一种制造铬镍铁耐热蚀合金718型镍超级合金的方法

摘要

本发明涉及一种铬镍铁耐热蚀合金718型镍超级合金的制造方法。所述镍超级合金所经历的最后一个阶段的锻造是这样的：其发生在低于δ溶线温度的温度T下；在所述镍超级合金所有的点M处，局部形变比率D至少等于最小值D

说明书

本发明涉及制造铬镍铁耐热蚀合金718型镍超级合金的方法。

所述铬镍铁耐热蚀合金718型镍基超级合金(NC19FeNb)被广泛地用于制造 高科技应用中的元件，特别是在航空制造业中用于制造涡轮发动机的旋转元件、外 壳以及圆环。这些元件在使用过程中所呈现出的机械特征不但取决于所述元件的合 金(化学成分)的内在特征，也取决于所述元件的微观结构，特别取决于所述元件 的晶粒大小。特别地，晶粒大小决定了关于低循环疲劳、牵引力强度以及蠕变(creep) 的特性。细小晶粒的微观结构(例如，晶粒大小大体上落在5微米(μm)到20微 米的范围内)使得在疲劳和牵引力强度方面获得更好的特性成为可能，同时也确保 了良好的蠕变行为。

目前，该细小晶粒的大小是通过将热处理和锻造工艺应用于用来生产机械设备 的元件上以重新结晶晶粒而获得的。

然而，使用目前的工艺方法，粗晶粒的区域频繁地显现于镍超级合金元件上， 也就是说，区域具有大小明显地大于细小晶粒的大小的晶粒。由于其导致了这些元 件机械性能的下降，所以这些区域是不合乎需要的。

这些粗晶粒区域甚至出现于当所述工艺方法包括在δ溶线温度(在该温度δ沉 淀物变回溶解状态)以下进行锻造操作的步骤的情况下，即使这样的操作对于合金 最终的微观结构没有影响，这是由于在理论上，这些操作被实施以确保将不会有粗 晶粒产生。

本发明设法提拱一种制造方法，所述方法可使得在制造元件的过程中限制所述 粗晶粒的出现成为可能。

该目的得以通过以下方式实现：锻造所述镍超级合金所经历的最后一个阶段是 这样的：其发生在低于δ溶线温度的温度T下；在所述镍超级合金所有的点M处， 局部形变比率D不小于最小值D_m，其中，所述局部形变比率D被定义为：

$D=\mathrm{Ln}\left(\frac{\mathrm{\delta i}}{\mathrm{\delta f}}\right)$

其中，δ_i为所述点M和一个与点M相邻的点M′之间的初始距离，而δ_f则为锻造后 所述点M与点M′之间的距离；所述镍超级合金在所述淬火后不在高于阈值温度T_S 的温度下经历任何的热处理，所述阈值温度T_S等于750℃。

借助于这样的规定，任何仍然存在于超级合金中的粗晶粒都被转换为细小晶粒， 并且不再在所述超级合金中形成新的粗晶粒。

有益地，所述镍超级合金也在淬火之后直接地经历回火操作，所述淬火操作在 最后的锻造步骤之后进行。

因此，所述超级合金的韧度特性得以提高，同时，它的其它机械特征也没有显 著地降低。所述回火操作是在某一温度下发生的，所述温度足够低，以避免粗晶粒 重新生成于所述超级合金中。

通过阅读如下以非限制性的实施方式做出的说明能够更好地理解本发明，本发 明的其它细节、优点以及特征也得以理清楚地呈现。说明书参考说明书附图，其中：

图1示出了本发明所述制造方法的示意图；以及

图2示出了本发明所述制造方法的一个实施例的示意图

本发明中所考虑的超级合金为铬镍铁耐热蚀合金718型镍超级合金。

在本发明所述的方法中，为了使得所述钢坯具有符合技术规格的结构和形状， 所述初始方钢坯已经经历了热力处理。

在对现有技术中的在其微观结构中呈现有粗晶粒的镍超级合金的检查中，发明 人注意到那些粗晶粒分为两种不同的类型。

因此，第一粗等轴晶粒之间的区别得以产生，所述第一粗等轴晶粒由细晶粒的 静态扩大而产生，例如，由于所述合金保持在高于所述δ溶线温度的温度上。这样 的扩大可以通过在低于所述δ溶线温度的温度下实施所述合金处理工艺方法的锻造 操作得以避免。

