CN101960030A - 镍基γ＇强化超级合金 - Google Patents

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Abstract

公开了一种具有高抗高温腐蚀性、高抗氧化性、高涂层相容性、良好焊接合物、高相稳定性和至少中等的抗蠕变性的独特混合特性的镍基γ’强化超级合金。其组合物包括最多20wt％的Co、17-21wt％的Cr、2-5wt％的Mo+W+Re、最多2wt％的Mo、4-4.7wt％的Al、3-7wt％的Ta、0.01-0.3wt％的C+Zr+B、0.05-1wt％的Hf、0.05-1wt％的Si和总共0.01-0.2wt％的稀土元素如Sc、Y、锕系元素和镧系元素。该组合物可用作受中等应力的特别是燃气涡轮中的热部件的基体合金，和用作用于熔覆和焊补受中等应力的特别是燃气涡轮中的热部件的填料合金。

Description

镍基γ＇强化超级合金
本发明涉及一种镍基γ’强化超级合金。还涉及其在例如但不限于燃气涡轮的叶片、热屏蔽、密封和燃烧室部件在内的热部件中的应用。还涉及其作为填料合金在例如但不限于燃气涡轮的轮叶、叶片、热屏蔽和燃烧室部件之类热部件的熔覆和修复中的应用。还涉及其以等轴、定向凝固或单晶形式的应用。
γ’强化镍基超级合金对于航空和陆地基燃气涡轮中的关键部件来说是必不可少的，但也被用于其它应用。所述超级合金之间的差异取决于开发它们时达到的知识和制造技术水平以及对性能如抗高温腐蚀性、抗氧化性、涂层相容性、焊接性、相稳定性和抗蠕变强度的不同相对侧重。大部分合金开发都强调燃气涡轮叶片所需的高抗蠕变强度，其中所述轮叶附着在转子上并会承受由于转子的转动所产生的高载荷。
镍基γ’强化超级合金以单晶(SX)、定向凝固或等轴形式使用。在每种晶体中，都存在主要由Ni以及位于固溶体中的如Co、Cr、Mo、W和Re之类的元素构成的γ相基质，和主要由Ni3Al以及位于固溶体中的如Ti、Ta和Nb之类的元素构成的γ’相颗粒。晶界，如果存在的话，通常点缀有能提供粘合强度的碳化物和/或硼化物。Zr也有助于晶界粘合。
抗蠕变强度由如Mo、W和Re之类能提供γ基质的固溶强化和如Ti、Ta和Nb之类能提供γ’颗粒的固溶强化的元素提供。Ta具有特别高的每原子％强化作用。Al由于能提高γ’颗粒的含量和集聚基质中的Mo、W和Re水平，所以能够提供抗蠕变强度。
如果基质中的Cr、Mo、W和Re浓度过高，则在使用中将形成所谓的拓扑密堆积(TCP)相。因此，如果要避免形成TCP，则提高的γ’含量或提高的Mo、W或Re水平必将伴随着Cr的减少。TCP析出的一个特定结果就是抗蠕变强度降低。
[Caron1]教导，对于合金来说TCP析出的危险可以通过对比该合金与具有已知的TCP风险的比较类似的合金的Md值来估计。对于此处所分析的合金，可以通过下式来计算Md值：
Md＝0.717aNi+0.787aCo+1.142aCr+1.55aMo+1.655aW+1.9aAl+2.271aTi+2.224aTa
其中aCo是Co的原子％含量，其它类似。
抗高温腐蚀性由Cr提供。最多允许中等的Mo水平也非常重要。
[Goldschmidt]教导，具有16wt％Cr和3wt％Mo的SC16合金的抗高温腐蚀性远远不及具有16wt％Cr和1.8wt％Mo的IN738LC。
通常认为IN738LC具有高抗高温腐蚀性。因此，在新合金中限制最多2wt％Mo似乎是比较明智的。
对于高燃烧温度的燃气涡轮来说，人们通常认为高抗氧化性要求能形成粘着的连续Al2O3氧化皮的能力，如1000摄氏度水平的金属温度所需的。
[Barrett]教导，此能力由Al提供，能被Cr和Ta提高，被Mo和W略微降低，和被Ti和Nb显著降低。这意味着如果Cr和Ta水平提高了或者Ti和Nb水平降低了，要形成这种Al2O3氧化皮所需的Al将变少。
[Sarioglu]教导，偶存元索如S能显著降低所述氧化皮粘着，但此效果会被清洁铸造(clean casting)与低测定水平的活性元素(RE)的加入的结合中和。
[Pint1]强调了S的重要性，并进一步教导当结合了低水平的Hf和稀土Y时有益的RE效果。
[Caron2]教导当结合了低水平的Hf与Si时有益的RE效果。
[Pint2]教导当使用多种RE时可以获得最佳的RE效果，一个例子是在对包含低水平的Zr、Si和Y的Haynes-214进行测试时所观察到的出色的循环抗氧化性。
