основе никеля в течение не более чем 4 часов при температуре растворения в пределах от 1725°F до 1850°F, охлаждением сплава на основе никеля при первой скорости охлаждения, по меньшей мере, 800°F в час после обработки сплава на основе никеля на твердый раствор, старением сплава на основе никеля в ходе первой обработки старением путем нагрева сплава на основе никеля в течение от 2 до 8 часов при температуре в пределах от 1325°F до 1450°F и старением сплава на основе никеля в ходе второй обработки старением путем нагрева сплава на основе никеля в течение, по меньшей мере, 8 часов при второй температуре старения, которая составляет в пределах от 1150°F до 1300°F.
Варианты осуществления настоящего изобретения также предусматривают промышленные изделия, изготовленные с использованием сплавов на основе никеля и способов термической обработки сплавов на основе никеля по настоящему изобретению. Неограничивающие примеры промышленных изделий, которые могут быть изготовлены с использованием сплавов на основе никеля и способов термической обработки сплавов на основе никеля, согласно различным вариантам осуществления настоящего изобретения, включают в себя, но не ограничиваются ими, диски турбины или компрессора, лопатки, кожухи, валы и крепежные элементы.
Например, хотя и не ограничиваясь указанным здесь, один вариант осуществления настоящего изобретения предусматривает промышленное изделие, включающее в себя сплав на основе никеля, содержащий матрицу, включающую в себя выделения γ′-фазы и выделения γ″-фазы, причем выделения γ′-фазы являются преобладающими упрочняющими выделениями в сплаве на основе никеля, и некоторое количество по меньшей мере одного выделения по границам зерен, выбранного из группы, состоящей из выделений δ-фазы и выделений η-фазы; и при этом сплав на основе никеля имеет предел текучести при 1300°F, по меньшей мере, 120 ksi, относительное удлинение при 1300°F, по меньшей мере, 12 процентов, время до разрушения образца с надрезом при испытании на длительную прочность, по меньшей мере, 300 часов согласно измерениям при 1300°F и 80 ksi и низкую чувствительность к надрезу. Хотя это и не требуется в обязательном порядке, сплав на основе никеля может иметь размер зерна 5-8 согласно ASTM.
Не ограничиваясь указанным здесь, промышленные изделия, согласно этому неограничивающему варианту осуществления настоящего изобретения, могут быть изготовлены, например, формованием литейного или деформируемого сплава на основе никеля с желаемым составом до желаемой конфигурации, а затем впоследствии термической обработкой сплава на основе никеля для формирования желаемой микроструктуры, описанной выше. Более конкретно, не ограничиваясь указанным здесь, согласно некоторым вариантам осуществления настоящего изобретения, промышленные изделия могут быть изготовлены из литейных или деформируемых сплавов типа 718 на основе никеля, а более конкретно - сплавов типа 718 на основе никеля, которые содержат вплоть до 14 массовых процентов железа. В одном конкретном неограничивающем варианте осуществления настоящего изобретения промышленное изделие выполнено из сплава на основе никеля, содержащего, в массовых процентах, вплоть до 0,1 углерода, от 12 до 20 хрома, вплоть до 4 молибдена, вплоть до 6 вольфрама, от 5 до 12 кобальта, вплоть до 14 железа, от 4 до 8 ниобия, от 0,6 до 2,6 алюминия, от 0,4 до 1,4 титана, от 0,003 до 0,03 фосфора, от 0,003 до 0,015 бора и никель; при этом сумма массового процентного содержания молибдена и массового процентного содержания вольфрама составляет, по меньшей мере, 2 и не более 8, и при этом сумма атомного процентного содержания алюминия и атомного процентного содержания титана составляет от 2 до 6, отношение атомного процентного содержания алюминия к атомному процентному содержанию титана составляет, по меньшей мере, 1,5, и сумма атомного процентного содержания алюминия и атомного процентного содержания титана, деленная на атомное процентное содержание ниобия, составляет от 0,8 до 1,3.
Различные неограничивающие варианты осуществления настоящего изобретения теперь будут пояснены в нижеследующих неограничивающих примерах.
