本发明涉及被强化γ′相的镍基高温合金材料的锻造，尤其是铸态下的锻造，并特别涉及到改进这些材料可锻性的热处理。

镍基高温合金广泛地用在燃气涡轮机上。一个用途是做涡轮盘。随着发动机性能的全面的发展对涡轮盘材料的性能要求提高。早期的发动机用钢和钢的派生合金做涡轮盘材料。这些材料不久被第一代镍基高温合金所取代，例如Waspaloy合金，它能够锻造，虽然常常有些困难。

镍基高温合金强度主要取决于γ′相。镍基高温合金发展的趋势是提高γ′相体积百分数来提高强度。用在早期发动机涡轮盘的Waspaloy合金含大约25%（体积）的γ′相，而近来发展的涡轮盘合金含大约40-70%这种相。γ′相体积百分数的增加降低了合金的可锻性。Waspaloy材料能够由铸锭毛坯锻造，而新近发展的更强的涡轮盘材料却不能安全的锻造，而需要使用更贵的粉末冶金技术来生产能经济地机加工成最终尺寸的成形盘坯。美国专利第3，519，503号和第4，081，295号叙述的一种粉末冶金方法基本上成功地用来生产发动机盘。这种方法证明使用粉末冶金原材料是很成功的，但是用铸造原材料是很少成功的。

美国专利第3，802，938号、3，975，219号和4，110，131号也涉及到盘材料的锻造。

总之，趋向高强度的盘材料导致加工困难，因而只有依靠昂贵的粉末冶金技术来解决。

本发明的目的是叙述一种使高强度铸造高温合金材料能够容易地锻造的方法。

本发明的另一个目的是叙述一种大大提高镍基高温合金材料可锻性的热处理方法。

本发明还有一个目的是提供一种锻造γ′相超过40%（体积）的铸造高温合金材料的方法，这种材料用其它方法是不可锻的。

进一步目的是公开一种热处理和锻造方法的组合，它将产生一种具有均匀的细小晶粒尺寸的完全再结晶的显微组织，并将大大减小锻造应力。

本发明还有一个目的是提供一种高可锻性的镍基高温合金制品，它具有超过时效的γ′相组织，γ′相的平均尺寸超过3微米。

镍基高温合金的强度主要来自分布在γ′相基体上的γ′相颗粒。这个相是以Ni3Al化合物为基的，个别合金元素，例如Ti和Nb可以部分地取代Al。难熔元素，例如Mc、W、Ta和Nb可强化γ′基体相，而在添加Cr和Co时，通常还会带进微量的C、B及Zr等元素。

表1列出了在高温工作条件下使用的各种高温合金的公称成份。Waspaloy合金通常可以由铸坯来锻造。余下的合金通常由粉末成型，不是靠等静压热压机（NHIP）直接熔凝，就是靠锻造熔凝的粉末毛坯;因为γ′相含量高，锻造这些成份合金的铸坯通常是不现实的，尽管Astroloy合金有时靠锻造而不靠粉末技术。

包括在表1的合金以及看来可利用本发明加工的其它合金的成份范围是（重量百分数）5～25%Co、8～20%Cr、1～6%Al、1～5%Ti、0～6%Mo、0～7%W、0～5%Ta、0～5%Nb    0～5%Re、0～2%Hf、0～2%V，其余基本上为Ni，同时还有 少量的微量元素C、B和Zr。Al和Ti含量的总和通常为4～10%，Mo+W+Ta+Nb的总和通常为2.5～12%。本发明广泛地用于γ′相含量达到75%（体积）的镍基高温合金，特别是用于含大于40%（体积），更适合大于50%（体积）的γ′相的并且靠普通的（非粉末冶金的）技术是不可锻的合金。

在铸造镍基高温合金中，γ′相以两种形式存在：共晶和非共晶。共晶γ′相形成于凝固过程，而非共晶γ′相在凝固后冷却时由固态沉淀形成。共晶γ′相主要存在于晶界，颗粒尺寸一般相当大，达到约100微米。合金中起主要强化作用的非共晶γ′相存在于晶粒内，典型尺寸为0.3～0.5微米。

把材料加热到高温，γ′相能够进入熔体。一个相进入熔体的温度是它的溶解曲线温度。γ′相的溶解（或沉淀）发生于一个温度范围内。在这个公开里，术语：“溶解开始线”用来描述观察到溶解开始的温度（由光学金相测定确定的温度，从这温度慢慢冷却到室温时有5%（体积）的γ′相进入熔体），术语：“溶解结束线”是指溶解基本完成的温度（仍由光学金相确定）。参照“γ′相溶解线温度”即使没有形容词：低的/高的，也能理解这是指高的溶解线温度。