与现代的高燃烧温度燃气涡轮特别相关的涂层相容性的一个重要方面是所施加的热障涂层的循环寿命。
[Wahl&Harris]教导当向基体合金中添加了稀土元素时可以显著提高TBC的散裂寿命。
[Wu]教导TBC的散裂寿命可与基体合金的抗氧化性相关联。特别是，Ti含量最高的基体合金散裂寿命最短。
普遍接受的是，凝固或随后的热处理过程中焊缝破裂的危险会随着基体和填料合金的γ’含量的提高而增大。
所用参考文献如下：
[Caron 1]P.Caron，High Gamma Prime Solvus New Generation Nickel-Based Superalloys for Single Crystal Turbine Blade Applications Proceedings‘Superalloys 2000′；
[Goldschmidt]D.Goldschmidt，Single-Crystal Blades Proc.fromMaterials for Advanced Power Engineering 1994，Part I，p.661-674；
[Barrett]C.A.Barrett，A Statistical Analysis of Elevated Temperature Gravimetric Cyclic Oxidation Data of 36Ni-and Co-base Superalloys based on an Oxidation Attack Parameter NASA TM 105934；
[Sarioglu]C.Sarioglu等，The Control of Sulfur Content in Nickel-Base Single Crystal Superalloys and its Effect on Cyclic Oxidation Resistance Proceedings  ‘Superalloys 1996′；
[Pint 1]B.A.Pint等，Effect of Cycle Frequency on High-Temperature Oxidation Behavior of Alumina-and  Chromia-Forming Alloys Oxidation ofMetals，58(1/2)，73-101(2002)；
[Caron 2]P.Caron等，Improvement of the Cyclic Oxidation Behaviour of Uncoated Nickel Based Single Crystal Superalloys Materials Proceedings ‘Materials for Advanced Power Engineering 1994′；
[Pint 2]B.A.Pint等，The use of Two Reactive Elements to Optimize Oxidation Performance of Alumina-Forming Alloys Materials at High Temperature 20(3)375-386，2003；
[Wahl&Harris]J.B.Wahl，K.Harris，Advances in Single Crystal Superalloys  -Control of Critical Elements Proceedings‘7th Parsons conference′，2007；
[Wu]R.Wu等，On the Compatibility of Ni ckel-Based Single Crystal Superalloys with Coating Systems Proceedings‘7th Parsons conference′，2007；
[Caron 3]P.Caron等，Development of New High Strength Corrosion Resistant SingleCrystal Superalloys for Industrial gas Turbine Applications Proceedings‘5th Parsons confer-ience′，2000。
