镍钴合金构成的粉末以及该粉末的制备方法与流程

1.本发明涉及用于镍钴合金构成的粉末的化学组成及其改性以提高高温性质，如强度、在较高应用温度下的抗氧化性，同时具有良好的可加工性。


背景技术：

2.镍合金和镍钴合金alloy 718、waspaloy、udimet 720、alloy 939、alloy 738lc由于其优异的机械强度(由于混合晶体增强和析出硬化)与在高达约900℃(取决于材料)的较高温度下由于cr氧化物层导致的抗氧化性和抗腐蚀性的结合而得以广泛使用。开发和不断优化这些合金，以借助铸造和锻造或仅铸造以及那里存在的硬化条件进行加工。
3.镍合金和镍钴合金中的很主要的析出硬化效应基于具有名义化学计量ni3al和晶格结构l12的y'相(γ'相)，它由于错配轻微而不需要任何优先位点，并且以晶粒形式均匀析出。由于具有多种多样的替代可能性，具有相应合金含量的材料中的ni原子和al原子可以被co、ti、ta和nb替代。随着al、ti、ta、nb等的含量的增加，固溶温度和y'相的体积比例增加，析出动力学通常也增加，从而在高y'(γ')含量的合金中，如在alloy 939或738lc的情况下，即使在快速冷却时，y'相的析出也是不可避免的。
4.在生成性制造方法中，不仅合金的化学组成而且y'相的析出动力学都起重要作用，因为在加工期间存在因偏析效应和由于y'相析出引起的另外的应力而开裂的风险。这通常使得含y'的镍合金和镍钴合金的焊接变得困难。
5.强偏析元素如b、zr、si和mn降低镍合金和镍钴合金的可焊性。b和zr用于改进高温性质。si和mn用于熔体的脱氧。此外，在生成性制造方法中的加工能力由于微量元素如s、o、n、p和pb而被削弱。
6.de 10 2015 016 729 a1公开了由具有大于50％镍的合金制备金属半成品的方法，包括以下方法步骤：
7.‑
通过vim生产电极，
8.‑
为了降低应力和过老化，使电极在炉中在介于400与1250℃之间的温度范围内经受10至336小时时间的热处理，
9.‑
根据尺寸，尤其是根据直径，将电极在空气中或在炉中冷却至介于室温与低于1250℃，尤其是低于900℃之间的温度，
10.‑
随后将经冷却的电极通过var以3.0至10kg/分钟的再熔化速率再熔化成var铸锭，
11.‑
将var铸锭在炉中在介于400与1250℃之间的温度范围内热处理10至336小时的时间，
12.‑
根据尺寸，尤其是根据直径，将var铸锭在空气中或在炉中冷却至介于室温与低于1250℃，尤其是低于900℃之间的温度，
13.‑
将var铸锭重新以3.0至10kg/分钟的再熔化速率再熔化，
14.‑
使再熔化的var铸锭在介于400与1250℃之间的温度范围内经受10至336小时时
间的热处理，
15.‑
然后将var铸锭通过热成型和/或冷成型成为期望的产品形状和尺寸。
16.ep 2949768 a1公开了具有介于60与70％之间的y'体积比例的合金alloy 738lc的经调整的组成，其用于通过减少强偏析元素而制备几乎无裂纹的构件。为此使用下式：c/b＝10
‑
32、c/hf>2、c/zr>8、c/si>1。
17.ca 2704874 a1公开了一种镍基合金和由它成形的零件，示例为“粉末冶金法制备的应用于燃气轮机中的零件”，其特征在于改进的高温使用寿命，包括蠕变和蠕变裂纹扩展行为，其由以下组成(以重量％计)：co 16.0
‑
30.0％、cr 11.5
‑
15.0％、ta 4.0
‑
6.0％、al 2.0
‑
4.0％、ti 1.5
‑
6.0％、w至多5.0％、mo 1.0
‑
7.0％、nb至多3.5％、hf至多1.0％、c 0.02
‑
0.20％、b 0.01
‑
0.05％、zr 0.02
‑
0.10％、ni余量，在此ti:al比例为介于0.5与2.0之间。
18.ca 1253363公开了具有介于42％与48％之间的γ'体积比例的镍基合金，其由以下组成(以重量％计)：co 10.0
‑
14.0％、cr 14.0
‑
18.0％、ta至多3.0％、al 2.0
‑
3.0％、ti 2.0
‑
3.0％、w 3.0
‑
5.0％、mo 3.0
‑
5.0％、nb 2.0
‑
3.0％、hf至多50ppm、c至多0.1％、b 0.01
‑
0.05％、zr 0.02
‑
0.08％、s至多50ppm、mg至多50ppm、ni余量。
19.us 2008/0166258 a1公开了用于由线材制备耐热弹簧的镍基合金，其由以下组成(以重量％计)：co 5.0
‑
18.0％、cr 13.0
‑
25.0％、al 0.1
‑
3.0％、ti 0.5
‑
4.0％、w 0.15
‑
2.5％、mo 1.5
‑
7.0％、nb 0.3
‑
6.0％、cu 0.03
‑
2.0％、fe至多5.0％、c至多0.1％、p至多0.01％、b 0.001
‑
0.02％、zr 0.01
‑
0.3％、s至多0.01％、n至多0.1％、mn至多1.5％、si至多1.0％、mg至多0.05％、ca至多0.05％、o至多0.1％、h至多0.05％、ni余量。
20.ca 2874304 c公开了具有改进的蠕变强度和针对回热开裂的抗性的镍基合金，其由以下组成(以重量％计)：co 5.0
‑
25.0％、cr 15.0
‑
28.0％、ta至多8.0％、al 0.2
‑
2.0％、ti 0.2
‑
3.0％、w至多15.0％、mo 3.0
‑
15.0％、nb至多3.0％、fe至多15.0％、re至多8.0％、c 0.001
‑
0.15％、hf至多1.0％、b 0.0005
‑
0.01％、zr至多2.0％、y至多0.5％、la至多0.5％、ce至多0.5％、nd至多0.5％、s至多0.01％、n至多0.03％、mn 0.01
‑
3.0％、si 0.01
‑
2.0％、mg至多0.05％、ca至多0.05％、ni余量。
21.gb 813948a公开了镍基烧结合金，其由以下组成(以重量％计)：co至多55.0％、cr 4.0
‑
30.0％、al 0.3
‑
8.0％、ti 0.5
‑
8.0％、w至多5.0％、mo至多20.0％、nb至多5.0％、fe至多40.0％、c 0.01
‑
0.5％、b 0.01
‑
0.8％、zr至多0.5％、ni余量。
22.de 2108978 a和de 2108973 a公开了通过氩气喷射雾化金属熔体而制备超级合金的方法，形成的小滴被位于底部的大量储备水快速淬火。在雾化过程之后，将粉末用丙酮多次洗涤，然后干燥并且在80目筛上分级，然后在高的温度下锤锻。
23.wo 2014/124626 a1公开了用于飞机发动机中的nico合金。该合金具有以下组成(以重量％计)：ni 30.0
–
65.0％、fe至多10.0％、co 12.0
‑
35.0％、cr 13.0
‑
23.0％、mo 1.0
‑
6.0％、w至多4.0％、nb ta 4.0
‑
6.0％、al至多3.0％、mn至多1.0％、ti 2.0％、si至多1.0％、c至多0.1％、p至多0.03％、mg至多0.01％、至多0.02％、zr至多0.1％。也被称为alloy 780的该合金具有优异的高达750℃的高温强度、抗氧化性以及可变形性和可焊接性。vdm alloy 780的良好可变形性和可焊接性尤其基于相对大的错配(0.48％相比于
–
从0.04％直至 0.34％udimet 720和其他高y’含量的合金)(r.a.ricks,a.j.porter,
r.c.ecob,acta metall.,31,43
‑
53(1983)。


技术实现要素：

24.本发明的任务在于提供一种基于vdm alloy 780的用于零件的生成性制造的粉末及其改性，以提高高温性质，如强度、在较高应用温度下的抗氧化性，同时具有用于生成性制造方法的良好的可加工性(制备无裂纹的构件)，及其高品质和经济的制备。在此重要的是，不仅要满足对粉末的粒度分布、颗粒形状和自由流动性的特定要求，还要调节合金元素的最佳组合，使得合金变型定制地适应最终构件的要求或可加工性。
25.该任务通过一种用于粉末的镍钴合金得以解决，其中含量(以重量％计)如下所限定：
26.c
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
>0至最大0.1％
27.s
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
最大0.015％
28.cr
ꢀꢀꢀꢀꢀ
13
–
23％
29.ni
ꢀꢀꢀꢀꢀ
余量(>30％)
30.mn
ꢀꢀꢀꢀꢀ
最大1.0％
31.si
ꢀꢀꢀꢀꢀ
最大1.0％
32.mo
ꢀꢀꢀꢀꢀ1–
6％
33.ti
ꢀꢀꢀꢀꢀ
>0
–
3％
34.nb ta
ꢀꢀ3–
8％
35.cu
ꢀꢀꢀꢀꢀ
最大0.5％
36.fe
ꢀꢀꢀꢀꢀ
>0至最大10％
37.al
ꢀꢀꢀꢀ
>0至<4.0％
38.v
ꢀꢀꢀꢀꢀ
至多4％
39.zr
ꢀꢀꢀꢀ
>0至最大0.1％
40.co
ꢀꢀꢀꢀ
>12至<35％
41.w
ꢀꢀꢀꢀꢀ
至多4％
42.hf
ꢀꢀꢀꢀ
至多3.0％
43.o
ꢀꢀꢀꢀꢀ
最大0.1％
44.n
ꢀꢀꢀꢀꢀ
>0至最大0.1％
45.mg
ꢀꢀꢀꢀ
>0至最大0.01％
46.b
ꢀꢀꢀꢀꢀ
>0至最大0.02％
47.p
ꢀꢀꢀꢀꢀ
>0至最大0.03％
48.ar
ꢀꢀꢀꢀ
0至最大0.08％
49.se
ꢀꢀꢀꢀ
最大0.0005％
50.bi
ꢀꢀꢀꢀ
最大0.00005％
51.pb
ꢀꢀꢀꢀ
最大0.002％
52.有利地，可以如下调节以下元素(以重量％计的值)：
53.c
ꢀꢀꢀꢀꢀ
最大0.05％
54.s
ꢀꢀꢀꢀꢀ
最大0.010％
55.cr
ꢀꢀꢀꢀ
16至22％
56.mn
ꢀꢀꢀꢀ
最大0.6％
57.si
ꢀꢀꢀꢀ
最大0.4％
58.mo
ꢀꢀꢀꢀ2–
6％
59.fe
ꢀꢀꢀꢀ
>0
–
5％
60.ti
ꢀꢀꢀꢀ
0.0005
–
2.0％，尤其至多<1％
61.al
ꢀꢀꢀꢀ
1.6
–
3.5％
62.co
ꢀꢀꢀꢀ
15
–
27％
63.ni
ꢀꢀ
余量(>30)
64.下面给出基于alloy 780的镍钴合金构成的粉末的实例(以重量％计的数据)：
65.ni
ꢀꢀꢀꢀ
30至65％
66.fe
ꢀꢀꢀꢀ
>0至最大5％
67.co
ꢀꢀꢀꢀ
>15至<27％
68.cr
ꢀꢀꢀꢀ
16
–
22％
69.mo
ꢀꢀꢀꢀ2–
6％
70.w
ꢀꢀꢀꢀꢀ
至多4％
71.hf
ꢀꢀꢀꢀ
至多2.5％
72.nb ta 5
–
7.5％
73.al
ꢀꢀꢀꢀ
1.6
–
3.5％
74.mn
ꢀꢀꢀꢀ
最大0.6％
75.ti
ꢀꢀꢀꢀ
0.0005
–
2.0％，尤其<1.0％
76.si
ꢀꢀꢀꢀ
0.0005
‑
0.4％
77.c
ꢀꢀꢀꢀꢀ
>0至最大0.05％
78.p
ꢀꢀꢀꢀꢀ
>0至最大0.025％
79.n
ꢀꢀꢀꢀꢀ
>0至最大0.1％
80.mg
ꢀꢀꢀꢀ
>0至最大0.008％
81.b
ꢀꢀꢀꢀꢀ
>0至最大0.02％
82.ar
ꢀꢀꢀꢀ
最大0.05％
83.zr
ꢀꢀꢀꢀ
>0至最大0.1％
84.必须满足以下关系：
85.mo w≥2.5
86.0.0005<b zr p<0.15
87.s se bi pb<0.1
88.900℃<y'固溶线<1130℃
89.20％<y'体积比例<45％，在析出退火状态下。
90.在表1中将常规基准合金称为现有技术，由于更好的高温性质和/或可加工性，可以对vdm alloy 780的化学组成进行根据本发明的适应性调整和改性而替代其在生成性制造方法中应用。在这种情况下要特别注意y'体积含量，因为它对于高温强度而言起重要作用。此外，还需要高温区域中进一步细分(第2组和第3组以及第4组和第5组)。在此，取决于
构件用途，在蠕变强度或耐交变载荷性范围内的组织设计是有益的。这是通过δ相的稳定性来实现。δ相在晶界处析出，钉住它们并且明显减缓裂纹扩展。
[0091][0092]
表1：合金分组
[0093]
氧含量必须小于等于0.100％，以保证合金的可制备性和可用性。过低的氧含量提高了成本。氧含量因此为≥0.00001％。可考虑氧含量的以下限制：
[0094]
‑
0.00001
–
0.1
[0095]
‑
0.00002
–
0.1
[0096]
‑
0.00005
–
0.1
[0097]
‑
0.00008
–
0.1
[0098]
‑
0.0001
–
0.1
[0099]
‑
0.0002
–
0.1
[0100]
‑
0.0005
–
0.1
[0101]
‑
0.0008
–
0.1
[0102]
‑
0.001
–
0.1
[0103]
‑
0.002
–
0.1
[0104]
‑
0.005
–
0.1
[0105]
‑
0.008
–
0.1
[0106]
‑
0.010
–
0.1
[0107]
‑
0.00001
–
0.10
[0108]
‑
0.00001
–
0.08
[0109]
‑
0.00001
–
0.05
[0110]
‑
0.00001
–
0.03
[0111]
‑
0.00001
–
0.02。
[0112]
氮必须小于等于0.100％，以保证合金的可制备性和可用性。过高的氮含量导致形成氮化物，其不利地影响合金的性质。过低的氮含量提高了成本。氮含量因此为≥0.00001％。可考虑氮含量的以下限制：
[0113]
‑
0.00001
–
0.1
[0114]
‑
0.00002
–
0.1
[0115]
‑
0.00005
–
0.1
[0116]
‑
0.00008
–
0.1
[0117]
‑
0.0001
–
0.1
[0118]
‑
0.0002
–
0.1
[0119]
‑
0.0005
–
0.1
[0120]
‑
0.0008
–
0.1
[0121]
‑
0.001
–
0.1
[0122]
‑
0.002
–
0.1
[0123]
‑
0.005
–
0.1
[0124]
‑
0.008
–
0.1
[0125]
‑
0.010
–
0.1
[0126]
‑
0.00001
–
0.10
[0127]
‑
0.00001
–
0.08
[0128]
‑
0.00001
–
0.05
[0129]
‑
0.00001
–
0.03
[0130]
‑
0.00001
–
0.02。
[0131]
在粉末中以及在制成的零件(3d打印的样品)中，氮化物以及碳化物和/或碳氮化物的粒度非常小(大约<8μm)。在一些情况下，上述颗粒可能不存在或可能仅在热处理之后可见。小粒度的含n析出物对高温性质起积极作用，因为含n析出物在常规制备的合金中起裂纹引发点的作用。
[0132]
氩含量必须小于等于0.08％，以保证合金的可制备性和可用性。氩不能溶于y
‑
基质中，因此其可能不利地影响构件的机械性质，因为氩夹杂物可能起裂纹引发点的作用。过低的氩含量提高了成本。氩含量因此为≥0.0000001％(≥1ppb)。可考虑氩含量的以下限制，其中包括来自粉末制备以及来自构件制备的氩含量：
[0133]
‑
0.0000001
–
0.05
[0134]
‑
0.0000002
–
0.05
[0135]
‑
0.0000001
–
0.005
[0136]
‑
0.0000001
–
0.002
[0137]
‑
0.0000001
–
0.001。
[0138]
按需要加合金元素hf直至最大3.0％可以对y'相的增强产生积极影响。此外，加合金元素hf可用于避免硬化过程中的裂纹形成。
[0139]
在对较高温度时的机械性质有高要求的情况下，可以按需要提高v含量。在这种情况下，v倾向于在晶界处集中，并且对在较高的温度下机械性质产生积极影响。
[0140]
以下给出由镍钴合金制备前述粉末的根据本发明的方法，通过以下步骤进行：
[0141]
‑
将合金在vim炉中熔化，
[0142]
‑
使液态熔体保持5min至2小时，尤其是20min至2h以均质化，
[0143]
‑
将具有供应气体的封闭雾化设备调节至
‑
10℃至
‑
120℃的露点，
[0144]
‑
使熔体通过喷嘴向以2m3/min至150m3/min的气体流速的气流中吹送，
[0145]
‑
将硬化的粉末颗粒收集在气密性封闭容器中，其中
[0146]
‑
颗粒具有5μm至250μm的粒度，
[0147]
‑
粉末的颗粒是球状的，
[0148]
‑
粉末具有相对于所评价的物体的总面积的0.0至4％孔面积(孔>1μm)的夹杂气
体，
[0149]
‑
粉末具有2直至约8g/cm3的合金密度的堆积密度，
[0150]
‑
将粉末在具有氩气的保护气体气氛下气密性包装。
[0151]
根据本发明的方法的有利的改进可从方法方面的从属权利要求得到。
[0152]
可考虑以下起始制造步骤：
[0153]
‑
通过在vim炉、vim/esu、vim/esu/var、vim/var、vod或vlf中熔化，并取决于材料的纯度要求按需要随后在esu和/或var中再熔化，产生具有限定的化学分析的母合金铸锭，
[0154]
‑
使母合金铸锭通过锯切分割成小片段，
[0155]
‑
将母合金的片段在vim炉中熔化，
[0156]
或
[0157]
‑
使限定称重量的合金元素对应于化学分析在vim炉中熔化，
[0158]
或
[0159]
‑
以0至100％比例组合母合金材料、与方法相关的废料(包括来自客户的废料，如回收的粉末以及支撑结构或不合格构件)以及新的合金元素。在每种情况下在考量质量、经济和生态方面的情况下考虑精确比例。可能有利的是，使母合金铸锭在分割之前经受表面加工(例如通过刷、研磨、酸洗、分割、刨削等)。在此可以去除通过另外的再熔化未能消除并且可能损害之后的应用的缺陷。此外，使用可能的母合金导致保持了只有通过先前的再熔化方法才能保证的对粉末化学纯度的最高质量要求，
[0160]
‑
使液态熔体保持5min至2小时，尤其是20min至2小时以均质化，