共晶和非共晶γ′相以不同的方式形成，具有不同的成份和溶解线温度。低和高的非共晶γ′相典型的溶解线温度比共晶γ′相溶解线温度大约低28～84℃。在MERL76成份合金中，非共晶γ′相溶解开始线温度约1121℃，溶解结束线温度约为1196℃。共晶γ′相溶解开始线温度约为1188℃，γ′相溶解结束线温度约为1219℃（由于初熔温度约为1196℃，没有部分熔化共晶γ′相就不能完全溶解）。

锻造是一种通常在压力下，在再结晶温度以上的温度使金属变形的 金属加工方法。大多数锻造工艺对方法和产品要求有三个特性。（1）终产品具有希望有的显微组织，最好有均匀的再结晶组织，（2）产品基本上无裂纹，和（3）方法要求相对低的应力。当然，这三条的相对重要性随具体情况而变化。

在本发明最主要的内容中包括形成一种在高温合金中的严重过时效（超过时效）γ′相组织。沉淀强化材料，例如镍基高温合金的机械性能随γ′相沉淀的尺寸而变化。机械性能峰值在γ′相尺寸约为0.1～0.5微米时获得。超过提供峰值性能的颗粒尺寸条件下的时效，产生一个叫做过时效的组织。超过时效组织被定义为：平均非共晶γ′相尺寸至少是产生峰值性能时的γ′相尺寸的3倍（最好至少5倍）那么大（直径）。因为具有可锻性是目的，所以γ′相尺寸指的是在锻造温度下的尺寸。提供这样粗大的γ′相组织，可显著地提高材料的可锻性。很明显，为了改进可锻性需要的γ′相尺寸与材料中γ′相百分比有关。对于γ′相百分比较低的材料，较小的颗粒尺寸就可满足所需要的结果。例如，我们认为，对具有40%（体积）γ′相含量的材料，1微米γ′相尺寸将满足需要，而对含70%（体积）γ′相的材料需要2.5微米γ′相尺寸。

当γ′相含量恒定，随γ′相颗粒尺寸增加，颗粒间隔（介于γ′相基体相层的厚度）也增加。

根据本发明的最佳方式，铸造原始材料加热到γ′相的开始和结束温度之间（或溶解线范围之间）的温度。在这个温度下，部分非共晶γ′相溶解。

按照一个慢的冷却过程，非共晶γ′相将以粗大形式再沉淀出来，颗粒尺寸约为5或甚至10微米。这种粗大的γ′相颗粒大大地改善了材料的可锻性。这个缓慢的冷却过程从两个溶解线温度之间的热处理温 度开始，在靠近或最好低于非共晶γ′相的下限溶解线温度时结束，冷却速度应小于5.5℃/小时。这个方法也可以称为超过时效处理。

图2给出了表Ⅰ中列出的RCM82合金的冷却速率和γ′相颗粒尺寸之间的关系曲线。可以看出，冷却越慢，则γ′相颗粒尺寸越大。对于其它高温合金也存在相似的关系曲线，但是曲线的斜率和位置不同，图3A、3B和3C给出了RCM82合金显微组织，该合金以每小时1.1℃、2.8℃和5.5℃的速率从共晶γ′相溶解线和非共晶γ′相溶解线之间的温度（1204℃）冷却到低于γ′相溶解开始线的温度（1038℃）。γ′相颗粒尺寸的差别是明显的。图4给出RCN82合金随冷却速率变化的在特殊锻造工艺下的流变应力;冷却速率从5.5℃/小时降到1.1℃/小时，使所需锻造流变应力降低约20%。图5给出根据本发明处理的材料和根据已知的工艺处理的材料上，实行镦粗锻造操作的流变应力和流变应变关系曲线。普通处理材料静态流变应力约为96.53兆帕，在应变约为0.27时发生裂纹（高度压缩比为27%）。根据本发明处理的材料，静态流变压力约为44.81兆帕，虽然压缩比为0.9（高度压缩比90%），却没有发生裂纹。

本发明方法特殊的好处是由相对低的变形量得到均匀的细小的再结晶晶粒显微组织。在园柱镦粗成扁平的情况下，用本发明方法产生一个在高度上的压缩比小于约50%的显微组织，而用普通方法时，此高度压缩比需大于90%。

接着锻造步骤，锻件通常被热处理以产生最大机械性能。这一处理将包括固溶处理（典型的是在锻造温度或在锻造温度之上），使得至少部分溶解γ′相，接着，在低温下时效使溶解的γ′相再沉淀成需要的（细小的）形态。精通该技术的人懂得，在这些步骤中的变化使不同的 机械性能的最佳化成为可能。

