本发明涉及镍基高温合金铸造制品的热处理。

高温合金通常是以镍或钴为基的金属材料，它在大约760℃和更高温度下具有特别有效的性能。镍基高温合金从一般称之为γ′〔Ni3（Ai、Ti）〕的强化沉淀相得到很大的强度;γ′相的数量和形态对这些材料的机械性能有很大的作用。当加热到溶线温度以上时，γ′沉淀相就可以溶解到合金的基体中。

高温合金制品有时也含有铸态的偏析相，该偏析相在低于该制品的液相线温度时熔化。这样低的温度熔化叫做初熔，它的存在会影响铸件的机械性能。初熔温度有时和γ′溶线温度有相同范围的事实使这些合金的热处理复杂化。

关于各种高温合金的热处理，在例如，美国专利号2，798，827、3，310，440、3，753，790、3，783，032、4，209，348、4116，723以及和我们共同转让的美国系列号501，662中皆有阐述。其中有几个专利指出，通过将铸件缓慢地加热到正好在它的初熔点温度以下，可以升高镍基高温合金铸件的初熔温度。这种方式的加热引起一些偏析相扩散到该合金基体中，从而升高该铸件的初熔点。于是，可以进一步升高该制品的温度，使更多的偏析相扩散到基体中，同时进一步升高初熔点。美国专利号3，753，790、3，783，032和美国系例号501，662阐述了一种对镍基高温合金铸件的这种热处理，其中将该制品加热到第一个温度，并在此温度下保温以使偏析相可扩散，然后如图1所示，以分段形式加热和保温 至一系列较高的温度。在3，753，790和3，783，032专利中叙述了另一些热处理程序：在第一个温度下开始保温以后，以平缓而连续（一定）的速度加热这些铸件到一个最高温度Tmax，以使偏析相进一步扩散到基体中。这种形式的热处理程序示于图2。

现有技术中的分段式温度热处理程序和一定速度的热处理程序都是冗长的;因为热处理成本随着时间的延长而增加，所以工程师们要寻求可以生产具有最佳性能铸件的改进的热处理程序，其中要把热处理时间减少到最短限度。

根据本发明，含有γ′强化相和低熔化温度偏析相的镍基高温合金铸造制品的热处理方法包括，将该制品加热到高于γ′溶线温度和低于初熔温度的逐步升高的各个规定温度，其中在每两个相邻的规定温度之间单位时间内温度升高的速度R，十分接近在相同的两个相邻温度之间初熔温度的升高速度。更准确地说，该制品温度对时间的曲线确定了一系列斜线，其中在任何两个相邻的规定温度之间，每个斜线的斜率都非常接近初熔温度对时间曲线的斜率。在任何低于最高温度Tmax的规定温度下没有进行有意的保温，并且温升速度R的选择是为了使偏析的均匀化速度和γ′的溶解速度增加到最大限度，同时使任何初熔减到最少。

在Tmax保温一段时间足以使基本上所有的γ′溶解和足以使基本上所有的偏析相均匀化，其后将该制品快速冷却到该γ′溶线温度以下，这是为了防止γ′或偏析相的沉淀。换句话说，在该制品温度达到Tmax之后即可立即使它快速冷却。最后，在选定的温度下，时效该制品以使γ′相重新沉淀并成长到合乎要求的形态。

对本说明书和权利要求来说，如果在制品温度和它的初熔温度之间的瞬息差异小于至少约19.4℃的话，那末在相邻的规定温之间的速度R就会“十分接近”于此温度间的初熔温度升高的速度;最好这种差异小于11.1℃左右。此外，那些擅长本技术领域的人对有关已溶解的 γ′量和均匀化偏析相数量所用的词“基本上所有”是很容易理解的，可参阅本发明的如下所有的参考文献：例如美国专利号3，753，790、3，783，032、4，116，723和4，209，348。最后，“偏析相”是在低于该合金的正常熔化（液相线）温度的温度下熔化的任何相，例如，包括在γ相基体中的偏析。