[0161]
‑
将封闭的雾化设备用氩气调节至
‑
10℃至
‑
120℃的露点，优选在
‑
30℃至
‑
100℃范围内，
[0162]
‑
使熔体通过喷嘴向以2m3/min至150m3/min的气体流速的氩气气流中吹送，
[0163]
‑
将硬化的粉末颗粒收集在气密性封闭容器中，
[0164]
‑
颗粒具有5μm至250μm的粒度，其中优选的范围为介于5与150μm之间或者10与150μm之间，
[0165]
‑
粉末的颗粒是球形的，
[0166]
‑
粉末具有相对于所评价的物体的总面积的0.0至4％孔面积(孔>1μm)的夹杂气体，其中优选的范围在0.0至2％。粉末的夹杂气体的量允许所制造的零件的低残余孔隙率，
[0167]
‑
粉末具有2直至约8g/cm3的合金密度的堆积密度，其中优选的范围为4至5g/cm3的值，
[0168]
‑
将粉末在具有氩气的保护气体气氛下气密性包装。
[0169]
优选在真空惰性气体雾化设备(viga)中生产根据本发明的粉末。在该设备中，使合金在真空感应熔炼炉(vim)中熔化，导入通向气体喷嘴的浇口中，在所述喷嘴中使熔化的金属在5至100巴的高压下用惰性气体雾化成金属颗粒。将熔体在熔化坩埚中在超过熔点5至400℃下加热。在雾化中的金属流速为0.5至80kg/min和气体流速为2至150m3/min。通过快速冷却使金属颗粒硬化成球体形状(球形颗粒)。在雾化中使用的惰性气体可以按需要含有0.01至100％的氮气。然后在旋风分离器中将气相与粉末分离，和随后包装粉末。
[0170]
或者，替代通过viga，通过所谓的eiga方法制备根据本发明的粉末。在这种情况下，将旋转电极形式的预先制成的合金铸锭由感应线圈无接触地熔化。熔体从电极直接滴
入气体喷嘴的气流中。
[0171]
eiga的合金铸锭又可以通过熔化方法vim、esu、var、vod或vlf及其组合来制备并且任选地经历热成型过程，如锻造和轧制。有利的是，在用于eiga方法之前，通过处理，如研磨或/和刨削而清洁铸锭的表面。
[0172]
在粉末制备中的惰性气体可以可选地为氩气或者氩气与0.01至100％氮气的混合物。氮气含量的可能的极限可以为：
[0173]
0.01至80％
[0174]
0.01至50％
[0175]
0.01至30％
[0176]
0.01至20％
[0177]
0.01至10％
[0178]
0.01至10％
[0179]
0.1至5％
[0180]
0.5至10％
[0181]
1至5％
[0182]
2至3％。
[0183]
或者，作为惰性气体，可以可选地使用氦气。
[0184]
惰性气体可以优选具有至少99.996体积％的纯度。尤其是，氮气含量应当为0.0至10ppmv，氧气含量应当为0.0至4ppmv和具有≤5ppmv的h2o含量。
[0185]
尤其是，惰性气体可以优选具有至少99.999体积％的纯度。尤其是，氮气含量应当为0.0至5ppmv，氧气含量应当为0.0至2ppmv和具有≤3ppmv的h2o含量。
[0186]
设备中的露点在
‑
10至
‑
120℃范围内。其优选在
‑
30至
‑
100℃范围内。
[0187]
在粉末雾化中的压力可以优选为10至80巴。
[0188]
借助增材制造制备的构件和零件或者在构件和零件上的层由5至500μm的层厚度构造并且在制造之后立即具有织构化的组织，其中晶粒在构造方向拉长，平均晶粒尺寸为0.5μm至2000μm。优选的范围为介于5μm与500μm之间。此外，也可以按需要借助热等静压(hip)或常规烧结方法和挤压方法将上述粉末用于制备构件。此外，增材制造和随后的hip处理的方法组合也是可能的。在这种情况下可能要应用下文描述的用于生成性制造的hip构件的后处理步骤。
[0189]
借助增材制造制备的构件和零件或者在构件和零件上的层可以可选地经受均质化、应力消除、固溶硬化和/或析出硬化退火。热处理可以任选地在保护气体，例如氩气或氢气下进行，随后在炉中，任选地在保护气体下，在空气中，在运动的退火气氛中或在水浴中经受冷却。
[0190]
将构件按需要在空气或保护气体下在介于300℃与600℃之间的温度下去应力退火0.5h至10h和在介于1000℃与1250℃之间退火1h至300h以均质化或应力消除。然后将构件按需要在空气或保护气体下在介于850℃与1,250℃之间的温度下固溶退火或去应力退火0.5h至30h。析出退火可以按需要为一个阶段或两个阶段的并且在介于600℃与850℃之间的温度下在空气或保护气体下进行1h至30h。
[0191]
然后可以可选地通过酸洗、喷砂、研磨、转动、刨削、铣切来清洁或加工表面。这样
的加工可以可选地即使在退火之前就已部分地或完全地发生。
[0192]
借助增材制造制备的构件和零件或者在构件和零件上的层在退火之后具有2μm至2000μm的平均晶粒尺寸。优选的范围介于20μm与500μm之间。
[0193]
按照该方法制成的粉末以及由该粉末制成的零件(3d打印样品)不含氮化物以及碳化物和/或碳氮化物。如果仍然存在氮化物以及碳化物，则它们具有直径为<100nm，尤其是<50nm的粒度。
[0194]
在热处理由该粉末制成的零件(3d打印样品)以均质化，高于900℃，特别是高于1000℃，理想地高于1100℃的扩散退火大于1小时之后，制成的零件(3d打印样品)中可能出现氮化物以及碳化物和/或碳氮化物。这些具有直径为<8μm，或者<5μm，理想地<1μm，尤其是<500nm的粒度。
[0195]
借助增材制造由根据本发明生产的粉末制备的构件和零件或者在构件和零件上的层应当优选用于具有相关分析的作为锻造合金或铸造合金的材料也应用于的领域中。
[0196]
术语“增材/生成性制造”可以取决于应用层面划分为快速原型构造、快速模具制造、快速制造等。
[0197]
通常在此区分为：
[0198]
采用粉末的3d打印
[0199]
选择性激光烧结，和
[0200]
选择性激光熔化
[0201]
电子束熔化
[0202]
激光沉积焊接
[0203]
选择性电子束焊接等。
[0204]
在此使用的缩写词如下定义：
[0205]
vim
ꢀꢀ
真空感应熔炼
[0206]
viga 真空惰性气体雾化设备(vacuum induction melting and inert gas atomization)
[0207]
var
ꢀꢀ
真空电弧再熔化
[0208]
vod
ꢀꢀ
真空吹氧脱碳
[0209]
vlf
ꢀꢀ
真空钢包炉
[0210]
eiga 电极感应熔炼气体雾化
[0211]
粉末的粒度的分布范围(spreizungsbereich)为介于5与250μm之间，其中优选的范围为介于5与150μm之间或者10与150μm之间。
[0212]
粉末具有相对于所评价的物体的总面积的0.0至4％孔面积(孔>1μm)的夹杂气体，其中优选的范围为
[0213]
0.0至2％
[0214]
0.0至0.5％
[0215]
0.0至0.2％
[0216]
0.0至0.1％
[0217]
0.0至0.05％。
[0218]
粉末具有2直至约8g/cm3的合金密度的堆积密度，其中优选的范围可以为以下值：
[0219]4‑
5g/cm3[0220]2‑
8g/cm3[0221]2‑
7g/cm3[0222]3‑
6g/cm3。
[0223]
粉末的夹杂气体的量允许所制备的部件的低残余孔隙率。
[0224]
与现有技术相比，省略了离心方法，由此优化了设备的运行时间。随后的精制过程优化了用于增材制造的粉末的品质。此外，对于用于生成性制造方法中的应用的合金vdm alloy 780的组成进行了优化，以及对于在不变的可加工性的情况下用于在较高温度下的应用的组成进行了优化。
[0225]
在表2中给出了采用根据本发明的方法制备的粉末的化学组成(以重量％计的数据)。
[0226]
获得了具有5μm至250μm的粒度的粉末。
[0227]
低于5μm的过小的粒度使流动行为劣化并且因此要避免，高于250μm的过大的粒度使增材制造中的行为劣化。
[0228]
2g/cm2的过低的堆积密度使增材制造中的行为劣化。约8g/cm3的最大可能堆积密度由合金的密度给出。
[0229]
按照该方法制成的粉末可以在增材制造中用于构造零件，所述零件具有作为其基础的合金(vdm alloy 780及其高温变型)的性质。标准vdm alloy 780可以在slm方法的工艺参数窗口中由alloy 718无裂纹地制造。在这种情况下实现了99.98％的相对密度。
[0230]
在生成性制造方法中，可以借助多个参数来描述工艺参数。对于slm和部分地对于ebm方法，表征方面经常考虑体积能量密度。原则上通过下式计算体积能量密度[l.a.al
‑
juboori,t.niendorf,f.brenne；on the tensile properties of inconel 718fabricated by ebm for as
‑
built and heat
‑
treated components；metallurgical and materials transactions b,第49b卷,2018]：
[0231]
以j/mm3计
[0232]
其中，激光功率(p)、扫描速度(v)、层厚度(d)和轨道间距(h)。
[0233]
对于alloy 718，大多使用介于40与120j/mm3之间的能量密度。典型的值对两种方法都为约90j/mm3。
[0234]
在alloy 780粉末组成p10047、p10048、p10056、p10085以及p10086的参数寻找时，使用介于40与120j/mm3之间的alloy 718范围内的能量密度，其中相对密度高于99％。例如，可以在相对密度99.98％的情况下达到约80j/mm3的能量密度。在粉末合金780的高温变型(组成1至57以及n1至n5)的情况下，能量密度可以在40直至600j/mm3变化，由此可以保证材料的高的相对密度。然而，工艺参数可能取决于方法而完全不同。
[0235]
采用来自批次p10056的材料按照slm方法制备样品。除了偶尔与工艺相关的孔外，可以获得无裂纹的组织”。
[0236]
根据不同的热处理，获得了具有例如约75μm(约astm 4.5)的晶粒尺寸的均匀组织。也可以通过限定的热处理参数调节更小的晶粒尺寸或更大的晶粒尺寸。a)b)
[0237]
批次p10047p10048p10056p10085p10086c0.0220.02140.0240.0220.022s0.00050.00030.00050.00050.0005n0.0070.00680.0070.0060.005cr17.8617.7617.8117.6417.64ni45.245.0845.1846.146.15mn0.020.020.020.010.01si0.070.060.060.060.06mo3.053.152.912.952.98ti0.30.30.30.310.31nb5.245.455.535.395.42cu0.010.010.010.010.01fe0.880.750.720.640.63p0.0130.0130.0130.0140.011al2.122.122.082.182.13mg0.00020.000030.00030.0010.001ca0.00050.00010.00030.0000.0002v0.010.010.010.010.01zr0.010.0020.010.010.01w0.020.020.020.020.02co25.1525.2125.2824.6124.57b0.0040.00350.0040.0040.004ta0.0050.010.0050.0050.005se0.0003 0.00030.00030.0003te0.00005 0.000050.000050.00005bi0.00003 0.000030.000030.00003o0.0020.001
ꢀꢀꢀ
sb0.0005 0.00050.00050.0005ag0.0001 0.00010.00010.0001
[0238]
表2：通过雾化生产的粉末批次的化学组成
[0239]
用于热锻坯的合金alloy 780的示例性以大工业规模生产的批次(批次编号420420)的典型化学组成例如列于例如表3中(和其他表中)。在含量，尤其是元素co、al、ti和nb含量方面，如此选择该大工业规模生产的批次420420的化学组成，使得γ'固溶线温度如此之高(实验测定为约990℃)，使得给出达到对应于高温的组织稳定性。此外，与标准合金alloy 718相比，γ'体积比例明显更大。由此导致在高的强度值下可能明显更高的应用温度。另一方面，由于明确限定的化学组成，γ
′
固溶线温度不过高。因此合金仍然可良好地从再熔铸锭开始热变形成坯料，即可良好锻造。具有约2.1％al和0.3％ti，该大工业规模为锻造产品生产的批次420420(用于进一步考虑的参考材料)的化学组成处于能够良好焊接的材料分析范围内(见图1)。这实验上借助电子束试验和等离子体焊接试验证实。这也与观
察非常吻合，使得采用粉末雾化借助viga设备制备的具有相当的化学组成的粉末在3d打印测试样品时完全没有出现裂纹。因此，现在有可能在本专利说明书中描述的界限分析范围内，在用于增材制造方法如选择性激光熔化的粉末产品情况下，对于用于锻造产品所使用的化学组成进行适应性的调整，从而可采用选择性激光熔化无裂纹地打印具有适应化学组成的合金，但是例如可以提高γ
′
固溶线温度以及γ
′
体积比例。然后由此产生具有这样的化学组成的材料，其在3d打印的零件的情况下，可以以再更高的强度值在更高的温度下使用。
[0240]
此外，在此，vdm alloy 780合金概念与根据本发明对生成性制造方法的同时优化一起使用：
[0241]
(a)高cr含量保证材料在高的温度下改进的抗氧化性；
[0242]
(b)高co含量提高层错能，在ni位点的y'相中发生取代，提高y'相的晶格常数；
[0243]
(c)低ti含量减缓y'相中al的取代，从而减缓析出动力学，从而也改进可焊接性(参见图1)。此外改进高温抗氧化性。降低ti含量对η相的失稳和含n的非共格沉淀物具有积极影响，从而改进高温性质。
[0244]
(d)经适应性调整的nb含量和ta含量以及hf的添加减缓y'相在较高温度时的粗化，增加错配并使y'相增强；
[0245]
(e)微量元素的减少改进合金的可加工性，并且即使在高y'相体积比例的情况下也允许制备无裂纹的构件；
[0246][0247]
图1：合金的分析范围及其可焊接性(根据m.m.attallah等人，“additive manufacturing of ni
‑
based superalloys:the outstanding issues”,mrs bull.，第41卷第10期，第758
–
764页，201
[0248][0249]
图2：取决于γ
′‑
相的热开裂敏感性(根据cam&sekhar)
[0250]
借助于采用数据库ttni8的热力学模拟(jmatpro和thermocalc)，计算具有化学组成变化的广泛试验矩阵，并因此确定这些合金的γ
′
固溶线温度和γ
′
体积比例(参见以下的表，下页的图)。
[0251]
在此改变以下元素和元素含量：
[0252]
cr：16/18/20％
[0253]
ni：43％至55.5％(余量元素)
[0254]
mo：3/3.5/4/6％
[0255]
ti：0.1/0.3/0.6/0.9/1.2/1.6/2.1％(至多3％)
[0256]
nb：3.5/4.0/5.0/5.4％
[0257]
ta：0.5/1/2％
[0258]
al：1.6/1.9/2.2/2.4/2.5/2.6/2.8/3.1/3.5/4.0％
[0259]
co：15/17.5/20/22.5/24.5/27.5％
[0260]
w：0.5/1/2％
[0261]
hf：0.5/1/2％
[0262]
表3a至3d包含具有al含量的变化的经选择的合金分析，和在24.5％(表3a和3b
‑
1)和20％(表3c和3d
‑
1)的恒定co含量下计算相性质。
[0263]
变体42042011718192526n1n2c0.0210.0210.0210.0210.0210.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.00050.00050.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.0080.0080.0080.0080.0080.008cr17.751818181818181818
ni45.9646.01845.71845.41845.11846.31846.61844.71844.218mn0.0180.0180.0180.0180.0180.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.0650.0650.0650.0650.0650.065mo2.9433333333ti0.310.30.30.30.30.30.30.30.3nb5.415.45.45.45.45.45.45.45.4ta0.010.010.010.010.010.010.010.010.01cu0.010.010.010.010.010.010.010.010.01fe0.670.430.430.430.430.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.0110.0110.0110.0110.0110.011al2.162.22.52.83.11.91.63.54.0mg0.00080.00080.00080.00080.00080.00080.00080.00080.0008ca0.00040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.020.020.020.020.020.02co24.6324.524.524.524.524.524.524.524.5hf000000000b0.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004o0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002