早期的合金开发产生了诸如U-700之类的合金，其中U-700的组成以wt％计为Ni-17Co-15Cr-4.5Mo-4.3Al-3.5Ti-0.07Zr-0.08C。尽管含有3.5wt％的Ti，但由于有15wt％的Cr，U-700可以以4.3wt％的Al形成连续Al2O3氧化皮。这些合金由于其高水平的Mo(开发这些合金时使用的主要强化元素)，所以具有低于其Cr水平所暗示的抗高温腐蚀性。它们的γ’含量在45-55vol％的范围内，这意味着它们不能提供好的焊接性。它们具有析出TCP的趋势，且通常提供中等的抗蠕变强度。
后来的合金开发的一条路线导致了如可商购的合金IN939、IN738LC和IN792之类的合金，这类合金至今仍然是陆基燃气涡轮的标准。IN939是一种通常用于叶片的合金，组成以wt％计为Ni-19Co-22Cr-2W-2Al-3.7Ti-1.4Ta-1Nb-0.1Zr-0.15C-0.01B。IN738LC的组成为Ni-8.5Co-16Cr-1.8Mo-2.6W-3.4Al-3.4Ti-1.8Ta-0.9Nb-0.09Zr-0.08C-0.01B。IN792的组成为Ni-9Co-12.5Cr-1.8Mo-4.2W-3.4Al-4.2Ti-4.2Ta-0.08C-0.015B。
与U-700之类的合金相比，Mo被W部分取代以提高抗高温腐蚀性，Al被Ti、Nb和Ta部分取代以通过提高γ’的固溶强化来提高抗蠕变强度。特别是这些合金包含高Ti水平。
根据其Cr含量不同，它们的抗高温腐蚀性从非常高(比如在IN939之类的合金中)到中等(如在IN792中)不等。这些合金不具有形成连续Al2O3氧化皮的能力，因此它们不能提供高抗氧化性。由于其高Ti水平，它们的涂层相容性最多只是中等。γ’颗粒含量一般在30-55vol％的范围内，按照轮叶和叶片合金的标准，在此区间下端的合金如IN939具有良好的焊接性。知识的进步使得合金设计者可以比上述老的合金更好地处理相稳定性。抗蠕变强度从中(比如在IN939之类的合金中)到高(比如在IN792之类的合金中)不等。
近来人们开发了具有降低的Ti以及提高的Al和Ta水平的衍生物如SCA425和SCA425Hf，参见[Caron3]。SCA425的组成以wt％计为Ni-5Co-16Cr-1Mo-4W-4Al-2Ti-5Ta，SCA425Hf为了RE效果和涂层相容性还包含0.4Hf。对SCA425的室内氧化试验表明其差不多、但并非完全能够形成连续Al2O3氧化皮，参见图1。SCA425的抗蠕变强度高。降低的Ti水平意味着相对于IN738LC之类的合金来说提高的涂层相容性。它们的γ’含量在45-55vol％的范围内，这意味着它们不能提供良好的焊接性。
后来的合金开发的另一条路线导致了如Mar M-247之类的合金，所述Mar M-247的组成以wt％计为Ni-10Co-8Cr-0.7Mo-10W-5.65Al-1Ti-3Ta-1.5Hf-0.15C。DS和SX铸造的引入导致了如CM247DS和Rene N5之类的衍生合金。在Rene N5中，一些W被Re取代，且Hf被Ta取代。组成以wt％计为Ni-7.5Co-7Cr-1.5Mo-5W-3Re-6.1Al-6.5Ta-0.1Hf-0.05C。
由于其极低的Cr水平，这类合金的抗高温腐蚀性很弱。其由从中到高的Ta水平支持的高Al水平使得它们尽管Cr水平极低但仍能形成连续Al2O3氧化皮。由于低Ti水平，它们的涂层相容性高。近来，在通过清洁铸造和利用RE效果提高其抗氧化性和涂层相容性方面作了很多工作。由于其在60-75vol％范围内的极高γ’含量，它们的焊接性很弱。人们已经注意到了要实现相稳定性以避免由于TCP析出而导致抗蠕变强度降低。它们的抗蠕变强度从高(比如在Mar M-247之类的合金中)到极高(比如在Rene N5之类的合金中)不等。
在这三个主要类别之外，还有一些使人感兴趣的专用合金。Haynes-214的基本组成以wt％计为Ni-3Fe-16Cr-4.5Al，且还包含低水平的Zr、Si和Y以提供RE效果。它结合了高抗高温腐蚀性、出色的抗氧化性和高焊接性。由于其不包含强化元素，所以抗蠕变强度较差。
所有上述合金都不能提供高抗高温腐蚀性、高抗氧化性、高涂层相容性、良好焊接性、高相稳定性和至少中等的抗蠕变性的混合特性，本发明的目的就是提供这样一种混合特性。