这种把制品温度逐渐升高到γ′溶线温度以上，直至到达Tmax之前都没有保温（均热处理）的工艺同现有技术的工艺相比，可以缩短热处理时间和降低生产成本。本发明是对现有技术的工艺加以改进，例如，不需要在中间温度进行均热处理就可成功地热处理γ′强化的镍基合金，这点是现有技术未能实现的。在定向凝固单晶体或针状晶粒的镍基高温合金制品的热处理中，本发明特别有用。可以按照本发明进行热处理的单晶体铸件的一个试样具有如下成分（重量百分数）：大约8-12Cr、3-7Co、3-5W、1-2Ti、10-14Ta、4.5-5.5Al和其余为Ni。具有这种化学成分的制品可以按如下工艺进行热处理：用至少大约1小时的时间将制品从室温加热到大约1232℃;然后以每分钟大约1.4℃的速度把制品温度从1232℃升高到大约1260℃;从1260℃到大约1266℃的升温速度为每分钟大约0.6℃;从1266℃到1271℃按每3分钟大约0.6℃的速度;从1271℃到1277℃按每3    1/2分钟大约0.6℃;从1277℃到1288℃按每5分钟大约0.6℃，从1288℃到1296℃按每10分钟大约0.6℃在1296℃保温30分钟，以使基本上所有的γ′相溶解到γ相基体中，并且使基本上所有的偏析相均匀化到γ相基体中。在1296℃（Tmax）保温后，以每分钟至少大约63.9℃的速度将制品快速冷却到大约1149℃以下，然后以空冷或更快的速度冷却到大约427℃以下，这样做是为了保持固溶的和均匀的显微组织。最后，将制品在大约871℃时效32小时，结果产生一种在γ基体中含有γ′沉淀物的显微组织，该γ′沉淀物具有小于大约0.5微米的额定尺寸。

试验表明，根据本发明的工艺可以同时热处理大、小铸件的混合批料，从而表明本发明的有效性与被处理制品的几何形状无关。因为铸件中的偏析量一般随着铸造制品的尺寸和复杂性的增加而增加，所以已发现，很难用现有技术的热处理程序来热处理混合的铸件批料。在本发明中，铸件的温升速度慢得足以能够使所有制品均匀加热，而与它们的几何形状无关，同时在低于Tmax温度下没有必要持续的故意的均热处理。

试验也表明，同用现有技术的热处理制品相比，根据本发明热处理的制品显示再结晶的倾向显著减少。此外，根据本发明热处理的制品中所观测到的初熔量（不论以什么方式存在）都大大地少于用现有技术热处理的制品中所观测到的初熔量。倘若铸件温度不是故意地超过初熔点，则缓慢的加热速度将限制熔化程度。这种初熔的有害作用可以通过随后进行的变速热处理而得以减轻或克服，这种热处理类似于上述已完成的一个热处理，但是其中的规定温度和/或速度略有降低。因此初熔的消除可以使另外就要报废的铸件得到使用。

从如下最佳实施方案和附图的叙述将明显地看到本发明上述的和其他的目的、特征和优点。

图1和2图示说明现有技术的热处理程序;

图3说明本发明的热处理程序，用实例1所描述的合金实施时特别有效。

本发明是一种对过去的热处理高温合金的现有技术方法的改进，该高温合金含有低熔点的偏析相以及诸如γ′的强化沉淀相。使用本发明的热处理是特别合乎需要的，因为同现有技术的方法相比它可以缩短热处理时间，从而降低热处理成本。

图3说明用于热处理镍基高温合金铸造制品的本发明方法，该制品含有一种诸如γ′的强化沉淀相，这种沉淀相在溶线温度Ts时进入固溶体，同时该制品也含有在一个初熔温度Ti下熔化的偏析相。图中的虚线 是用来表示在本发明的热处理程序中初熔温度Ti的近似变化。根据本发明，从大约室温T0开始以R1的温升速度（每单位时间的℃），将制品迅速加热到温度T1。T1低于初熔温度Ti，但所低温度大约在19.4℃以内。凭被热处理的具体合金在溶线温度和初熔温度之间的差异，T1可以高于或低于该溶线温度。因为本发明的一个目的是要减少总的热处理时间，所以温升速度R1是尽可能地快，当然是在具体所采用的炉子允许的范围内。一般，R1应该至少为每分钟大约22.2℃。