[0264]
表3a：具有24.5％的恒定co含量的具有al含量变化的合金分析的选择(分析编号17、18、19、25、26；参比编号420420和1，以及分析n1和n2)
[0265]
变体42042011718192526n1n2y
′
固溶线(sol.)t
‑
r(℃)990101610351053106798095010831104y
′
体积(％)，600℃262933.5384124.319.744.849.6η固溶线t
‑
r(℃)102099610080099896600η最大体积(％)2.52.80.9001.91.400η固溶线t
‑
r(℃) 9709690095793600δ固溶线t
‑
r(℃)1060101497890801022103100δ体积(％)，600℃24.52.40.706.78.200σ固溶线t
‑
r(℃)
‑
774811850881734699919961σ体积(％)，600℃
‑
8.611.814165.93.319.222.6
[0266]
表3b
‑
1：来自表3a的合金分析的计算的相性质
[0267]
除了γ'相的比例[重量％]和粒度[nm]之外，采用程序jmatpro(第11.1版)，随测试温度[℃]变化计算屈服强度rp0.2[mpa]的值。对于这些计算，将温度1100℃以冷却速率10k/s用作固溶退火的参数。对于γ'固溶线温度高于1100℃的合金分析，将固溶退火温度设置在1150℃。在固溶退火之后的析出热处理中，在下表中列出在大多数合金变体情况下对于退火参数700℃/8h、850℃/8h和850℃/24h的rp0.2的结果。对于选择的合金变体，详细列出析出温度650℃、700℃、750℃、800℃、850℃和900℃并且退火时长8h的rp0.2的结果；
对于各个合金rp0.2显示出最高值时的析出温度，还另外补充说明析出退火时长16h和24h的结果。γ'相的比例和粒度不仅取决于化学组成，而且取决于析出退火参数。由此产生对屈服强度rp0.2的值的影响。此外，屈服强度rp0.2的值还取决于组织的晶粒尺寸(在表中，晶粒尺寸以astm尺寸给出)。在此，晶粒尺寸astm 4.5大致对应于固溶退火温度在1100℃时的粗晶粒尺寸。相比之下，astm 12对应于更细的晶粒尺寸，其可以在较低的固溶退火温度(例如约1000℃)下调节。
[0268]
在表3b
‑
2至3b
‑
7中，根据表3a的合金的先前描述的退火参数和晶粒尺寸列出γ'相的计算的比例和粒度以及屈服强度rp0.2的计算值。
[0269]
变体11718192526n1n2γ'[％]313436.63929264347γ'[nm]2425252623212727rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃871905920951834781983993700℃8759109269578247849891001750℃848882898927812759957965800℃690745791842633570920927850℃474515547583431382627802900℃328361387415292229448478
[0270]
表3b
‑
2：对于来自表3a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在700℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0271]
变体11718192526n1n2γ'[％]313436.63929264347γ'[nm]2425252623212727rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃91995496999988383010311041700℃923958974100588783310371048750℃89693094597486080710051013800℃690745791842633570967974850℃474515547583431382627802900℃328361387415292229448478
[0272]
表3b
‑
3：对于来自表3a的合金分析的晶粒尺寸astm 12，在700℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0273]
由表3b
‑
2的值可看出，γ'相的比例随着al含量的增加而增长；在这种情况下粒度略有增加。屈服强度rp0.2也随着合金的al含量增加而增长，即随着γ'相的比例增加而增长。此外，从值rp0.2随测试温度的变化轨迹可看出，在合金n1和n2的情况下，即具有3.5％和4.0％的较高al含量，rp0.2在较高测试温度时发生的更急剧的下降向约800℃的较高测试温度方向移动。在具有较低al含量的合金的情况下，在约750℃的较低测试温度时已经可
看出rp0.2的较急剧下降。与此相比，由表3b
‑
3的数据可看出，与较粗的晶粒尺寸astm 4.5相比，在较细的晶粒尺寸astm 12的情况下，屈服强度rp0.2的值明显更大。在表3b
‑
2和3b
‑
3中列出析出热处理700℃/8h的结果。
[0274]
变体11718192526n1n2γ'[％]2528.131.134.521.217.13842.2γ'[nm]4544454445454545rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃8969661016108282474211351154700℃8869541004107081573411231161750℃852936991105676467011081164800℃6437067628265775068961153850℃502552595646450393701901900℃348392429468303236511565
[0275]
表3b
‑
4：对于来自表3a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0276]
变体11718192526n1n2γ'[％]2528.131.134.521.217.13842.2γ'[nm]4544454445454545rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃94410141064113087279111831201700℃93310021052111786378211701208750℃8529361011109576467011551211800℃6437067628265775068961178850℃502552595646450393701901900℃348392429468303236511565
[0277]
表3b
‑
5：对于来自表3a的合金分析的晶粒尺寸astm 12，在850℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0278]
在析出热处理850℃/8h之后，γ'相的比例虽然比在析出热处理700℃/8h之后小，但γ'相的析出颗粒更大(在表3b
‑
4和3b
‑
5中列出相应数据)。较大的粒度对屈服强度rp0.2的积极影响超过较小的相比例的不利影响。在析出热处理850℃/8h之后，屈服强度rp0.2值的水平明显高于退火700℃/8h之后。
[0279]
在析出温度850℃下经24h的较长退火时长之后，屈服强度rp0.2值的水平明显低于在相同析出退火温度850℃下退火时长8h之后的水平。看起来这归因于γ'相的较大粒度。在两个表3b
‑
6和3b
‑
7中列出对于晶粒尺寸astm 4.5和astm 12的这些结果数据。
[0280]
变体11718192526n1n2γ'[％]25*(21)28.131.134.521.217.13842.2
γ'[nm]6462626164646262rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃80787292398274367210331093700℃79786191297073566410211080750℃78785090095772564610071066800℃6136757307915514838581049850℃472521564612424371664860900℃324365401437282221478529
[0281]
表3b
‑
6：对于来自表3a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0282]
变体11718192526n1n2γ'[％]24.828.131.134.521.217.13842.2γ'[nm]6462626164646262rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃855920971103079272010801141700℃845909960101878371210681128750℃822897947100573764710541113800℃6136757307915514838581096850℃47352564612424371664860900℃324365401437282221478529
[0283]
表3b
‑
7：对于来自表3a的合金分析的晶粒尺寸astm 12，在850℃/24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0284][0285]
图2a：对于来自表3a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h的析出热处理
之后，随650℃至900℃的测试温度变化的机械屈服强度rp0.2的计算值。
[0286]
从图2a可看出，屈服强度rp0.2在较高的温度下随着al含量增加而增长。此外，只有在超过800℃的温度时，才可见较高al含量下屈服强度rp0.2的较急剧下降。
[0287]
变体42042018910113637c0.0210.0210.0210.0210.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.00050.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.0080.0080.0080.0080.008cr17.7518181818181818ni45.9646.01850.51850.11850.81851.11849.21848.718mn0.0180.0180.0180.0180.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.0650.0650.0650.0650.065mo2.943333333ti0.310.30.30.30.30.30.30.3nb5.415.45.45.45.45.45.45.4ta0.010.010.010.010.010.010.010.01cu0.010.010.010.010.010.010.010.01fe0.670.430.430.430.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.0110.0110.0110.0110.011al2.162.22.22.61.91.63.54mg0.00080.00080.00080.00080.00080.00080.00080.0008ca0.00040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.020.020.020.020.02co24.6324.5202020202020hf00000000b0.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004o0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002
[0288]
表3c
‑
1：具有20％恒定co含量的具有al含量变化的合金分析的选择(分析编号8、9、10、11、36、37；参比编号420420和1)
[0289]
变体4204201ht1ht2ht1
‑
aht2
‑
ac0.0210.0210.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.0080.0080.008cr17.751818181818ni45.9646.01849.71848.91845.21844.418mn0.0180.0180.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.0650.0650.065mo2.9433333
ti0.310.30.30.30.30.3nb5.415.45.45.45.45.4ta0.010.010.010.010.010.01cu0.010.010.010.010.010.01fe0.670.430.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.0110.0110.011al2.162.233.833.8mg0.00080.00080.00080.00080.00080.0008ca0.00040.0040.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.020.020.02co24.6324.5202024.524.5hf000000b0.0040.0040.0040.0040.0040.004o0.0020.0020.0020.0020.0020.002
[0290]
表3c
‑
2：具有20％co或者24.5％co和3.0％或者3.8％的al含量的合金分析ht1、ht2、ht1
‑
a和ht2
‑
a以及参比编号420420和1的分析的选择
[0291]
变体42042018910113637y
′
固溶线t
‑
r(℃)99010161013104098995610861106y
′
体积(％)，600℃26292935242045.550η固溶线t
‑
r(℃)1020996000000η最大体积(％)2.52.8000000η固溶线t
‑
r(℃) 970000000δ固溶线t
‑
r(℃)1060101410009601013102100δ体积(％)，600℃24.54.82.46.58.300σ固溶线t
‑
r(℃)
‑
774747799708642905954σ体积(％)，600℃
‑
8.66.5104.311721
[0292]
表3d
‑
1：来自表3c
‑
1的合金分析的计算的相性质
[0293]
变体4204201ht1ht2ht1
‑
aht2
‑
ay
′
固溶线t
‑
r(℃)99010161061109910631098y
′
体积(％)，600℃262940484048η固溶线t
‑
r(℃)10209960000η最大体积(％)2.52.80000η固溶线t
‑
r(℃) 9700000δ固溶线t
‑
r(℃)10601014659000δ体积(％)，600℃24.50.7000σ固溶线t
‑
r(℃)
‑
774852.6933873946σ体积(％)，600℃
‑
8.613.41915.821
[0294]
表3d
‑
2：来自表3c
‑
2的合金分析的计算的相性质
[0295]
变体18910113637ht1ht2ht1
‑
aht2
‑
aγ'[％]312834.92319384238463945γ'[nm]2424252321272726272727rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃87185693385279697110279731022956990700℃87584793885679996210349791029970997750℃848806914828762911999950994940963800℃690608701580518806914765885833925850℃474414497402352555645544627578654900℃328278356275228386470394457412467
[0296]
表3d
‑
3：对于来自表3c
‑
1和3c
‑
2的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在700℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0297]
由表3d
‑
3中的值也可看出，γ'相的比例随着al含量增加而增长；在这种情况下粒度略有增加。屈服强度rp0.2也随着合金的al含量增加而增长，即随着γ'相的比例增加而增长。此外，在此从值rp0.2随测试温度的变化轨迹也可看出，在合金36、37、ht1、ht2、ht1
‑
a和ht2
‑