ПРИМЕРЫ
Пример 1
Сплав типа 718 на основе никеля был расплавлен с использованием ВИП и впоследствии отлит в слиток. После этого отлитый материал был переплавлен с использованием ВДП. Отлитый материал был прокован в круглую заготовку с диаметром 8 дюймов и из этой заготовки были вырезаны образцы для испытаний. Сплав имел размер зерна в пределах от 6 до 8 согласно ASTM, со средним размером зерна 7 согласно ASTM, что установлено согласно методике стандарта ASTM E 112. Состав сплава приведен ниже.
Элемент
Массовое процентное содержание
С
0,028
W
1,04
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+остаточные элементы
Остальное
Образцы были разделены на группы и эти группы образцов были подвергнуты предварительной обработке на твердый раствор, указанной ниже в Таблице 1.
Таблица 1
Группа образцов
Предварительная обработка на твердый раствор
1
Нет
2
1550°F в течение 8 часов
3
1600°F в течение 8 часов
4
1650°F в течение 8 часов
После предварительной обработки на твердый раствор каждая из групп образцов была обработана на твердый раствор при 1750°F в течение 1 часа, охлаждена на воздухе, подвергнута старению в течение 2 часов при 1450°F, охлаждена в печи, подвергнута старению в течение 8 часов при 1200°F и охлаждена на воздухе до комнатной температуры. После термической обработки были произведены следующие испытания. По меньшей мере, 2 образца из каждой группы образцов были подвергнуты испытанию на разрыв при 1300°F согласно ASTM E21, и в результате были определены предел прочности, предел текучести, относительное удлинение и относительное сужение поперечного сечения для каждого образца. По меньшей мере, 2 образца из каждой группы образцов были подвергнуты испытанию на длительную прочность при 1300°F и нагрузке 80 ksi согласно ASTM 292, и в результате были определены время до разрушения образца с надрезом и относительное удлинение при разрушении для каждого образца. По меньшей мере, 2 образца из каждой группы были подвергнуты испытанию с надрезом по Шарпи при комнатной температуре согласно ASTM E262 и в результате были определены и ударная вязкость, и поперечное расширение ("LE") каждого образца.
Результаты вышеупомянутых испытаний приведены ниже в Таблице 2, в которой табличное значение представляет собой среднее значение для образцов, испытанных в каждой группе образцов.
Таблица 2
Группа образцов
Предел прочности при 1300°F (ksi)
Предел текучести при 1300°F (ksi)
Относи-тельное удлинение при 1300°F (%)
Относительное сужение при 1300°F (%)
Время до разрушения при 1300°F (часы)
Относительное удлинение при разрушении при 1300°F (%)
Ударная вязкость при комнатной температуре (фут.фунт)
Поперечное расширение при комнатной температуре (мил)
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=Испытания не проведены.
Как видно из Таблицы 2, образцы, которые были предварительно обработаны на твердый раствор при 1550°F в течение 8 часов (т.е. Группа 2), имели лучший предел прочности при растяжении, предел текучести, относительное удлинение и относительное сужение поперечного сечения, значительно лучшую длительную прочность и ударную вязкость, чем образцы, которые не были предварительно обработаны на твердый раствор (т.е. Группа 1), так же как и те, которые были предварительно обработаны на твердый раствор при 1600°F и 1650°F в течение 8 часов (т.е. Группы 3 и 4). Кроме того, свойства образцов из Группы 4 были немного ниже, чем у образцов, которые не были предварительно обработаны на твердый раствор, но считались по-прежнему приемлемыми.
Как было сказано ранее, предварительная обработка на твердый раствор деформируемых сплавов на основе никеля при температуре в пределах от 1550°F до 1600°F может привести к благоприятным выделениям по меньшей мере одной пограничной фазы. Также, как было сказано, пограничная фаза, когда она присутствует в желаемом количестве и форме, как полагают, упрочняет границы зерен сплава на основе никеля и, таким образом, приводит к улучшению свойства сплавов при повышенных температурах.
Пример 2
Испытываемые образцы были приготовлены так, как описывалось выше в Примере 1. Испытываемые образцы были затем разделены на группы, и группы были подвергнуты обработке на твердый раствор и старению, указанным ниже в Таблице 3.