当温度达到T1，而且没有故意保温于T1的情况下，把温度的变化速度降到R2，并且以这样速度保持到该制品温度达到规定的温度T2。正如图3中所看到的，在温度从T1升到T2期间，该初熔温度Ti也升高，结果是T2低于Ti。参考该图，于是将该制品温度升高到规定的、逐渐升高的温度T3、T4、T5、T6，然后升到最高温度Tmax＝T7。将温度从T2升高到T3时的速度为R3;从T3升高到T4时的速度为R4;其余的温度和速度依此类推。在低于Tmax的规定温度下没有故意的保温。当然，应该理解到Tmax没有必要精确地相当于这样7个规定温度的最后一个。然而，图3表示Tmax为T7，其原因将在下面的实施例1中明显地看到。通常根据美国专利号3，753，790和378，032（包括在参考文献内）介绍的金相检验法确定具体的温度T和速度R。简单地说，为了确定具体的规定温度T和在每两个相邻的规定温度之间的速度R，要求进行许多试验，在这些规定温度下能溶解最大量的γ′和使最大量的偏析相均匀化，而没有初熔。于是，利用这些试验结果来确定最佳的热处理程序，即用最短的时间产生合乎要求的显微组织的热处理程序。

将制品在T7温度下保温一段时间，以保证使基本上所有的γ′相溶解，并且使基本上所有的偏析相均匀化到γ相基体中。在T7的保温可能是不需要的，这取决于被热处理的具体合金。即制品温度达到T7时，可以立即冷却该制品。不管怎样在T7时有保温，将该制品进行空淬或用其 他方法以足够可以保持固溶和均匀化显微组织的快速度，将该制品快速冷却到Ts以下。然后，该制品在适当温度下进行时效以重新析出和粗化γ′相，并且产生合乎要求的显微组织和性能。

必须注意并非所有温度都可以被认为是“规定的”温度，除了这些温度中顺序的两个温度之间的温升速度不同（即，不相等）之外。

γ′相的溶解和偏析相的均匀化都是控制的扩散过程。因此，发生这些过程的速度是该制品温度的指数函数。在本发明的热处理中，因为温度不断地被升高，所以这两种控制的扩散过程都不得不以比较高的速度发生。这不同于现有技术的工艺，在现有技术中，不是在中间温度长时间保温后才升高温度，就是很少考虑到对初熔温度总的变化结果，以恒定的速度升高温度。

在任何两个规定的温度T中间，有一个合乎要求的温升速度R，该温升速度R将产生最大程度的均匀化和溶解。虽然进一步增加任何具体速度R会增加均匀化和溶解的程度，但是也将会不利地增加初熔的可能性。因此，应该选择规定温度T和相邻的两个规定温度之间的相应速度R，以使均匀化和溶解度达到最大，而在制品温度和初熔温度之间仍然保持一个适当的缓冲区（cushion）。虽然各种不同合金和成分可以采用5.6-11.1℃的缓冲区，但是认为一个大约至少19.4℃的缓冲区是合适的。

仍然参见图3，制品温度对时间的曲线代表一系列斜线，其中相邻的规定温度之间，每个斜线的斜率紧密地接近初熔温度对时间曲线的斜率。如上所述，在低于Tmax的任何规定温度下没有给予故意的保温，制品在相邻的规定温度之间的温度总是低于初熔温度，但所低温度大约在19.4℃之内。

应该注意到，虽然图3表示一系列斜线或折线，它们确定在规定温度T1、T2等之间的温升速度，速度R在相差仅几度的规定温度T之间的 变化是在本发明范围之内的。在这种情况下，这些折线应该是很短的，并且温度对时间的曲线可能接近一种光滑的曲线。

参考如下旨在说明而不是限制的实施例，可以更好地理解本发明的各个具体方面。

实施例1

根据美国专利号3，260，505和3，494，709指出的方法，将美国专利号4，209，348介绍的镍基高温合金（具有重量百分比的成分大约为：8-12Cr、3-7Co、3-5W、1-2Ti、10-14Ta、4.5-5.5Al和其余为Ni）铸造成一种单晶制品。在大约1260-1288℃的温度范围内观测到具有这种成分的单晶体铸件的初期熔化;在大约1232℃温度下，γ′沉淀物开始进入固溶体。但是，应该看到，成分、凝固工艺和制品几何形状的微小差异会引起溶线和初熔点的差异。另外，甚至在同样的铸件内，溶线和初熔点可能有轻微的差异存在。这种溶线和初熔点的差异使这类合金制品的热处理发生困难。克服这些困难的必要性，部分地导致本发明的产生。