a的情况下，即具有3％至4％的较高al含量，rp0.2在较高测试温度时发生的更急剧的下降向约800℃的较高测试温度方向移动。在具有较低al含量的合金的情况下，在约750℃的较低测试温度时已经可看出rp0.2的较急剧下降。在表3d
‑
3中列出析出热处理700℃/8h的结果。
[0298]
变体18910113637ht1ht2ht1
‑
aht2
‑
aγ'[％]252229.31712334233413340γ'[nm]4545454545454544454546rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃896878987811724113011971072119010481152700℃886863975801716111212041059117810361149750℃85276187468459110791188976116010221134800℃643579671524452822927750891796939850℃502453532414357642740596710622735900℃348312383280228458553437530453541
[0299]
表3d
‑
4：对于来自表3c
‑
1和3c
‑
2的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0300]
在析出热处理850℃/8h之后，γ'相的比例转而小于在析出热处理700℃/8h之后的情况，和γ'相的析出颗粒更大(在表3d
‑
4中列出相应数据)。较大的粒度对屈服强度rp0.2的积极影响超过较小的相比例的不利影响。在析出热处理850℃/8h之后，屈服强度rp0.2值的水平明显高于退火700℃/8h之后的情况。
[0301]
在析出温度850℃下经24h的较长退火时长之后，屈服强度rp0.2值的水平明显低
于在相同析出退火温度850℃下退火时长8h之后的水平。看起来这归因于γ'相的较大粒度。在表3d
‑
5中列出对于晶粒尺寸astm 4.5的这些结果数据。
[0302]
变体18910113637ht1ht2ht1
‑
aht2
‑
aγ'[％]252229.32012334233413240γ'[nm]6463626464626261626364rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃8077949217316561029110897110839481055700℃7977819097226481011109596010709371042750℃787734897658568990108094110559241028800℃613553711498430786884715850761899850℃473428549389335612698561670588695900℃324291357259212442516407494423506
[0303]
表3d
‑
5：对于来自表3c
‑
1和3c
‑
2的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0304]
来自表3a至3d的合金分析的计算的γ'固溶线温度随al含量变化绘制于图3中。
[0305][0306]
图3：随al含量变化的来自表3a至3d的合金分析的计算的y
′
固溶线温度
[0307]
由此可看出，当将al含量提高至4.0％al时，从1009℃开始的y
′
固溶线温度在具有2.16％al的批次420420的参比合金的情况下可以被提高至1105℃。
[0308][0309]
图4：随al含量变化的来自表3a至3d的合金分析在600℃下的计算的γ'
‑
比例(以重量％计)
[0310]
由此可看出，当将al含量提高至4.0％al时(参见图4)，从25.3％开始的在600℃下的γ'
‑
比例在具有2.16％al的批次420420的参比合金的情况下可以被提高至约47.7％。
[0311]
由表3a至3d可看出，随着al含量的增加而使y'相稳定化：固溶线温度高达1106℃并且体积比例可以增加最高至50％。还可以看出，al在较高含量时可以使δ相失稳。同时高的co和nb含量与适度的al含量结合的情况下，使δ相大量稳定化。作为实例，可以将合金19与alloy 939进行比较观察。alloy 939的y'固溶线温度在1110℃并且最大y'体积比例为约39.5％。σ相在870℃时析出并且在600℃时的体积比例为15％。合金19的合金组成的有利组合允许在41％的略有增加的体积比例的情况下实现高达1067℃的y'固溶线温度。y'相固溶线温度的降低极大地改进了合金的可加工性，此外在机械性质至少保持不变的情况下开裂倾向明显降低。由于低的ti含量，合金19还表现出比alloy 939更好的抗氧化性。
[0312]
在合金19中，与alloy 939相比，基于高的co和cr含量，体积比例增加1％的情况下，σ固溶线温度提高11℃。通常，由于非共格，σ相具有非常缓慢的析出动力学，从而即使在800℃进行超过2000h的高温老化试验后，参比合金420420中也不存在该相。合金1在本研究中具有几乎相同的组成，其σ相的固溶线温度为774℃并且在600℃时的体积比例为8.6％。如果σ相的热力学稳定性范围转移至更高的温度，则可能需要任选地采取对策，如适应性的热处理。
[0313]
在表3d
‑
6中列出了作为实验室熔体生产的三种选择的化学组成。以lb 250756标记的分析含有2.1％al。两个另外的分析lb 250757和lb 250760含有约3％或者3.8％al。
[0314]
变体lb 250756lb 250757lb 250760c0.0220.0200.019s0.00160.00100.0014n0.0030.0030.003cr18.1518.0817.90
ni45.8645.1244.54mn<0.01<0.010.018si0.070.030.01mo2.972.952.96ti0.270.310.31nb5.445.375.39ta
ꢀꢀꢀ
cu<0.01<0.01<0.01fe0.090.110.10p0.010.0130.013al2.102.993.78mg0.00050.00050.0005ca
ꢀꢀꢀ
v<0.01<0.01<0.01zr<0.01<0.01<0.01w<0.010.010.01co24.9524.9424.91hf000b0.0050.0040.004o0.0020.0020.002
[0315]
表3d
‑
6：合金lb 250756、lb 250757和lb 250760的分析
[0316]
在表3d
‑
7至3d
‑
18中列出了为这些分析所计算的对于晶粒尺寸astm 4.5和astm 12，在析出热处理650℃/8h、700℃/8、750℃/8h、800℃/8h、850℃/8h和900℃/8h之后，γ`相的比例和粒度以及取决于测试温度的屈服强度rp0.2的值。在一些析出退火温度下，补充说明对于两种额外的退火时长16h和24h的结果。
[0317][0318]
表3d
‑
7：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在650℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，计算的析出相γ`的比例和粒度以及机械屈服
强度rp0.2的值
[0319][0320]
表3d
‑
8：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在700℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，计算的析出相γ`的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0321][0322]
表3d
‑
9：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在750℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，计算的析出相γ`的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0323][0324]
表3d
‑
10：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在800℃/8h或者16h和24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，计算的析出相γ`的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0325][0326]
表3d
‑
11：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h或者16h和24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，计算的析出相γ`的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0327][0328]
表3d
‑
12：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在900℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，计算的析出相γ`的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0329][0330]
表3d
‑
13：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 12，在650℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，计算的析出相γ`的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0331][0332]
表3d
‑
14：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 12，在700℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，计算的析出相γ`的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0333][0334]
表3d
‑
15：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 12，在750℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，计算的析出相γ`的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0335]
[0336]
表3d
‑
16：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 12，在800℃/8h或者16h和24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，计算的析出相γ`的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0337][0338]
表3d
‑
17：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 12，在850℃/8h或者16h和24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，计算的析出相γ`的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0339][0340]
表3d
‑
18：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 12，在900℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，计算的析出相γ`的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0341]
由这些表可看出，合金分析的al含量越高，屈服强度rp0.2越大。此外，屈服强度rp0.2更强烈的下降转移至更高测试温度，al含量越高则测试温度越高。这些效应一方面与随着al含量的增加而γ'相的比例更高有关(在优化的γ'相的粒度的情况下)，另一方面与随着al含量的增加而γ'相的固溶线温度更高有关。
[0342]
在含有2.1％al的合金lb 250756的情况下，在所考虑的析出温度下，屈服强度rp0.2的最大值在析出退火温度800℃(相比于退火时长8h考虑)。在含有3％或者3.8％al的两种其它合金lb 250757和lb 250760的情况下，屈服强度rp0.2的最大值在析出退火温度850℃。在本文另外考虑的析出退火温度900℃的情况下，屈服强度rp0.2的值更低；即，就此超过对于屈服强度rp0.2的最高值而言最佳的析出退火温度(然而对于其他机械性质而言，
高于850℃的析出退火温度也可能是有利和合理的)。
[0343]
与所考虑的晶粒尺寸相比，从表中可看出，在较小的晶粒尺寸astm 12的情况下，存在比在更粗的晶粒尺寸astm 4.5情况下明显更大的屈服强度rp0.2的值。
[0344]
在含有2.1％al和在所考虑的析出退火温度8h之后出现屈服强度rp0.2的最大值的合金lb 250756的情况下，可看出，屈服强度rp0.2的值在较长的退火时长16h和24h时是增加(参见表3d
‑
10和3d
‑
16)。相比之下，在两种合金lb 250757和lb 250760的情况下，在所考虑的析出退火温度850℃时，屈服强度rp0.2的值随着更长的退火时长16h和24h而下降。
[0345]
考虑具有4％的最大al含量的合金。在具有大于4％的al含量的合金的情况下，风险增加很大，以至于焊接行为和硬化行为受到负面影响，从而使得增材打印方法和随后的热处理的过程都可能导致组织中的明显缺陷，即裂纹。
[0346][0347]
图4a：对于来自表3d
‑
6的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在750℃的测试温度下8h之后，随650℃至900℃的硬化温度变化的机械屈服强度rp0.2的计算值
[0348]
图4a显示，随着al含量的增加，要达到的屈服强度rp0.2的最大值移动至更高的硬化温度。尽管在2.1％的al含量(lb 250256)和在800℃的硬化温度下达到最高屈服强度rp0.2，而在3％和3.8％的铝含量下850℃的硬化温度保证此处考虑的温度下的最高值。在900℃的温度下，在所有三种组成的情况下，屈服强度rp0.2的值都再次下降。但是并不能排除介于850与900℃之间的温度在较高的al含量(3％和3.8％)时导致屈服强度rp0.2的进一步增加。
[0349]
在表3d
‑
19中列出了lb 250756的化学组成，将其与具有非常相似分析含量的p10231相对比。
[0350]
变体lb 250756p10231c0.0220.024s0.00160.0029n0.0030.004cr18.1517.7ni45.8646.49
mn<0.01<0.01si0.070.01mo2.972.96ti0.270.29nb5.445.42ta 0.008cu<0.01<0.01fe0.090.08p0.010.012al2.102.14mg0.0005<0.001ca 0.0002v<0.01<0.01zr<0.01<0.01w<0.01<0.01co24.9524.79hf0 b0.0050.003o0.0020.012
[0351]
表3d
‑
19：合金lb 250756和p10231的分析
[0352]
如上文已描述，对于分析lb 250756计算了屈服强度的与测试温度相关的值。来自表3d
‑
6对于析出热处理800℃/8h和650℃/8h在测试温度650℃和700℃时的摘录列于表3d
‑
20中。在650℃和700℃对由p10231制成的打印样品(在45
°
、90
°
和180℃三个空间取向上)进行热拉伸试验，并且由此测量了屈服强度rp0.2的值。在热拉伸试验之前，打印样品经受800℃/8h 650℃/8h的两阶段析出热处理。即使在p10231的样品的选定固溶退火的情况下，组织仍然具有大致astm 4.5的晶粒尺寸。表3d
‑
20中列出p10231的rp0.2测量值以供比较。
[0353]
lb 250756的屈服强度rp0.2的计算值与p10231的rp0.2测量值处于非常相似的水平。
[0354][0355]
表3d
‑
20：对于析出热处理800℃/8h和650℃/8h(来自表3d
‑
10和3d
‑
7的摘录)，在
测试温度650℃和700℃下表3d
‑
6的分析lb 250756的屈服强度rp0.2的计算值，相比于其中进行了两阶段析出热处理800℃/8h 650℃/8h的来自表3d
‑
19的分析的p10231的打印样品的屈服强度rp0.2的测量值。即使在p10231的样品的选择固溶退火的情况下，组织仍然具有大致astm 4.5的晶粒尺寸。
[0356]
表4a至11c
‑
3包含其他选择合金的计算的相性质和机械屈服强度。
[0357]