Таблица 3
Группа образцов
Обработка на твердый раствор
Первая обработка старением
Вторая обработка старением
5
1750°F в течение 1 часа
1325°F в течение 8 часов
1150°F в течение 8 часов
6
1750°F в течение 1 часа
1450°F в течение 2 часов
1200°F в течение 8 часов
7
1800°F в течение 1 часа
1325°F в течение 8 часов
1150°F в течение 8 часов
8
1800°F в течение 1 часа
1450°F в течение 2 часов
1200°F в течение 8 часов
Между обработкой на твердый раствор и первой обработкой старением образцы были охлаждены на воздухе, при этом между первой и второй обработками старением использовалась скорость охлаждения примерно 100°F в час (т.е., охлаждение в печи). После второй обработки старением образцы были охлаждены до комнатной температуры охлаждением на воздухе.
комн
После термической обработки образцы каждой группы были испытаны так, как описано выше в Примере 1, за исключением того, что вместо испытаний с надрезом по Шарпи при комнатной температуре, проведенных выше в Примере 1, образцы Групп 5-8 были подвергнуты дополнительному испытанию на растяжение при комнатной температуре ("Т"). Результаты этих испытаний приведены ниже в Таблице 4, в которой табличные значения представляют собой средние значения для испытанных образцов.
Как видно из результатов в Таблице 4, образцы Групп 5, 6 и 8 имели пределы текучести, по меньшей мере, примерно 120 ksi при 1300°F и относительные удлинения, по меньшей мере, примерно 12 процентов при 1300°F. Кроме того, Группы 5-7 также имели времена до разрушения при испытании на длительную прочность при 1300°F и 80 ksi, по меньшей мере, примерно 300 часов и низкую чувствительность к надрезу.
Среди двух групп, которые были обработаны на твердый раствор при 1750°F (т.е., Группа 5 и Группа 6), предел прочности и предел текучести обеих групп при комнатной температуре и при 1300°F, пластичность при повышенной температуре и длительная прочность у испытываемых образцов Группы 6 были, как правило, лучше по сравнению с образцами Группы 5. Хотя это и не означает, что ограничиваются указанным здесь, это, как полагают, связано с более высокими температурами старения, использованными при старении образцов Группы 6.
Как дополнительно показано в Таблице 4, разрывы по надрезу наблюдались в Группе 8. Однако, как показано в Таблице 5, когда испытание на длительную прочность было повторено на круглом 4-дюймовом образце кованой заготовки, который был термически обработан аналогично образцам Группы 8, разрывов по надрезу не наблюдалось. Хотя повторное испытание было выполнено на круглых 4-дюймовых образцах кованой заготовки в противоположность круглым 8-дюймовым образцам кованой заготовки, отсутствие разрывов по надрезу, как полагают, не связано с различными размерами образцов. Соответственно, такие термические обработки, как использованные при термической обработке Группы 8, как полагают, являются подходящими с точки зрения получения сплавов на основе никеля, имеющих желаемые свойства длительной прочности.
Таблица 5
Обработка на твердый раствор*
Первая обработка старением**
Вторая обработка старением***
Время до разрушения при 1300°F и 80 ksi (часы)
Относительное удлинение при разрушении при 1300°F(%)
1750°F в течение 1 часа
1450°F в течение 2 часов
1200°F в течение 8 часов
558,4
27,6
1800°F в течение 1 часа
1450°F в течение 2 часов
1200°F в течение 8 часов
525,5
32,2
*Между обработкой на твердый раствор и первой обработкой старением образцы были охлаждены на воздухе.
** Между первой и второй обработками старением образцы были охлаждены в печи со скоростью примерно 100°F в час.
*** После второй обработки старением образцы были охлаждены до комнатной температуры на воздухе.
Пример 3
Испытываемые образцы были подготовлены так, как описано выше в Примере 1. Испытываемые образцы были разделены на группы и эти группы образцов были обработаны на твердый раствор при 1750°F в течение времени, приведенного ниже для каждой группы в Таблице 6. После обработки на твердый раствор каждый из испытываемых образцов был охлажден на воздухе до комнатной температуры и впоследствии подвергнут старению при 1450°F в течение 2 часов, охлажден в печи до 1200°F и подвергнут старению в течение 8 часов перед охлаждением на воздухе до комнатной температуры.