意外地，在所述合金中，发明人也发现了“爆炸式”或“爆裂式”粗晶粒，这类粗 晶粒的外形非常不规则。据认为：这样的晶粒通常是在低于所述δ溶线温度的温度 下形成，而且，当所述变形在低于所述δ溶线温度的温度下(例如，低于1000℃) 得以完成时，作为在之前的所述锻造操作的过程中加工硬化的结果，能量得以储存， 这就产生了这样的晶粒的爆裂。随后，该存储的能量以晶粒间界早期的、不受控制 的移动的形式得以“释放”，如此产生这些“爆裂式”晶粒。

根据本发明，并如图1所示，可以确保的是在所述超级合金经历的锻造工艺方 法中，所述最后的锻造步骤(图1中的附图标记1)发生在低于所述δ溶线温度的 温度下；并且，在所述镍超级合金的所有点M上，所述局部形变比率D不小于最 小值D_m。

所述局部形变比率D的特征在于材料上的点M处的局部变形。它可以由公式

$D=\mathrm{Ln}\left(\frac{\mathrm{\delta i}}{\mathrm{\delta f}}\right)$

限定，其中，δ_i为所述点M和一个与点M相邻的点M′之间的初始距离，而δ_f则为 锻造后所述点M与点M′之间的距离。

在低于所述δ溶线温度的温度下实施这一最后的锻造步骤使得避免形成粗的等 轴晶粒成为可能。

进一步地，所述局部形变比率D不小于所述超级合金某一区域内的最小值D_m的条件使得所述“爆裂式”晶粒在该区域内得以重结晶形成细晶粒。在锻造步骤的过 程中，并且依赖于元件最终的形状，元件上某些的区域与其它的区域相比可经受更 大量的形变。如上文中所述的关于局部形变比率D的条件在所述超级合金中的所有 的点M上都有效的事实使得确保将所述“爆裂式”晶粒得以重结晶以便能够在整个 所述超级合金中形成细晶粒。

例如，所述最小值D_m可以等于0.7.

或者，所述最小值D_m可以等于0.8或0.9。

在这一锻造之后，所述超级合金经历从锻造温度T到环境温度T_A的淬火。

有益地，所述淬火是以约为15摄氏度每分钟(℃/min)的比率实施的，这是由于 发明人所实施的测试表明：当在这一比率下进行淬火时，机械特征为最优选地。优 选地，所述淬火使用水实施。

进一步地，在这一紧跟最终锻造步骤的淬火之后，所述超级合金不用在高于阈 值温度T_S的温度下经历任何的热处理，所述阈值温度T_S等于750℃

在高于阈值温度T_S的温度下经进行热处理很有可能在所述超级合金中产生“爆 裂式”晶粒。

特别地，由于固溶退火发生在高于阈值温度T_S的温度下，所以所述超级合金不 经历所述固溶退火。

相反地，所述超级合金可以在紧跟最终锻造步骤的淬火之后直接地经历回火(图 1中的标为2的步骤)。

例如，所述超级合金可以被加热到720℃并保持8个小时，而后在被冷却到环 境温度之前，先冷却到620℃并保持8个小时。这样的解决方案示出在图2中。

在本发明所述的最后的锻造步骤之前，所述超级合金可以不再经历其它的、经 历另一次或经历另外几次锻造步骤，每一个、几个、一个或者没有这样的步骤均发 生在高于所述δ溶线温度的温度下。

有益地，最后的锻造步骤之前的所有锻造步骤都在低于所述δ溶线温度的温度 下实施。

发明人已经完成了数字化模拟，并且所述数字化模拟示出了在本发明所述方法 的结果，所述晶粒的尺寸确实减小了。

例如，在本发明所述方法结束时，所述超级合金所有晶粒的大小均落在5微米 到30微米的范围内。

有益地，在本发明所述方法结束时，所述超级合金所有晶粒的大小可以落在5 微米到20微米的范围内。这一精细的晶粒大小使得超级合金具有进一步改进的疲劳 寿命以及弹性极限。