这种性能混合对于受中等应力的燃气涡轮部件如叶片和热屏蔽的设计和对于用于熔覆和焊补燃气涡轮部件的受中等应力部件如轮叶叶尖和平台的填料来说将是有用的。此外，这种性能混合还将可用于受热障涂层保护的部件。
考虑一个部件和所述部件上的一个热点。具有此性能混合的基体合金将为施加的热障涂层提供比富Ti合金如IN939更高的循环寿命，并且，如果发生散裂将提供更长的残余寿命。
进一步考虑用富Ti合金如IN939铸造并用热障涂层保护的部件，且所述部件在热点处遭受了此热障涂层的局部散裂，导致氧化破坏。用具有所述性能混合的填料合金进行焊补将导致在焊补后再应用时具有局部提高的抗热障涂层散裂能力，且如果发生散裂将具有提高的残余寿命。
具有此性能混合的基体和填料合金还将提供比高Mo含量合金如U-700或低Cr含量合金如Mar M-247更好的在腐蚀环境中的耐用性。此外，它们还将提供比弱合金如Haynes-214更好的尺寸稳定性。
进一步考虑在焊接中，在焊接和随后在使用中的相互扩散过程中将发生混合。特别是，对于富Ti基体合金如IN939来说Ti可能会扩散到所述填料合金中。一个优点将是得到保留了足够的相稳定性并同时吸收了一些Ti以避免TCP析出的填料合金。毕竟，TCP相又名脆性相。
在本发明中通过采用中等水平的Al和Ta，高水平的Cr，多种活性元素，中等水平的基质强化元素如Mo、W和Re，对Mo水平的特别限制，和通过避免有害的γ’强化元素如Ti和Nb，满足了所述对高抗高温腐蚀性、高抗氧化性、高涂层相容性、良好焊接性、高相稳定性和至少中等的抗蠕变性的要求。
原理在于，由于高水平的Cr、多种RE效果和避免了有害元素如Ti和Nb，中等水平的Al和Ta就足以使得能够形成粘着的连续Al2O3氧化皮。因此，可以将γ’含量保持得充分低以实现良好的焊接性。此外，中等水平的基质和γ’强化元素使得实现了中等抗蠕变强度。另外，高水平的Cr和对Mo的严格限制使得实现了高抗高温腐蚀性。另外，由于γ’含量和基质强化元素的量中等，所以从相稳定性的角度可以容忍高水平的Cr。另外，通过避免有害元素如Ti和Nb，以及通过结合清洁铸造和RE的使用来中和任何残留的S，实现了高涂层相容性。
根据本发明的一个实施方案，所述合金可以包括，以wt％计，最多20wt％的Co、17-21wt％的Cr、2-5wt％的Mo+W+Re、最多2wt％的Mo、4-4.7wt％的Al、3-7wt％的Ta、0.01-0.3wt％的C+Zr+B、0.05-1wt％的Hf、0.05-1wt％的Si和总共0.01-0.2wt％的稀土元素如Sc、Y、锕系元素和镧系元素。
此外，所述合金可以包括，以wt％计，2-12wt％的Co、17-21wt％的Cr、最多1wt％的Mo、1-4wt％的W、4-4.7wt％的Al、3-7wt％的Ta、0.01-0.1wt％的C、0.01-0.15wt％的Zr、0.002-0.02wt％的B、0.05-1wt％的Hf、0.05-1wt％的Si和总共0.01-0.2wt％的Ce+La+Y+Dy。
此外，所述合金可以包括3-7wt％的Co、17-19wt％的Cr、0.5-1wt％的Mo、2-3wt％的W、4.2-4.6wt％的Al、3.5-5wt％的Ta、0.01-0.07wt％的C、0.01-0.1wt％的Zr、0.002-0.01wt％的B、0.05-0.5wt％的Hf、0.05-0.5wt％的Si和总共0.01-0.1wt％的Ce+La+Y+Dy。
此外，所述合金可以包括4.5-5.5wt％的Co、17.7-18.3wt％的Cr、0.7-0.9wt％的Mo、2.3-2.7wt％的W、4.3-4.5wt％的Al、4.2-4.6wt％的Ta、0.02-0.04wt％的C、0.02-0.05wt％的Zr、0.002-0.008wt％的B、0.07-0.13wt％的Hf、0.07-0.13wt％的Si和总共0.01-0.03wt％的Ce+La+Y+Dy。
在一个被称作STAL18的优选实施方案中，所述合金可以包括约5wt％的Co、约18wt％的Cr、约0.8wt％的Mo、约2.5wt％的W、约4.4wt％的Al、约4.4wt％的Ta、约0.03wt％的C、约0.03wt％的Zr、约0.005wt％的B、约0.1wt％的Hf、约0.1wt％的Si和约0.02wt％的Ce。