现在转到本发明的另一个方面，原始材料最好是细晶的，至少在表面区域是细晶的。在本发明方法试验期间碰到的所有裂纹都起源于表面，并都与表面大晶粒有关。

我们成功地锻造了表面晶粒尺寸约为1.58～3.18毫米（直径）的材料，仅有小的表面裂纹。这是按严格的锻造操作完成的，把圆柱坯镦粗成扁平形。这种形式的锻造是把圆柱外表面置于具有基本状态的和自由状态的拉力条件下。在其它不太严格的锻造中具有大表面晶粒尺寸（例如6.35毫米）的材料也能够锻造。

我们认为内部晶粒尺寸和在铸件表面下面大于约半英寸的晶粒尺寸实际上可以比表面晶粒粗大。极限晶粒尺寸与化学不均匀性及偏析有关，由于偏析作用，产生了一些很粗的晶粒。在锻造过程中保持晶粒尺寸不变是同样重要的。引起晶粒显著长大的加工条件是不希望的，因为晶粒尺寸增大降低了可锻性。

铸造原始材料通常（最好）进行热等静压（HIP）处理，这种处理是在足以使金属蠕变变形的温度下把原始材料置于高压气体中进行。典型的条件是压力103.4兆帕，温度在γ′相溶解线之下，但温度的降低不超过84℃，时间为4小时。处理的结果使存在的内部孔隙和气孔闭合。如果铸造技术能保证免除铸造产品中的气孔，HIP处理可以不要，如果终产品不要求处理，HIP处理也可以不要。

如前所述，在材料中γ′相尺寸在锻造中会增加。把材料加热到大量非共晶γ′相（即至少约40%体积，最好至少约60%体积）进入熔体的温度，然后慢慢地冷却使大部分溶解的非共晶γ′相以粗大颗粒再沉淀。材料通常冷到至少要比溶解开始线温度低28℃，通常大多数冷到接近锻造温度的温度。

冷却速率小于约5.5℃/小时，最好小于约2.8℃/小时。参照图1，从0点开始，落到0℃/小时和5.5℃/小时之间的任一条直线都将产生需要的结果。看来好象冷却速率的波动可能不是令人满意的。例如看曲线1，它有一个A部分，在A部分冷却速率超过5.5℃/小时。这大概是不令人满意的。我们认为本方法将允许冷却速率稍微超过5.5℃/小时，例如冷却过程的小部分为11.1℃/小时。但最好不要这样。在温度控制器不稳定的炉中进行冷却过程，不能生产需要的显微组织，尽管所有的冷却速率基本上小于5.5℃/小时。当然，在带有普通开/关控制器的炉中冷却，将产生一系列很小的热波动，但炉子的热惯性消除了这些波动。

进一步观察、考虑曲线2和3，这两个曲线都没有斜率超过5.5℃/小时的部分。尽管两者都终止到X点，初步迹象是曲线3产生的结果（相对的快冷接着慢冷）比曲线2产生的结果好（慢冷接着快冷）。这样变化的好处实质上与其说是技术上的，不如说是经济上的。

更高的要求是当进行如前所述的γ′相增长热处理时，晶粒尺寸不增加。防止晶粒长大的一个方法是把材料在低于所有的γ′相都进入熔体的温度之下处理。通过保持一个少的但是必不可少的在熔体之外的γ′相的量（例如5～30%体积），晶粒长大将放慢。这通常利用共晶和非共晶γ′相形态之间溶解度线温度的差别来达到。在一些具有相对高的碳含量的合金中，碳化物相（基本上不溶的）足以防止晶粒长大。如果所保留的γ′相具有稳定的晶粒边界，则把本发明应用到这样的合金时将可放松需被监察的温度限制。保持γ′相和碳化物相也可以联合利用。特别在没有过量的拉应变锻造过程中和/或在相对可锻的合金的锻造过程中，一定量的晶粒长大是可以允许的。

通过使用在共晶和非共晶γ′相溶解线温度之间的处理温度，可以 实现为防止晶粒长大而保持材料足够的γ′相，结果所保持的共晶γ′相防止了晶粒长大。但是我们知道，在一些合金中，可能出现合金的固溶处理，通过先完全溶解共晶γ′相接着再沉淀，从而基本上消除共晶γ′相。在这种情况下本发明方法还是适用的，只需要选择一个处理温度，在这个温度下保持少的但是必不可少的，即一个足以防止晶粒长大的γ′相的量。