Таблица 6
Группа образцов
Время обработки на твердый раствор
9
1 час
10
3 часа
11
4 часа
После термической обработки образцы из каждой группы образцов были испытаны так, как описано выше в Примере 1, за исключением того, что испытание на ударную вязкость с надрезом по Шарпи на этих испытываемых образцах не проводилось. Результаты этих испытаний приведены ниже в Таблице 7, в которой табличные значения представляют собой средние значения для испытанных образцов.
Таблица 7
Группа образцов
Предел прочности при растяжении при 1300°F (ksi)
Предел текучести при 1300°F (ksi)
Относительное удлинение при 1300°F(%)
Относительное сужение при 1300°F (%)
Время до разрушения при 1300°F (часы)
Относительное удлинение при разрушении при 1300°F (%)
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
Как видно из данных в Таблице 7, хотя только Группа 9 имеет время до разрушения при испытании на длительную прочность, по меньшей мере, 300 часов при 1300°F и 80 ksi, все образцы имели пределы текучести при 1300°F, по меньшей мере, 120 ksi и относительное удлинение при 1300°F, по меньшей мере, 12 процентов. Хотя свойства длительной прочности Групп 10 и 11 ниже, чем эти свойства у Группы 9, полагают, что времена обработки на твердый раствор более чем 2 часа могут, тем не менее, быть полезными в некоторых областях применения. Кроме того, как указывалось выше, когда термической обработке подвергают образцы или обрабатываемые детали с большими размерами, могут потребоваться времена растворения более 2 часов для того, чтобы растворить по существу все выделения γ′ и γ″-фаз.
Пример 4
Образцы были подготовлены из 4-дюймовых в диаметре, с закругленными углами, квадратных повторно кованых заготовок, имеющих размер зерен в пределах от 4,5 по ASTM до 5,5 по ASTM, со средним размером зерен 5 по ASTM, как определено согласно методике стандарта ASTM E 112. Испытываемые образцы были разделены на группы, и эти группы образцов были обработаны на твердый раствор при 1750°F в течение 1 часа и были охлаждены до комнатной температуре при скоростях охлаждения, приведенных ниже для каждой группы в Таблице 8. После охлаждения до комнатной температуры образцы подвергались старению при 1450°F в течение 2 часов, охлаждались в печи до 1200°F и подвергались старению в течение 8 часов перед охлаждением на воздухе до комнатной температуры.
Таблица 8
Группа образцов
Скорость охлаждения после обработки на твердый раствор
12
Примерно 22500°F/час(Охлаждение воздухом)
13
1000°F/час
14
400°F/час
После термической обработки образцы каждой группы были испытаны так, как описано выше в Примере 3. Результаты этих испытаний приведены ниже в Таблице 9, в которой табличные значения представляют собой средние значения для испытанных образцов.
Таблица 9
Группа образ-цов
Предел прочности при растяжении при 1300°F (ksi)
Предел текучести при 1300°F (ksi)
Относительное удлинение при 1300°F(%)
Относительное сужение при 1300°F (%)
Время до разрушения при 1300°F (часы)
Относительное удлинение при разрушении при 1300°F (%)
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
Как видно из данных в Таблице 9, когда скорость охлаждения после обработки на твердый раствор была низкой (например, 400°F в час для Группы 14), были получены пределы текучести менее 120 ksi при 1300°F. При более высоких скоростях охлаждения (например, 1000°F в час для Группы 13 и 22500°F в час для Группы 14) наблюдали пределы текучести, по меньшей мере, 120 ksi при 1300°F. Однако относительное удлинение при 1300°F, по меньшей мере, 12 процентов и время до разрушения при испытании на длительную прочность, по меньшей мере, 300 часов при 1300°F и 80 ksi наблюдали для всех образцов.