或者，所述合金可以包括3-7wt％的Co、19-21wt％的Cr、2-4wt％的W、4.3-4.7wt％的Al、4-7wt％的Ta、0.01-0.07wt％的C、0.01-0.1wt％的Zr、0.002-0.01wt％的B、0.05-0.5wt％的Hf、0.05-0.5wt％的Si和总共0.01-0.1wt％的Ce+La+Y+Dy。
此外，所述合金可以包括4.4-5.5wt％的Co、19.7-20.3wt％的Cr、2.7-3.3wt％的W、4.4-4.6wt％的Al、5.3-5.7wt％的Ta、0.02-0.04wt％的C、0.02-0.05wt％的Zr、0.002-0.008wt％的B、0.07-0.13wt％的Hf、0.07-0.13wt％的Si和总共0.01-0.03wt％的Ce+La+Y+Dy。
在一个被称作STAL20的优选实施方案中，所述合金可以包括约5wt％的Co、约20wt％的Cr、约3wt％的W、约4.5wt％的Al、约5.5wt％的Ta、约0.03wt％的C、约0.03wt％的Zr、约0.005wt％的B、约0.1wt％的Hf、约0.1wt％的Si和约0.02wt％的Ce。
本发明的超级合金优选地使用清洁生产工艺来加工。为保证最佳的结果，所述超级合金应当包含少于2ppmw的S。
或者，当所述合金被用作基体合金时，可以设计进一步的实施方案来最佳化与具体的涂层的相容性。或者，当所述合金被用作用于熔覆和焊补的填料合金时，可以设计进一步的实施方案来最佳化与具体的基体合金和涂层的相容性。例如为了与含Re的基体合金的相容性，可以包含Re，且可以匹配Co水平。
对于最宽的实施方案，Cr的下限和Mo的最高可容许水平，即可能的最坏结合，很可能提供高抗高温腐蚀性。
另外，通过与如图1所示在1000摄氏度时效600h后能够在大部分表面上但不能在某些点上形成连续Al2O3氧化皮的合金SCA425Hf对比，可以最好地说明形成粘着的连续Al2O3氧化皮的能力。其Al含量位于上述实施方案的下限，其Cr含量低于所述实施方案的下限、其适度有害的Mo+W水平位于所述实施方案的上限，且其包含2wt％的有害的Ti。因此，SCA425Hf的边界特性强有力地表明，所述实施方案中可能的最差组成也能够形成连续Al2O3氧化皮。然后，清洁铸造和多种RE效果的结合将向此连续Al2O3氧化皮提供氧化皮粘着。
另外，通过不具有Ti或Nb，以及通过清洁铸造和使用RE来中和S，提供了高涂层相容性。
上述结论适用于任何优选实施方案。
对于被称作STAL18的实施方案，组成为Ni-5Co-18Cr-0.8Mo-2.5W-4.4Al-4.4Ta的ThermoCalc模拟预测在900摄氏度的平衡温度下γ’含量为30％，参见图2。这低到了足以产生良好的焊接性，但又没有低到产生弱抗蠕变强度。
基于Caron公式计算的Ni-5Co-18Cr-0.8Mo-2.5W-4.4Al-4.4Ta和Ni-5Co-18Cr-0.8Mo-2.5W-4.4Al-1Ti-4.4Ta的Md值分别为0.9477和0.9657，其可以与已知在TCP析出方面足够稳定的合金STAL425的Md值0.9771相比。这意味着当此合金被用作用于焊接富Ti基体合金如IN939的填料合金时，由于混合或者焊接或使用过程中的相互扩散，可以吸收1wt％的Ti而没有TCP析出的危险。这表示由于TCP析出而导致的在相互扩散区出现弱疲劳性能的危险被显著降低。毕竟，TCP相又名脆性相。
ThermoCalc模拟中所见的大热处理窗口还表示当其被用作用于焊接的填料合金时，其将以完全固溶响应而不会产生与大多数基体合金相关联的HIP步骤和固溶的初熔。
基质强化元素的水平高于IN939。尽管以原子％计强化元素的含量较少，但Ta的高强化作用意味着至少中等的γ’颗粒固溶强化。Ta/Al之比例如与另一种避免了Ti和Nb的合金Rene N5的相似。这连同30％的γ’含量一起，为上述实施方案强有力地促成了至少中等的抗蠕变强度。
由于更高的Cr和Ta水平，被称作STAL20的实施方案将比STAL18具有更高的抗高温腐蚀性和抗蠕变强度。计算的Md值为0.9621，表明基于与SCA425的比较具有好的相稳定性。与STAL18不同，相对于Ti的吸收其将对于TCP析出不具有大的余地，并因此不太适于用作用于富Ti基体合金的填料合金。