变体4204201234c0.0210.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.0080.008cr17.7518162020ni45.9646.01848.01844.01846.018mn0.0180.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.0650.065mo2.943333ti0.310.30.30.30.3nb5.415.45.45.45.4ta0.010.010.010.010.01cu0.010.010.010.010.01fe0.670.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.0110.011al2.162.22.22.22.2mg0.00080.00080.00080.00080.0008ca0.00040.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.020.02co24.6324.524.524.522.5hf00000b0.0040.0040.0040.0040.004o0.0020.0020.0020.0020.002
[0358]
表4a：具有cr含量、ni含量和co含量变化的选择的合金分析
[0359]
变体4204201234y
′
固溶线t
‑
r(℃)9901016100810101022y
′
体积(％)，600℃2629282929η固溶线t
‑
r(℃)1020996100510320η最大体积(％)2.52.80.83.40η固溶线t
‑
r(℃) 9709859580δ固溶线t
‑
r(℃)1060101498811191022δ体积(％)，600℃24.54.54.54.8
σ固溶线t
‑
r(℃)
‑
7740865853σ体积(％)，600℃
‑
8.601615
[0360]
表4b：来自表4a的合金和相的计算的性质
[0361]
由这些表可看出，介于16与20％cr之间，随着cr含量增加，γ
′
固溶线温度以及γ
′
比例在600℃时都轻微增长。还可注意到，cr含量的降低使σ相失稳(参见表4b合金2)。
[0362]
cr含量的另一个对应用而言重要的作用在于改进这些合金的高温抗氧化性。在800℃和900℃的按实验方式进行的氧化试验中，具有17.75％cr的参比批次420420的合金分析显示出与含有约16％cr的合金alloy 720li相比小约10倍的质量增长。采用20％的cr含量，还可以进一步提高基于alloy 780的新合金的抗氧化性。
[0363]
在表4c
‑
1至4c
‑
3中列出了对于晶粒尺寸astm 4.5，析出热处理700℃/8h、850℃/8h和850℃/24h的来自表4a的合金的γ
′
相粒度和比例的计算值以及屈服强度rp0.2的与测试温度相关的值。
[0364]
变体1234γ'[％]31313228γ'[nm]24242424rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀ
650℃871870870880700℃875874875884750℃848847847857800℃690635753722850℃474439511496900℃328304352345
[0365]
表4c
‑
1：对于来自表4a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在700℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0366]
变体1234γ'[％]25232626γ'[nm]45464444rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀ
650℃896861920920700℃886851909909750℃852763897897800℃643582706678850℃502458544527900℃348315380370
[0367]
表4c
‑
2：对于来自表4a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0368]
变体1234γ'[％]25232226γ'[nm]64666262rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀ
650℃807773831831700℃797763822821750℃787734811810800℃613553676649850℃472430516498900℃324292355345
[0369]
表4c
‑
3：对于来自表4a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0370]
由表4c
‑
1至4c
‑
3可以得出，具有20％的相对于两种合金1和2更高的cr含量的两种合金3和4都达到更高的屈服强度rp0.2的值。
[0371]
变体4204201567816c0.0210.0210.0210.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.0080.0080.0080.008cr17.75181818181818ni45.9646.01848.01855.51853.01850.51843.018mn0.0180.0180.0180.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.0650.0650.0650.065mo2.94333333ti0.310.30.30.30.30.30.3nb5.415.45.45.45.45.45.4ta0.010.010.010.010.010.010.01cu0.010.010.010.010.010.010.01fe0.670.430.430.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.0110.0110.0110.011al2.162.22.22.22.22.22.2mg0.00080.00080.00080.00080.00080.00080.0008ca0.00040.0040.0040.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.020.020.020.02co24.6324.522.51517.52027.5hf0000000b0.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004
o0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002
[0372]
表5a：具有ni含量和co含量变化的选择的合金分析
[0373]
变体4204201567816y
′
固溶线t
‑
r(℃)99010161015100510101013944y
′
体积(％)，于600℃26292929292929η固溶线t
‑
r(℃)102099600001048η最大体积(％)2.52.8000014.5η固溶线t
‑
r(℃) 9700000770δ固溶线t
‑
r(℃)1060101410079859921000932δ体积(％)，600℃24.54.64.854.83.8σ固溶线t
‑
r(℃)
‑
774763705720747788σ体积(％)，600℃
‑
8.67.74.86.26.510
[0374]
表5b：来自表5a的合金和相的计算的性质
[0375]
变体4204201567816y
′
固溶线t
‑
r(℃)99010161015100510101013944y
′
体积(％)，600℃26292929292929η固溶线t
‑
r(℃)102099600001048η最大体积(％)2.52.8000014.5η固溶线t
‑
r(℃) 9700000770δ固溶线t
‑
r(℃)1060101410079859921000932δ体积(％)，600℃24.54.64.854.83.8σ固溶线t
‑
r(℃)
‑
774763705720747788σ体积(％)，600℃
‑
8.67.74.86.26.510
[0376]
表5b：来自表5a的合金和相的计算的性质
[0377]
由表5a和b可看出，随着co含量降低，γ
′
固溶线温度只下降几摄氏度并且使δ相以及σ相失稳。因此，一种从商业角度来看由于在降低的co含量的情况下较低的金属价格而更成本低的基于alloy 780的新合金是可能的。此外，随着co含量降低，η相失稳，这对在更高温度时的机械性质有积极影响。
[0378]
在表5c
‑
1至5c
‑
3中列出对于晶粒尺寸astm 4.5，析出热处理700℃/8h、850℃/8h和850℃/24h的来自表5a的合金的γ`相的比例和粒度的计算值以及屈服强度rp0.2的与测试温度相关的值。
[0379]
变体1567816γ'[％]313131313131γ'[nm]242424242424rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃871880911901891857700℃875884915905895861750℃848857823868868834
800℃690666581607635732850℃474462415430445494900℃328322294303313336
[0380]
表5c
‑
1：对于来自表5a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在700℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0381]
变体1567816γ'[％]252524242525γ'[nm]454545454546rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃896894874881895889700℃886884864870885879750℃852814681724768867800℃643619531560590678850℃502486426446467523900℃348340298312326357
[0382]
表5c
‑
2：对于来自表5a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0383]
变体1567816γ'[％]252524242525γ'[nm]646463636465rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃807805789796805803700℃797795780786796793750℃787784653696738783800℃613589503532560649850℃472457399419438495900℃324315276290302334
[0384]
表5c
‑
3：对于来自表5a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0385]
如果在表5c
‑
1至5c
‑
3中首先考虑测试温度650℃和700℃，则可看到，屈服强度rp0.2的值随co含量变化在测试温度内几乎没有变化。相比之下，在高于700℃的较高测试温度下，可看到屈服强度rp0.2的值在测试温度内随着co含量增加而升高(在这些合金具有2.2％al含量的情况下)。
[0386]
在此处考虑的具有15％的最低co含量的合金6的情况下，在析出热处理700℃/8h时可达到更高的屈服强度rp0.2的值；相比之下，对于合金16，在析出热处理850℃/8h的情况下存在更高的屈服强度rp0.2的值，该合金在此处考虑的合金中含有27.5％的最高co含
量。
[0387]
在表6a
‑
1和6a
‑
2中列出了化学组成，其中ti含量在两种不同的al含量情况下变化。
[0388]
变体4204201202223241112131415c0.0210.0210.0210.0210.0210.0210.0210.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.00050.00050.00050.00050.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.0080.0080.0080.0080.0080.0080.0080.008cr17.7518181818181818181818ni45.9646.01846.21845.71845.41845.11851.11850.81850.51849.81849.318mn0.0180.0180.0180.0180.0180.0180.0180.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.0650.0650.0650.0650.0650.0650.0650.065mo2.943333333333ti0.310.30.10.60.91.20.30.60.91.62.1nb5.415.45.45.45.45.45.45.45.45.45.4ta0.010.010.010.010.010.010.010.010.010.010.01cu0.010.010.010.010.010.010.010.010.010.010.01fe0.670.430.430.430.430.430.430.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.0110.0110.0110.0110.0110.0110.0110.011al2.162.22.22.22.22.21.61.61.61.61.6mg0.00080.00080.00080.00080.00080.00080.00080.00080.00080.00080.0008ca0.00040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.020.020.020.020.020.020.020.02co24.6324.524.524.524.524.52020202020hf00000000000b0.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004o0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002
[0389]
表6a
‑
1：具有20％或者24.5％co和具有ni含量和ti含量变化的选择的合金分析
[0390]
变体4204201n3n4n5c0.0210.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.0080.008cr17.7518181818ni45.9646.01846.21845.71845.718mn0.0180.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.0650.065mo2.943333ti0.310.31.02.03.0nb5.415.45.45.45.4ta0.010.010.010.010.01cu0.010.010.010.010.01
fe0.670.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.0110.011al2.162.22.22.22.2mg0.00080.00080.00080.00080.0008ca0.00040.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.020.02co24.6324.524.524.524.5hf00000b0.0040.0040.0040.0040.004o0.0020.0020.0020.0020.002
[0391]
表6a
‑
2：具有ni含量和ti含量变化的选择的合金分析
[0392]
由表6a
‑
1和6b可看出，随着ti含量增加，γ
′
固溶线温度以及γ
′
比例在600℃时都如预期的那样增加。然而，较大的ti含量以牺牲δ和y'相为代价来稳定η和σ相。如果要使η相失稳或要尽可能使η相的比例保持得低，则ti含量应尽可能小。
[0393][0394]
在表6c
‑
1至6c
‑
3中列出对于晶粒尺寸astm 4.5，析出热处理700℃/8h、850℃/8h和850℃/24h的来自表6a
‑
1的合金的γ`相的比例和粒度的计算值以及屈服强度rp0.2的与
测试温度相关的值。
[0395]
变体1202223241112131415γ'[％]31303335361927293336γ'[nm]24232425252122232424rp0.2[mpa]
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650℃871824913976102179686491410771156700℃875828918981102779986891810821162750℃848802892956100276282989810511137800℃690651740795847518573614750829850℃474443504560597352390450551613900℃328300363400435228280322408463
[0396]
表6c
‑
1：对于来自表6a
‑