锻造操作将等温地（用热模）和在真空中或在惰性气氛中进行。在这里“等温的”包含那些当锻造时，温度变化较小（即±28℃）的过程，模温最好为工件温度的±55℃，而且任何不能够足以使工件激冷从而妨碍锻造的模条件才是良好的。锻造温度通常低于非共晶γ′相溶解开始线温度，但温度的降低不超过110℃，尽管在非共晶溶解开始线和结束线温度之间范围的下限，锻造也是可能的。

锻造温度通常靠近非共晶γ′相的下溶解线。锻造在低应变速率下进行，典型的约为0.1～1厘米/厘米/分。美国专利第4，081，295号的双重应变速率方法可以采用。需要的锻造条件随合金、工件几何形状和锻造设备性能变化，熟练的技工将能够容易地选择需要的条件。

在正常情况下，本发明热处理允许一次操作使锻造铸态镍基材料到最终形状，尽管几何条件可能要求用不同模具，使用多次锻造步骤（不需要中间处理）。一个工序包括使用浅锻模把铸件镦粗成扁平形，接着用型模达到复杂的最终形状。

在特殊情况下，本发明工序可以重复，即除锻造操作外多次进行本发明热处理，但这通常是不需要的。

其它特点和优点从说明书、权利要求和从附图明显看出，附图图示本发明的一个实施例。

图1是一个曲线图，图示了冷却过程中的变化;

图2给出冷却速率和γ′相颗粒尺寸的关系曲线;

图3A、3B、3C是不同速率下冷却的材料的显微金相照片;

图4给出冷却速率和锻造流变应力的关系曲线;

图5给出当锻造用普通的和本发明的方法处理的材料时，应力和应变的关系曲线;

图6A和6B是用普通方法处理的材料锻造前、后的显微照片;

图7A和7B是用本发明方法处理的材料锻造前、后的显微照片。实施本发明的最佳实施例

一种具有表1中RCM82合金公称成分的合金被铸造成直径15.24厘米，高20.32厘米的圆柱体，其晶粒尺寸为ASTM2-3（平均直径0.125～0.18毫米）。这种材料含约60～65%（体积）γ′相。非共晶γ′相溶解线温度范围是约1121℃～1196℃，共晶γ′相溶解线温度范围是约1177～1216℃。这个铸件由特种金属公司生产，显然使用了美国专利第4，261，412号。

铸件经HIP处理（1185℃，103.4兆帕，3小时）以闭合残留气孔（在1185℃存在足够的γ′相颗粒以防止晶粒长大）。然后在1185℃把铸件热处理，时间为2小时，以1.1℃/小时速率冷却到1093℃（不发生晶粒再长大）。结果的非共晶γ′相颗粒尺寸约为8.5微米。然后把该材料在1121℃下以0.1厘米/厘米/分锻造到压缩比为76%，形成一个高5.0厘米×直径30.48厘米的扁平形没有裂纹。

在不用本发明热处理方法的情况下，这个压缩量不可能没有大的裂纹，而且需要的锻造力大于用本发明方法所用的锻造力。甚至在没有裂纹的地方，其组织也是不希望的，其中它仅部分再结晶。

一些显微组织的特点由图6A、6B、7A和7B示出。图6A为铸造材料的显微组织。该材料没进行本发明热处理。由图6A看见的是含大量共晶γ′相的晶界。在晶粒的中心能看到尺寸小于约0.5微米的细小γ′相颗粒。

图6B为普通方法锻造后材料的显微组织。由图6B看见的是在原晶界上的细小再结晶晶粒，它包围的材料基本上没有再结晶。这种不均匀的（项链状）显微组织不能提供最佳的机械性能。

图7A给出锻造前按本发明进行热处理后的相同合金的组织。在原晶界看到含共晶γ′相区域。并且重要地是在晶粒内部含有尺寸比图6A中相应的颗粒尺寸大得多的γ′相颗粒。在图7A中γ′相颗粒尺寸约8.5微米。在图7B中，锻造后显微组织基本上是再结晶的和均匀的。图7B材料被认为具有比图6B材料优越的机械性能。

总之，对于用其它方法不可锻的材料使用本发明方法锻造可以达到三个目的，而且不发生质量的恶化。显著增加发生裂纹时的压缩比（图5）;终产品具有改善的显微组织（图7B）;锻造需要的流变应力大大地降低（图4）。

当然本发明不限于这里给出的和叙述的特殊的实施例，在没有脱离由下列权利要求说明的精神和新概念范围情况下，可以做不同的变化和修改。