为了热处理具有上述成分的单晶铸件，开始在保护性气氛中以至少每分钟大约22.2℃的速度R1，将制品从室温T。（图3）加热到大约1232℃的温度T1。一旦制品温度超过溶线温度TS时，γ′相就开始进入该γ基体的固溶体中，并且在热处理过程的其余处理期间继续进入γ基体的固溶体中。当制品达到温度T1时，以小于R1的温升速度R2，把温度升高到T2。在T1没有故意保温。当然，这取决于所采用的热处理炉型，当达到T1时，在温升速度从R1到R2的变化中，可能会有一些延迟，这种非故意的延迟会使温度短时间保持于T1，但对本说明书和所附的权利要求书来说，不认为它是一种等温保持或匀热处理。该温度T2大约为1260℃，R2大约为每分钟1.4℃。请注意，在T1和T2之间的制品温度对时间曲线的斜率十分接近T2和T1之间的初熔曲线的斜率，就上述的具体合金成分 而言，初熔温度和制品温度间的差值不大于11.1℃左右是较好的。但最好，该差值不大于5.6℃，在整个热处理程序的过程中，当制品加热到依次的规定温度时，使制品温度和初熔温度之间的差值保持得尽可能的小，从而保证最大限度地利用固态扩散过程。也就是说，当初熔点升高时，该制品温度也升高，所以最终减少了总的热处理时间。以每分钟大约0.6℃的速度R3，将温度从T2升高到T3（1266℃），而T2和T3之间的温度对时间曲线的斜率再次十分接近初期熔化曲线的斜率。下表1给出图3中所示的整个热处理的程序，包括由上述合金制造的单晶铸件的其余温度T4、T5、T6和T7以及对应的速度R4、R5、R6、R7。请注意，在低于T＝Tmax的温度下没有故意的保温。

表1

变速的热处理程序

加热速度，R    温度T（℃）

R1每分钟22.2℃ T 1232

R2每分钟1.4℃ T 1260

R3每分钟0.6℃ T 1266

R4每3分钟0.6℃ T 1271

R5每3 1/2分钟0.6℃ T 1277

R6每5分钟0.6℃ T 1288

R7每10分钟0.6℃ T 1296

该制品应该在T7＝Tmax下保温30分钟，这是为了保证使基本上所有的在放大100倍时可发现的γ′相溶解，而一些共晶的γ′岛或坑除外。如果在技术上把共晶γ′坑认为是一种偏析相，那末在变速热处理程序中发生的充分程度的均匀化可使基本上所有的沉淀物γ′溶解，而没有出现有害的初期熔化。当满足此规范时，可认为基本上所有的偏析相都已 被均匀化了。然后以每分钟大约63.9℃的速度将制品冷却到大约1149℃以下，尔后以空冷或更快的速度冷到大约427℃以下。在淬火操作以后，可以进行大约1079℃、4小时的时效处理。然后将该制品加热到871℃左右，保温32小时，以析出形态合乎要求的γ′相。γ′尺寸较好是小于0.5微米左右;最好在0.3和0.5微米之间。在该显微组织中可能有不多的碳化物或共晶γ′岛，但是一般在放大100倍的低倍情况下，该显微组织是没有特征的。

实施例2

正如众所周知的，增加Al+Ti含量可以提高例如实施例1中所描述的一种合金的强度。但是，这些铝和钛的添加剂对所得铸件的热处理效能有不良的影响，这是由于偏析的增加和初熔温度的降低所引起的。以每分钟大约22.2℃的快速将含有Al+Ti＝6.3%（重量）高含量的实施例1单晶铸件成功地加热到T1＝1260℃。在T1没有故意保温的情况下，以每分钟大约0.6℃的速度将温度升高到T2，T2等于1279℃左右。然后将温度升高到1296℃左右，此温度相当于T3＝Tmax。在T2和T3之间的温升速度大约为每6分钟0.6℃。经T3保温1小时，尔后淬火过的铸件的金相检验显示出一些偶然的初熔，同时有小部分溶解不充分的（粗糙的）γ′。该热处理被认为是满意的，并且这些结果比用现有技术的方法所得到的那些结果更好。

虽然根据最佳实施方案说明和叙述了本发明，但是擅长于本技术领域的那些人将会明白，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，可以在形式上和内容上作出各种变更。