1的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在700℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0397]
变体1202223241112131415γ'[％]25232830321616222832γ'[nm]45464444424545444241rp0.2[mpa]
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650℃8968459721024109572478188610591170700℃8868369611012108371677287510461156750℃85280092899810685916457409051023800℃643603702753813452495569698789850℃502470549589637357391452557631900℃348319388424467228276318411475
[0398]
表6c
‑
2：对于来自表6a
‑
1的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0399]
变体1202223241112131415γ'[％]25232826251219222422γ'[nm]64656261606463615857rp0.2[mpa]
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650℃8077648779279826567328029571054700℃7977558669169706487237929451041750℃787745854903957569640713870982800℃613577670720774430486542664749850℃472444518557599335380425523591900℃324297361396433212258296381440
[0400]
表6c
‑
3：对于来自表6a
‑
1的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/24h的析出热
处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0401]
由表6c
‑
1至6c
‑
3的数据可看出，对于具有24.5％和20％co的两个合金系列而言，具有元素al和ti的最高总和含量的两种合金各自达到屈服强度rp0.2的最高值。对于24.5％co而言，这些是两种考虑的具有2.2％al和0.9％ti的合金23，和具有2.2％al和1.2％ti的合金24，以及在具有20％co的系列中具有1.6％al和1.6％ti的合金14和具有1.6％al和2.1％ti的合金15。在两种合金23和24的情况下，析出热处理850℃/8h都导致屈服强度rp0.2的值略高于热处理700℃/8。在两种合金14和15的情况下，在这两种析出热处理时，屈服强度rp0.2的值的水平都处于相当的水平。在8h的退火时长时介于700℃与850℃之间的析出退火温度可以再提高屈服强度值的水平。在所有四种在此考虑的合金的情况下，在析出热处理850℃/24h之后的屈服强度值的水平比其他两种热处理低。
[0402]
在表6c
‑
4至6c
‑
7中列出对于晶粒尺寸astm 4.5，析出热处理650℃/8h、700℃/8h、850℃/8h和850℃/24h的来自表6a
‑
2的合金的γ`相的比例和粒度的计算值以及屈服强度rp0.2的与测试温度相关的值。
[0403] 1n3n4n5γ'[％]32364246γ'[nm]24252424rp0.2
ꢀꢀꢀꢀ
6508911001113712577008709771109122775084497010801194800689812104411558504735736981012900327413508712
[0404]
表6c
‑
4：对于来自表6a
‑
2的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在650℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0405] 1n3n4n5γ'[％]31354146γ'[nm]24252423rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀ
650871992110812007008759971114120775084897210851169800690812104911318504745747001004900328413509704
[0406]
表6c
‑
5：对于来自表6a
‑
2的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在700℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服
强度rp0.2的值
[0407]
变体1n3n4n5γ'[％]25303743γ'[nm]45434342rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀ
65089693312301386700886938121513697508529391198135080064374797013298505025827571088900348424557786
[0408]
表6c
‑
6：对于来自表6a
‑
2的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0409] 1n3n4n5γ'[％]25303743γ'[nm]64615959rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀ
65080794111141246700797930110012307507879171085121380061373592811938504735687161035900324408521738
[0410]
表6c
‑
7：对于来自表6a
‑
2的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0411]
由表6c
‑
4至6c
‑
7的数据可看出，对于具有较高ti含量的合金系列而言，具有元素al和ti的最高总和含量的合金达到屈服强度rp0.2的最高值。在850℃的析出温度时，合金n4和n5达到屈服强度rp0.2方面的最高值。然而，8h的析出时间比24h更成本有利。这可能是由于与在24h的情况下约60nm相比，约40nm的更小的粒度。在1％的钛含量时，采用700℃/8h的析出热处理达到最高屈服强度rp0.2。在3％的ti含量时，超过1000mpa的在850℃的强度水平总是仍然非常高。此外，在元素al和ti的总和含量较高时，更急剧的下降转移至超过800℃的更高温度，而3％的ti含量时甚至转移至超过850℃。
[0412]
变体420420120212223242526c0.0210.0210.0210.0210.0210.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.00050.00050.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.0080.0080.0080.0080.0080.008
cr17.751818181818181818ni45.9646.01846.21846.01845.71845.41845.11846.31846.618mn0.0180.0180.0180.0180.0180.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.0650.0650.0650.0650.0650.065mo2.9433333333ti0.310.30.10.10.60.91.20.30.3nb5.415.45.45.45.45.45.45.45.4ta0.010.010.010.010.010.010.010.010.01cu0.010.010.010.010.010.010.010.010.01fe0.670.430.430.430.430.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.0110.0110.0110.0110.0110.011al2.162.22.22.42.22.22.21.91.6mg0.00080.00080.00080.00080.00080.00080.00080.00080.0008ca0.00040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.020.020.020.020.020.02co24.6324.524.524.524.524.524.524.524.5hf000000000b0.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004o0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002
[0413]
表7a：具有24.5％co和具有ni含量、ti含量和al含量变化的选择的合金分析
[0414]
变体420420120212223242526y
′
固溶线t
‑
r(℃)990101610001013995986979980950y
′
体积(％)，600℃26292830.530.432.53524.319.7η固溶线t
‑
r(℃)102099600106010901120998966η最大体积(％)2.52.8009.815191.91.4η固溶线t
‑
r(℃) 97000844770715957936δ固溶线t
‑
r(℃)106010141011100295688980110221031δ体积(％)，600℃24.54.73.74.33.33.16.78.2σ固溶线t
‑
r(℃)
‑
774756784803825849734699σ体积(％)，600℃
‑
8.67.29.41011.713.75.93.3
[0415]
表7b：来自表7a的合金和相的计算的性质
[0416]
由表6和7中可看出，如上文已描述，γ'固溶线温度和γ'比例在600℃时随着ti含量的增加而增加。在0.3％ti的情况下，随着al含量的增加，γ'固溶线温度以及γ'比例在600℃时都增加。在进一步降低的ti含量和2.4％的更大al含量时，γ'固溶线温度几乎保持不变，γ'比例在600℃时略有增加。此外，从表中可看出，高ti含量与高nb含量和co含量的组合使η相极大地稳定化。在此可以清楚地看到，在本研究中也考虑了极限范围。从下表可看出借助对单个元素作用的理解而实现组成的协调。与合金420420相比，所述合金不显示η
相。
[0417]
在表7c
‑
1至7c
‑
3中列出对于晶粒尺寸astm 4.5，析出热处理700℃/8h、850℃/8h和850℃/24h的来自表7a的合金的γ`相的比例和粒度的计算值以及屈服强度rp0.2的与测试温度相关的值。
[0418]
变体120212223242526γ'[％]3131323335362926γ'[nm]2423242425252321rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃8718238549139761021835781700℃8758278589189811027838784750℃848800831892954999812758800℃690650688739795846633568850℃474442471514559595432380900℃328300325313402433282246
[0419]
表7c
‑
1：对于来自表7a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在700℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0420]
变体120212223242526γ'[％]2523252830322117γ'[nm]4546464444434545rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃89684589197210261088824742700℃88683488096010141076814733750℃85279985692810001061763669800℃643603645702754811576505850℃502470503549590635449393900℃348318347378425463294252
[0421]
表7c
‑
2：对于来自表7a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0422]
变体120212223242526γ'[％]2523252830322112γ'[nm]6465656261606465rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃807801804876928982743669700℃797792794866917970734660750℃787781784854904954725645800℃613622616670721775550481
850℃472476475518558599424370900℃324297324352397431274234
[0423]
表7c
‑
3：对于来自表7a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0424]
由表7c
‑
1至7c
‑
3的数据同样可看出，对于在此考虑的化学组成，具有元素al和ti的最高总和含量的两种合金都达到了屈服强度rp0.2的最高值。对于24.5％co而言，这是已经在表7a中考虑的具有2.2％al和0.9％ti的合金23以及具有2.2％al和1.2％ti的合金24。
[0425]
变体4204201272829c0.0210.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.0080.008cr17.7518181818ni45.9646.01846.41846.01846.218mn0.0180.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.0650.065mo2.943333ti0.310.30.30.30.1nb5.415.4555ta0.010.010.010.010.01cu0.010.010.010.010.01fe0.670.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.0110.011al2.162.22.22.62.6mg0.00080.00080.00080.00080.0008ca0.00040.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.020.02co24.6324.524.524.524.5hf00000b0.0040.0040.0040.0040.004o0.0020.0020.0020.0020.002
[0426]
表8a：具有ni含量、nb含量、ti含量和al含量变化的选择的合金分析
[0427]
变体4204201272829y
′
固溶线t
‑
r(℃)9901016101210321015y
′
体积(％)，600℃26292933.432η固溶线t
‑
r(℃)1020996000η最大体积(％)2.52.8000
η固溶线t
‑
r(℃) 970000δ固溶线t
‑
r(℃)10601014976930952δ体积(％)，600℃24.53.31.61.9σ固溶线t
‑
r(℃)
‑
774748791772σ体积(％)，600℃
‑
8.66.59.48.4
[0428]
表8b：来自表8a的合金和相的计算的性质
[0429]
由表8a和8b可看出，在0.3％ti和2.2％al的情况下，γ
′
固溶线温度从5.4至5.0％nb下降几摄氏度。在600℃时的γ
′
比例保持几乎不变。在5.0％nb和0.3％ti的情况下，γ
′
固溶线温度在2.6％的较大al含量时明显增加以及在600℃时的γ
′
比例也是如此。在5.0％nb、2.6％al和0.1％的较低ti含量的组合时，γ
′
固溶线温度仅稍微增加，但在600℃时的γ比例与具有5.0％nb、0.3％ti和2.2％al的合金相比明显增加。
[0430]
在表8c
‑
1至8c
‑
3中列出对于晶粒尺寸astm 4.5，析出热处理700℃/8h、850℃/8h和850℃/24h的来自表8a的合金的γ`相的比例和粒度的计算值以及屈服强度rp0.2的与测试温度相关的值。
[0431]
变体1272829γ'[％]3130.133.932.9γ'[nm]24242525rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀ
650℃871868907880700℃875872912884750℃848844883853800℃690671736701850℃474463511484900℃328317361338
[0432]
表8c
‑