Пример 5
Испытываемые образцы были подготовлены так, как описано выше в Примере 1. После этого испытываемые образцы были разделены на Группы 15-21. Образцы были обработаны на твердый раствор при 1750°F в течение 1 часа. После обработки на твердый раствор образцы были охлаждены до комнатной температуры со скоростью, равной примерно 22500°F в час (охлаждение на воздухе) перед старением, как показано в Таблице 10.
После первой обработки старением все образцы были охлаждены в печи до второй температуры старения, что давало в результате среднюю скорость охлаждения от примерно 50°F до примерно 100°F в час. Далее, после завершения второй обработки старением, образцы были охлаждены на воздухе до комнатной температуры.
Таблица 10
Первая обработка старением
Вторая обработка старением
Группа образцов
Температура старения (°F)
Время старения (часы)
Температура старения (°F)
Время старения (часы)
15
1365
8
1150
8
16
1365
8
1200
8
17
1400
8
1150
8
18
1400
8
1200
8
19
1450
8
1200
8
20
1450
2
1150
8
21
1450
2
1200
8
После термической обработки, по меньшей мере, 2 образца из каждой группы образцов были испытаны так, как описано выше в Примере 3. Результаты этих испытаний приведены ниже в Таблице 11, в которой табличные значения представляют собой средние значения для испытанных образцов.
Таблица 11
Группа образцов
Предел прочности при растяжении при 1300°F(ksi)
Предел текучести при 1300°F (ksi)
Относительное удлинение при 1300°F(%)
Относительное сужение при 1300°F (%)
Время до разрушения при 1300°F (часы)
Относительное удлинение при разрушении при 1300°F
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
Была также проверена термическая устойчивость механических свойств (жаропрочность) испытываемых образцов при повышенных температурах путем воздействия на, по меньшей мере, 2 образца из каждой группы образцов температуры 1400°F в течение 100 часов перед тем испытанием, которое описано выше. Результаты этих испытаний приведены в Таблице 12 ниже.
Таблица 12
Группа образцов
*Предел прочности при растяжении при 1300°F(ksi)
*Предел текучести при 1300°F (ksi)
*Относительное удлинение при 1300°F(%)
*Относительное сужение при 1300°F (%)
*Время до разрушения при 1300°F (часы)
*Относительное удлинение при разрушении при 1300°F (%)
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
*Подвергнуты воздействию температуры 1400°F в течение 100 часов перед испытанием.
Как видно из данных в Таблицах 11 и 12, образцы, подвергнутые старению при первой температуре старения примерно 1450°F в течение 2 часов и второй температуре старения примерно 1200°F в течение 8 часов (т.е., Группа 21), имели самые высокие сочетания пределов прочности на разрыв и пределов текучести при 1300°F и самое высокое время до разрушения при испытании на длительную прочность. После теплового воздействия при температуре в 1400°F (Таблица 12) образцы Группы 21 имели самый высокий предел текучести и длительную прочность при 1300°F. Эти результаты близки к образцам из Групп 15, 16 и 20.
Кроме того, может быть замечено, что после длительного теплового воздействия была улучшена пластичность сплавов. Не желая связывать себя какой-либо определенной теорией, полагают,  что поскольку образцы не были предварительно обработаны на твердый раствор, а скорость охлаждения, использованная при охлаждении образцов от температуры растворения, была высокой (примерно 22500°F/час), образование желаемых выделений δ/η-фаз по границам зерен, как было описано подробно ранее, не было достигнуто до окончания теплового воздействия.
Должно быть понятно, что данное описание иллюстрирует аспекты изобретения, необходимые для ясного понимания изобретения. Некоторые аспекты изобретения, которые были бы очевидными для специалистов в данной области техники и поэтому не способствовали бы лучшему пониманию изобретения, представлены не были для того, чтобы упростить данное описание. Хотя настоящее изобретение было описано в сочетании с некоторыми вариантами его осуществления, настоящее изобретение не ограничено конкретными раскрытыми здесь вариантами, а предназначено охватить те изменения и модификации, которые находятся в рамках сущности и объема изобретения, которые определяются прилагаемой формулой изобретения.