图1(左)显示了在1000摄氏度下时效600h后在SCA425Hf的大部分表面上形成的连续Al2O3氧化皮。图1(右)显示了在小的孤立的表面积下形成厚的耗尽区和内部氮化物。这些表明Al2O3氧化皮允许穿过该氧化皮的渗漏，即它在这些区域是不连续的。
图2(右)显示了对优选实施方案STAL18的基本组成的ThermoCalc模拟。

Claims (18)

1.镍基γ’强化超级合金，其包含：最多20wt％的Co、17-21wt％的Cr、2-5wt％的Mo+W+Re、最多2wt％的Mo、4-4.7wt％的Al、3-7wt％的Ta、0.01-0.3wt％的C+Zr+B、0.05-1wt％的Hf、0.05-1wt％的Si和总共0.01-0.2wt％的稀土元素。
2.权利要求1的镍基γ’强化超级合金，其中所述稀土元素为Sc、Y、锕系元素或镧系元素中的至少一种元素。
3.权利要求1或2的镍基γ’强化超级合金，其包含：2-12wt％的Co、17-21wt％的Cr、最多1wt％的Mo、1-4wt％的W、4-4.7wt％的Al、3-7wt％的Ta、0.01-0.1wt％的C、0.01-0.15wt％的Zr、0.002-0.02wt％的B、0.05-1wt％的Hf、0.05-1wt％的Si和总共0.01-0.2wt％的Ce+La+Y+Dy。
4.权利要求3的镍基γ’强化超级合金，其包含：3-7wt％的Co、17-19wt％的Cr、0.5-1wt％的Mo、2-3wt％的W、4.2-4.6wt％的Al、3.5-5wt％的Ta、0.01-0.07wt％的C、0.01-0.1wt％的Zr、0.002-0.01wt％的B、0.05-0.5wt％的Hf、0.05-0.5wt％的Si和总共0.01-0.1wt％的Ce+La+Y+Dy。
5.权利要求4的镍基γ’强化超级合金，其包含：4.5-5.5wt％的Co、17.7-18.3wt％的Cr、0.7-0.9wt％的Mo、2.3-2.7wt％的W、4.3.-4.5wt％的Al、4.2-4.6wt％的Ta、0.02-0.04wt％的C、0.02-0.05wt％的Zr、0.002-0.008wt％的B、0.07-0.13wt％的Hf、0.07-0.13wt％的Si和总共0.01-0.03wt％的Ce+La+Y+Dy。
6.权利要求5的镍基γ’强化超级合金，其包含：约5wt％的Co、约18wt％的Cr、约0.8wt％的Mo、约2.5wt％的W、约4.4wt％的Al、约4.4wt％的Ta、约0.03wt％的C、约0.03wt％的Zr、约0.005wt％的B、约0.1wt％的Hf、约0.1wt％的Si和约0.02wt％的Ce。
7.权利要求3的镍基γ’强化超级合金，其包含：3-7wt％的Co、19-21wt％的Cr、2-4wt％的W、4.3-4.7wt％的Al、4-7wt％的Ta、0.01-0.07wt％的C、0.01-0.1wt％的Zr、0.002-0.01wt％的B、0.05-0.5wt％的Hf、0.05-0.5wt％的Si和总共0.01-0.1wt％的Ce+La+Y+Dy。
8.权利要求7的镍基γ’强化超级合金，其包含：4.5-5.5wt％的Co、19.7-20.3wt％的Cr、2.7-3.3wt％的W、4.4-4.6wt％的Al、5.3-5.7wt％的Ta、0.02-0.04wt％的C、0.02-0.05wt％的Zr、0.002-0.008wt％的B、0.07-0.13wt％的Hf、0.07-0.13wt％的Si和总共0.01-0.03wt％的Ce+La+Y+Dy。
9.权利要求8的镍基γ’强化超级合金，其包含：约5wt％的Co、约20wt％的Cr、约3wt％的W、约4.5wt％的Al、约5.5wt％的Ta、约0.03wt％的C、约0.03wt％的Zr、约0.005wt％的B、约0.1wt％的Hf、约0.1wt％的Si和约0.02wt％的Ce。
10.权利要求1-9中至少一项的镍基γ’强化超级合金，其经过清洁生产工艺加工导致少于2ppmw的S。
11.权利要求1-9中至少一项的镍基γ’强化超级合金作为机器的热部件的应用。
12.权利要求11的应用，其中所述热部件为燃气涡轮部件如轮叶、热屏蔽、密封或燃烧室部件。
13.权利要求1-10中至少一项的镍基γ’强化超级合金作为填料合金在热部件的受中等应力区的熔覆或焊补中的应用。
14.权利要求13的应用，其中所述热部件为燃气涡轮部件。
15.权利要求14的应用，其中所述热部件为燃气涡轮的叶片、轮叶、热屏蔽、密封或燃烧室部件。