1：对于来自表8a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在700℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0433]
变体1272829γ'[％]2523.728.126γ'[nm]45454545rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀ
650℃896874958909700℃886864947899750℃852823928876800℃643622700661850℃502485547516900℃348332388361
[0434]
表8c
‑
2：对于来自表8a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强
度rp0.2的值
[0435][0436]
表8c
‑
3：对于来自表8a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0437]
由表8c
‑
1至8c
‑
3中的数据可看出，在该合金系列中具有元素al(2.6％)和ti(0.3％)的最高总和含量的合金28，与在此考虑的其他合金相比，达到了屈服强度rp0.2的最高值。合金29虽然同样含有与合金28相同的2.6％的较高al含量，但在该合金29中ti含量降低至0.1％。
[0438]
变体4204201303132333435c0.0210.0210.0210.0210.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.00050.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.0080.0080.0080.0080.008cr17.7518181818181818ni45.9646.01845.51845.91845.01845.41843.01843.418mn0.0180.0180.0180.0180.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.0650.0650.0650.0650.065mo2.9433.53.54466ti0.310.30.30.30.30.30.30.3nb5.415.45.455.455.45ta0.010.010.010.010.010.010.010.01cu0.010.010.010.010.010.010.010.01fe0.670.430.430.430.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.0110.0110.0110.0110.011
al2.162.22.22.22.22.22.22.2mg0.00080.00080.00080.00080.00080.00080.00080.0008ca0.00040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.020.020.020.020.02co24.6324.524.524.524.524.524.524.5b0.0040.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004o0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002
[0439]
表9a：具有ni含量、nb含量和mo含量变化的选择的合金分析
[0440]
变体4204201303132333435y
′
固溶线t
‑
r(℃)990101610061009100210099961006y
′
体积(％)，600℃2629292929.5293030η固溶线t
‑
r(℃)1020996102101024010201004η最大体积(％)2.52.82.903.304.70.9η固溶线t
‑
r(℃) 97096809530915946δ固溶线t
‑
r(℃)106010141000971993964981956δ体积(％)，600℃24.54.72.64.42.84.62.6σ固溶线t
‑
r(℃)
‑
774800779837808931910σ体积(％)，600℃
‑
8.68.579.37118.9
[0441]
表9b：来自表9a的合金和相的计算的性质
[0442]
由表9a和9b可看出，γ
′
固溶线温度随着mo含量增加而轻微下降。在600℃时的γ
′
比例随着mo含量增加而轻微增加。在保持相同nb含量的同时增加mo含量使δ、η以及σ相稳定化。出于该原因，如果合金为了在高的温度下y
‑
基质增强而需要高含量的混晶增强剂，则应适应性调整nb含量。
[0443]
在表9c
‑
1至9c
‑
3中列出对于晶粒尺寸astm 4.5，析出热处理700℃/8h、850℃/8h和850℃/24h的来自表9a的合金的γ`相的比例和粒度的计算值以及屈服强度rp0.2的与测试温度相关的值。
[0444]
变体1303132333435γ'[％]3131.430.731.530.831.930.7γ'[nm]24242424242424rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃871873868875871882880700℃875877872879875886884750℃848850844852846855853800℃690696676701682726706850℃474477465480468489478900℃328329321331322332325
[0445]
表9c
‑
1：对于来自表9a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在700℃/8h的析出热处
理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0446]
变体1303132333435γ'[％]2524.922.62523.525.123.8γ'[nm]45454545454545rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃896900849904874914890700℃886890839894864904880750℃852860806867835893867800℃643648607653629673651850℃502505473509490522505900℃348350336351339355343
[0447]
表9c
‑
2：对于来自表9a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0448]
变体1303132333435γ'[％]2524.922.62523.525.123.8γ'[nm]64646464646464650807811766815788826804700797801756805779817795750787791746795769806785800613619580624601644623850472576446480462493477900324326313327315331320
[0449]
表9c
‑
3：对于来自表9a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0450]
与具有3％的mo含量的参比合金1相比，3.5％、4％和6％的合金30至35的更高mo含量(在5.4％和5％的两种不同nb含量时)几乎不显示出对屈服强度值rp0.2水平的显著影响。
[0451]
在表10a中，除了参比批次420420和参比分析编号1和9的分析以外，还考虑了具有nb、ta、w和hf含量变化的另外的分析。这些是分析编号38至48。在表10b中列出了这些分析变化的计算的结果。与标准物vdm alloy 780相比，y'体积比例增加至最大36.5％。此外，所有列出的合金不具有η相。在这些合金中，可以在明显更低的y'固溶线温度时达到几乎相同的y'相体积。通过ta的合金化，除了y'相的增强之外，还可以实现更高的错配和与此相关的y'相的缓慢析出动力学。在合金9、39、43
‑
48的情况下，少量δ相可以在900℃时在晶界处析出，这对高温性质具有积极影响，因为使晶界增强。此外，与alloy 939相比，σ相的稳定性明显更低。
[0452][0453]
表10a：具有ni含量、nb含量、ta含量、w含量和hf含量变化的选择的合金分析
[0454]
变体420420193839404142434445464748y
′
固溶线t
‑
r(℃)9901016104010221044103010371045103810391039104510481060y
′
体积(％)，600℃262935333533.734.636.535.135.335.8353636η固溶线t
‑
r(℃)1020996000000000000η最大体积(％)2.52.8000000000000η固溶线t
‑
r(℃) 970000000000000δ固溶线t
‑
r(℃)106010149600972000958956950968968964δ体积(％)，600℃24.52.402.70002.32.62.52.32.32.3σ固溶线t
‑
r(℃) 774799719818744762798816826852819838875σ体积(％)，600℃ 8.6105.3116.57.41010.611.71311.712.515
[0455]
表10b：来自表10a的合金和相的计算的性质
[0456]
在表10c
‑
1至10c
‑
3中列出对于晶粒尺寸astm 4.5，析出热处理700℃/8h、850℃/8h和850℃/24h的来自表10a的合金的γ`相的比例和粒度的计算值以及屈服强度rp0.2的与测试温度相关的值。
[0457][0458]
表10c
‑
1：对于来自表10a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在700℃/8h的析出热处理之后，对650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0459]
变体193839404142434445464748γ'[％]2529.322.830.524.926.428.929.629.930.43031.433.7γ'[nm]45454444444444444444444444rp0.2[mpa]
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650℃896987857101690393598699910041015100710331077700℃8869758471005893924974887993100399510211065750℃8528747549097938298918868959149009361007800℃643671577698607635682680686699690718770850℃502532455554480502540539544553547569609900℃348383328400347358393387390396398412444
[0460]
表10c
‑
2：对于来自表10a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0461]
变体193839404142434445464748γ'[％]2529.322.830.524.926.428.929.629.930.43031.433.7γ'[nm]64626262626262626262626262650807921773917814842888901906917908932973700797909763906805832878890896906897921961750787897726875763798859852861890868901948800613711549664578604650647653666657683733850472549428520451472507507511521514535573900324357305371322333365359362368369382413
[0462]
表10c
‑
3：对于来自表10a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0463]
我们首先考虑合金9和38至42，它们含有恒定含量的co(20％)、al(2.6％)和ti(0.3％)，并且在元素nb和ta的含量方面变化。其中，均含有5.4％的略微更高的nb含量的合金9和39达到屈服强度rp0.2的最高值。在析出热处理850℃/8h的情况下，具有0.5％的比合金9高的ta含量的合金39具有略微更大的屈服强度rp0.2的值。合金38、40和41的屈服强度值水平低于这两种合金9和39。合金38、40和41包含5％的nb，该nb含量略微低于两种合金9和39。在三种合金38、40和41中，合金41达到略微更高的屈服强度值。该合金包含1％的略微更高的ta含量。合金42的屈服强度的值几乎与合金9的屈服强度值水平相当，尽管合金42包含更低的nb含量，但具有2％的ta含量，这也是该合金系列中最高的。
[0464]
现在考虑将含有0.5％、1％和2％的w含量的合金43、44和45与具有0.02％的仅非常少的w含量的合金9相比较。在析出热处理850℃/8h的情况下，合金43、44和45的屈服强度的值的水平与合金9的屈服强度值的水平相比，随着w含量的增加仅微小地增加。
[0465]
现在考虑具有0.5％、1％和2％的hf含量的合金46、47和48与不含有hf的合金9相比较。在析出热处理850℃/8h的情况下，屈服强度的值的水平随着hf含量的增长而增加，从而合金48(即hf含量在该合金系列中最高(2％))的屈服强度的值与不含hf的合金9相比明显更高。
[0466]
在表11a中，除了参比批次420420和参比分析编号1的分析之外，还考虑了nb、ta和w含量方面变化的另外的分析。这些是分析编号50至57。在表11b中列出了这些分析变化的计算的结果。对于高温应用，根据构件要求，可能会出现高热机械负荷；对于这些应用可以推荐的是，用ta部分地替代nb。除了在y'相中取代al之外，ta还减缓了合金中的扩散过程。此外，这还被大大增加。在这种情况下为了可加工性而有利地削弱了析出动力学。在合金50
‑
52和57的情况下，δ相可用于高温晶界增强。
[0467][0468]
表11a：具有ni含量、nb含量、ta含量、w含量变化的选择的合金分析
[0469]
变体42042015051525354555657y
′
固溶线t
‑
r(℃)990101610401027102610201065105810641046y
′
体积(％)，600℃26293634.234.434.44040.24137.5η固溶线t
‑
r(℃)102099600000000η最大体积(％)2.52.800000000η固溶线t
‑
r(℃) 97000000000δ固溶线t
‑
r(℃)106010149169369300000888δ体积(％)，600℃24.51.61.91.600000.75σ固溶线t
‑
r(℃)
‑
774840823850829806846860824σ体积(％)，600℃
‑
8.610.81010.58.81113.413.712
[0470]
表11b：来自表11a的合金和相的计算的性质
[0471]
在表11c
‑
1至11c
‑
3中列出对于晶粒尺寸astm 4.5，析出热处理700℃/8h、850℃/8h和850℃/24h的来自表11a的合金的γ`相的比例和粒度的计算值以及屈服强度rp0.2的与测试温度相关的值。
[0472]
变体15051525354555657γ'[％]3135.134.234.332.536.837.93936.4γ'[nm]242323232327262625rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃871899873875872968950957920700℃875904877880876973956962925750℃848877849852847937927930897800℃690700671677653707756764720850℃474492469471457509535541508900℃328351330331322374386391364
[0473]
表11c
‑
1：对于来自表11a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在700℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0474]
变体15051525354555657γ'[％]2529.427.427.525.629.932.433.430.4γ'[nm]454545454545444444rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃896991943947910982104310611005700℃88698093293789997110311049993750℃852891845853814882960982912800℃643682646651621677735752698850℃502540510514490537582596553900℃348388364366348398429437404