16.呈单晶形式的权利要求1-10中至少一项的镍基γ’强化超级合金。
17.呈定向凝固形式的权利要求1-10中至少一项的镍基γ’强化超级合金。
18.呈等轴形式的权利要求1-10中至少一项的镍基γ’强化超级合金。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103943297A (zh) * 2014-04-29 2014-07-23 王杨 一种钴镍基软磁材料的制备方法
CN107250416A (zh) * 2015-02-12 2017-10-13 日立金属株式会社 Ni基超耐热合金的制造方法
CN111051548A (zh) * 2017-04-21 2020-04-21 Crs 控股公司 可沉淀硬化的钴-镍基高温合金和由其制造的制品
CN111471916A (zh) * 2020-05-08 2020-07-31 中国华能集团有限公司 一种含α-Cr的镍钴基高温合金及其变形工艺

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2248923A1 (en) * 2009-04-27 2010-11-10 Siemens Aktiengesellschaft Nickel base y/ý superalloy with multiple reactive elements and use of said superalloy in complex material systems
EP2613080A1 (en) * 2012-01-05 2013-07-10 Siemens Aktiengesellschaft Combustion chamber of an annular combustor for a gas turbine
RU2564653C1 (ru) * 2014-08-08 2015-10-10 Общество с ограниченной ответственностью "Научно-производственное объединение "Защитные покрытия" Жаропрочный сплав на основе никеля для изготовления и ремонта лопаток газотурбинных установок
RU2581337C1 (ru) * 2015-06-10 2016-04-20 Акционерное общество "Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" АО "НПО "ЦНИИТМАШ" Жаропрочный сплав на основе никеля для литья деталей горячего тракта газотурбинных установок, имеющих равноосную структуру
CN106563929B (zh) * 2015-10-08 2019-09-17 利宝地工程有限公司 修复和制造涡轮发动机部件的方法及涡轮发动机部件
US10668575B2 (en) * 2017-03-03 2020-06-02 General Electric Company Weld filler additive and method of welding
US10632572B2 (en) * 2017-03-03 2020-04-28 General Electric Company Weld filler additive and method of welding
CN116043066B (zh) * 2022-12-21 2024-05-03 东方电气集团东方汽轮机有限公司 一种低扩散性活化辅助剂及其应用、修复剂及其制备、合金修复方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US466312A (en) * 1891-12-29 Grain-meter
US3650635A (en) * 1970-03-09 1972-03-21 Chromalloy American Corp Turbine vanes