[0475]
表11c
‑
2：对于来自表11a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/8h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服强度rp0.2的值
[0476]
变体15051525354555657γ'[％]2529.427.427.525.629.932.433.430.4γ'[nm]646363636362616161rp0.2[mpa]
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
650℃807896853857823891946962911700℃797885843847813880934951900750℃787859815822785851922938879800℃613650616621593646701717667850℃472508481484462506549562552900℃324361339340324371400407376
[0477]
表11c
‑
3：对于来自表11a的合金分析的晶粒尺寸astm 4.5，在850℃/24h的析出热处理之后，随650℃至900℃的测试温度变化，析出相γ`的计算的比例和粒度以及机械屈服
强度rp0.2的值
[0478]
尤其如果考虑表11c
‑
2中的数据，即在析出热处理850℃/8h的情况下可发现，具有在该合金系列中的最高al含量的含3.5％、3％、3.1％和2.8％的合金54、55、56和57达到高水平的屈服强度值。合金54至57另外含有0.5％或者1％的较高的ta含量；然而，仅具有0.1％的低钛含量。合金50具有2.6％的不太高的al含量，但同样达到了相当高的屈服强度值水平。除了0.5％的ta以外，合金50还含有0.3％的略微更高的ti含量。
[0479]
在表12中示出了根据本发明的示例性分析，其通过适应性调整的组成而由于改进的可加工性并具有相同和/或更好的高温性质从而可以替代常规基准合金：
[0480][0481]
表12
[0482]
第0组：标准物vdm alloy 780(表13)
[0483]
第1组：vdm alloy 780粉末的调整的组成
–
表14(a，b)，具有改进的可加工性和组织稳定性
[0484]
第2组：与vdm alloy 780标准粉末相比，用于更高温度时应用的vdm alloy 780ht粉末的优化的组成。该合金具有提高的y’体积比例，然而限于35％。在该组中示例性示出在介于800℃与900℃之间的温度范围内具有小比例的δ相的合金(表15)。
[0485]
第3组：与vdm alloy 780标准粉末相比，用于更高温度时应用的vdm alloy 780ht粉末的优化的组成。该合金具有提高的y’体积比例，然而限于35％。在该组中示例性示出与第2组相比不具有δ相的合金(表16)。
[0486]
第4和5组：与vdm alloy 780粉末相比，用于更高温度时应用的vdm alloy 780ht粉末的优化的组成。这些合金具有更高体积比例的y
‘
相。类似于第2和3组，总结了具有和不具有δ相的合金。在所有5个组中，不存在η相或者它是热力学不稳定的(表17和18)。
[0487]
变体420420127c0.0210.0210.021s0.00050.00050.0005n0.0080.0080.008cr17.751818
ni45.9646.01846.518mn0.0180.0180.018si0.0650.0650.065mo2.9433ti0.310.30.3nb5.415.44.9cu0.010.010.01fe0.670.430.43p0.0110.0110.011al2.162.22.2mg0.00080.00080.0008ca0.00040.0040.004v0.0020.0020.002zr0.0020.0020.002w0.020.020.02co24.6324.524.5b0.0040.0040.004o0.0020.0020.002
[0488]
表13：第0组
[0489]
变体5678c0.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.008cr18181818ni48.01855.51853.01850.518mn0.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.065mo3333ti0.30.30.30.3nb5.45.45.45.4cu0.010.010.010.01fe0.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.011al2.22.22.22.2mg0.00080.00080.00080.0008ca0.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.02
co22.51517.520b0.0040.0040.0040.004o0.0020.0020.0020.002
[0490]
表14a：第1组
[0491]
变体5678y
′
固溶线t
‑
r(℃)1015100510101013y
′
体积(％)，600℃29292929η固溶线t
‑
r(℃)0000η最大体积(％)0000η固溶线t
‑
r(℃)0000δ固溶线t
‑
r(℃)10079859921000δ体积(％)，600℃4.64.854.8σ固溶线t
‑
r(℃)763705720747σ体积(％)，600℃7.74.86.26.5
[0492]
表14b：第1组
[0493]
变体9282939465152c0.0210.0210.0210.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.0080.0080.0080.008cr18181818181818ni50.11846.21846.41849.61849.60849.23848.738mn0.0180.0180.0180.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.0650.0650.0650.065mo333333.54ti0.30.30.10.30.30.10.1nb5.44.94.95.45.455ta0000.50.010.50.5cu0.010.010.010.010.010.010.01fe0.430.430.430.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.0110.0110.0110.011al2.62.52.52.62.62.62.6mg0.00080.00080.00080.00080.00080.00080.0008ca0.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.020.020.50.5co2024.524.520202020hf00000.500b0.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004
o0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002
[0494]
表15a：第2组
[0495]
变体9282939465152y
′
固溶线t
‑
r(℃)1040103210151044104510271026y
′
体积(％)，600℃3533.432353534.234.4η固溶线t
‑
r(℃)0000000η最大体积(％)0000000η固溶线t
‑
r(℃)0000000δ固溶线t
‑
r(℃)960930952972968936930δ体积(％)，600℃2.41.61.92.72.31.91.6σ固溶线t
‑
r(℃)799791772818819823850σ体积(％)，600℃109.48.41111.71010.5
[0496]
表15b：第2组
[0497]
变体38404153c0.0210.0210.0210.021s0.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.008cr18181818ni51.50851.01850.51849.218mn0.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.065mo3334ti0.30.30.30.1nb4444.5ta0.010.510.5cu0.010.010.010.01fe0.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.011al2.62.62.62.6mg0.00080.00080.00080.0008ca0.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.002w0.020.020.020.5co20202020hf0000b0.0040.0040.0040.004o0.0020.0020.0020.002
[0498]
表16a：第3组
[0499]
变体38404153y
′
固溶线t
‑
r(℃)1022103010371020y
′
体积(％)，600℃3333.734.634.4η固溶线t
‑
r(℃)0000η最大体积(％)0000η固溶线t
‑
r(℃)0000δ固溶线t
‑
r(℃)0000δ体积(％)，600℃0000σ固溶线t
‑
r(℃)719744762829σ体积(％)，600℃5.36.57.48.8
[0500]
表16b：第3组
[0501]
变体43444547485057c0.0210.0210.0210.0210.0210.0210.018s0.00050.00050.00050.00050.00050.00050.0005n0.0080.0080.0080.0080.0080.0080.008cr18181818181818ni49.62849.12848.12849.10848.10849.03849.518mn0.0180.0180.0180.0180.0180.0180.018si0.0650.0650.0650.0650.0650.0650.065mo333333.53ti0.30.30.30.30.30.30.1nb5.45.45.45.45.455ta0.010.010.010.010.010.51cu0.010.010.010.010.010.010.01fe0.430.430.430.430.430.430.43p0.0110.0110.0110.0110.0110.0110.011al2.62.62.62.62.62.62.8mg0.00080.00080.00080.00080.00080.00080.0008ca0.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004v0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002zr0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002w0.5120.020.020.50.02co20202020202020hf0001200b0.0040.0040.0040.0040.0040.0040.004o0.0020.0020.0020.0020.0020.0020.002
[0502]
表17a：第4组
[0503]
变体43444547485057
y
′
固溶线t
‑
r(℃)1038103910391048106010401046y
′
体积(％)，600℃35.135.335.836363637.5η固溶线t
‑
r(℃)0000000η最大体积(％)0000000η固溶线t
‑
r(℃)0000000δ固溶线t
‑
r(℃)958956950968964916888δ体积(％)，600℃2.32.62.52.32.31.60.75σ固溶线t
‑
r(℃)816826852838875840824σ体积(％)，600℃10.611.71312.51510.812
[0504]
表17b：第4组
[0505]
变体425556c0.0210.0180.018s0.00050.00050.0005n0.0080.0080.008cr181818ni49.51849.31849.218mn0.0180.0180.018si0.0650.0650.065mo333ti0.30.10.1nb455ta211cu0.010.010.01fe0.430.430.43p0.0110.0110.011al2.633.1mg0.00080.00080.0008ca0.0040.0040.004v0.0020.0020.002zr0.0020.0020.002w0.020.020.02co202020hf000b0.0040.0040.004o0.0020.0020.002
[0506]
表18a：第5组
[0507]
变体425556y
′
固溶线t
‑
r(℃)104510581064y
′
体积(％)，600℃36.540.241
η固溶线t
‑
r(℃)000η最大体积(％)000η固溶线t
‑
r(℃)000δ固溶线t
‑
r(℃)000δ体积(％)，600℃000σ固溶线t
‑
r(℃)798846860σ体积(％)，600℃1013.413.7
[0508]
表18b：第5组
[0509]
如果满足以下要求和标准，根据本发明的粉末合金与vdm alloy 780粉末相比具有改进的可加工性和组织稳定性：
[0510]
al
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
1.8
–
2.4重量％
[0511]
co
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
15
–
23重量％
[0512]
与vdm alloy 780标准粉末相比，根据本发明的粉末合金通过优化组成vdm alloy 780ht粉末而适合于在更高温度应用。这种合金具有较高的γ'体积比例，但限于35％。介于800℃与900℃之间的温度范围内存在低比例δ相。该合金在较高温度时具有可加工性和耐交变载荷性之间的特别好的结合。应满足以下要求和标准。
[0513][0514]
与vdm alloy 780标准粉末相比，根据本发明的粉末合金通过优化组成vdm alloy 780ht粉末而适合于在更高温度应用。这种合金具有较高的γ'体积比例，但限于35％。介于800℃与900℃之间的温度范围内存在低比例δ相。该合金在较高温度时同样具有可加工性和耐交变载荷性之间的特别好的结合。应满足以下要求和标准。
[0515]
al
ꢀꢀꢀꢀꢀ
2.4
–
3.0重量％
[0516]
co
ꢀꢀꢀꢀꢀ
18
–
22重量％
[0517]
nb
ꢀꢀꢀꢀꢀ
3.5
–
5.0重量％
[0518]
与vdm alloy 780标准粉末相比，根据本发明的粉末合金通过优化组成vdm alloy 780ht粉末而适合于在更高温度应用。这种合金具有较高的γ'体积比例，但限于35％。介于800℃与900℃之间的温度范围内存在低比例δ相。该合金在较高温度时也具有可加工性和耐交变载荷性之间的特别好的结合。应满足以下要求和标准。
[0519]
al
ꢀꢀꢀꢀꢀ
2.4
–
3.0重量％
[0520]
co
ꢀꢀꢀꢀꢀ
18
–
22重量％
[0521]
nb
ꢀꢀꢀꢀꢀ
4.5
–
6.0重量％
[0522]
与vdm alloy 780标准粉末相比，根据本发明的粉末合金通过优化组成vdm alloy 780ht粉末而适合于在更高温度应用。这种合金具有较高的γ'体积比例，但限于35％。介于800℃与900℃之间的温度范围内存在低比例δ相。该合金在较高温度时具有可加工性和耐交变载荷性之间的特别好的结合。应满足以下要求和标准。
[0523][0524]
与vdm alloy 780标准粉末相比，根据本发明的粉末合金通过优化组成vdm alloy 780ht粉末而适合于在更高温度应用。这种合金具有较高的γ'体积比例。该合金在较高温度时具有可加工性和高机械强度之间的特别好的结合。应满足以下要求和标准。
[0525][0526][0527]
与vdm alloy 780标准粉末相比，根据本发明的粉末合金通过优化组成vdm alloy 780ht粉末而适合于在更高温度应用。这种合金具有较高的γ'体积比例。该合金在较高温度时具有可加工性和高机械强度之间的特别好的结合。应满足以下要求和标准。
[0528][0529]
所描述的根据本发明的粉末合金alloy 780ht达到的强度水平与目前的标准参比分析alloy 780相同或明显更高，这由屈服强度rp0.2的与测试温度相关的值确定。尤其在具有较高γ
′
固溶线温度的合金(例如al含量明显高于2.2％的合金)的情况下，屈服强度rp0.2的急剧下降转移至更高的测试温度。这尤其对于构件的可能更高的应用温度而言是令人感兴趣的。
[0530]
在定义的化学组成之内，若干参数影响取决于测试温度的机械强度的水平：
[0531]
‑
析出热处理的退火温度和退火时长以及甚至在固溶热处理之后的冷却速率影响γ'相的比例以及粒度。这些变量组合起来转而影响取决于测试温度的强度的水平。
[0532]
‑
组织的晶粒尺寸影响取决于测试温度的强度的水平。组织和尤其是晶粒尺寸尤其受固溶热处理的退火温度和退火时长的影响。