US3785877A (en) * 1972-09-25 1974-01-15 Special Metals Corp Treating nickel base alloys
GB1520630A (en) * 1974-07-08 1978-08-09 Johnson Matthey Co Ltd Platinum group metal-containing alloys
CA1212020A (en) * 1981-09-14 1986-09-30 David N. Duhl Minor element additions to single crystals for improved oxidation resistance
US4589937A (en) * 1982-09-22 1986-05-20 General Electric Company Carbide reinforced nickel-base superalloy eutectics having improved resistance to surface carbide formation
US4668312A (en) * 1985-03-13 1987-05-26 Inco Alloys International, Inc. Turbine blade superalloy I
US5536022A (en) * 1990-08-24 1996-07-16 United Technologies Corporation Plasma sprayed abradable seals for gas turbine engines
US5240491A (en) * 1991-07-08 1993-08-31 General Electric Company Alloy powder mixture for brazing of superalloy articles
US5346563A (en) * 1991-11-25 1994-09-13 United Technologies Corporation Method for removing sulfur from superalloy articles to improve their oxidation resistance
EP0789087B1 (en) * 1996-02-09 2000-05-10 Hitachi, Ltd. High strength Ni-base superalloy for directionally solidified castings
WO1999031365A1 (fr) * 1997-12-15 1999-06-24 Hitachi, Ltd. Turbine a gaz utilisee pour produire de l'energie et systeme mixte de production d'energie

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103943297A (zh) * 2014-04-29 2014-07-23 王杨 一种钴镍基软磁材料的制备方法
CN103943297B (zh) * 2014-04-29 2016-06-01 黎明 一种钴镍基软磁材料的制备方法
CN107250416A (zh) * 2015-02-12 2017-10-13 日立金属株式会社 Ni基超耐热合金的制造方法
CN107250416B (zh) * 2015-02-12 2019-01-01 日立金属株式会社 Ni基超耐热合金的制造方法
CN111051548A (zh) * 2017-04-21 2020-04-21 Crs 控股公司 可沉淀硬化的钴-镍基高温合金和由其制造的制品
CN111471916A (zh) * 2020-05-08 2020-07-31 中国华能集团有限公司 一种含α-Cr的镍钴基高温合金及其变形工艺
CN111471916B (zh) * 2020-05-08 2021-04-06 中国华能集团有限公司 一种含α-Cr的镍钴基高温合金及其变形工艺

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