專利名稱：高溫合金組件或配件的生產方法
技術領域：
本發明涉及高溫合金技術，具體為權利要求1前序中所述的高溫合金制成的組件或配件(coupons)的生產方法。
背景技術：
過去，人們對各種熱處理對于如IN738LC的典型鎳基鑄造高溫合金的影響進行過研究。這種高溫合金的耐久性取決于Y’沉淀相的強化作用(例如參見E.Balikci等.1nfluence of various heat treatments on the microstructure ofpolycrystallineIN738LC, Metallurgical an·d Materials Transactions A Vol.28,N0.10,1993-2003, Oct.1997)。該文獻記載，1120°C/2h/加速空冷(AAC)固溶處理產生了雙態沉淀相微觀結構。因此，這種處理并不是在開始階段在合金中產生單一固溶體相的充分固溶過程。如果固溶過程在1200°C /4h/AAC條件下進行，將產生具有細小沉淀相的微觀結構。經過1200°C /4h/AAC或1250°C /4h/AAC或WQ條件下熱處理后，在更低溫度下熟化，會產生相似的微觀結構。在低于950°C下熟化24小時會產生接近球狀的沉淀相，而在1050°C或1120°C下單次熟化24小時會生成立方狀沉淀相。人們觀察到兩種不同的Y ’沉淀相的生長過程:較小沉淀相結合形成較大沉淀相(兩種沉淀相微觀結構的結合)，以及通過從基體相中吸收溶質長大。但是，通過粉末基增材制造工藝(powder-based additivemanufacturingprocess)生產的該種高溫合金，因其不同的微觀結構而表現出不同的力學性能。

發明內容
本發明的目的是提供通過粉末基增材制造工藝生產以Ni或Co或Fe或其組合為基體的高溫合金制成的組件或配件(即組件中的一部分)的方法，所述方法在實現特定力學性能方面得到優化。該目的通過權利要求1的方法來實現，所述方法包括以下步驟:a)通過粉末基增材制造工藝形成所述組件或配件，在所述工藝期間所述粉末完全熔化并隨后凝固；b)使所述制成的組件或配件經受熱處理以優化特定的材料性能；其中c)所述熱處理在比鑄造組件或配件更高的溫度下進行。所述熱處理通過優化所述微觀結構提高了特定的材料性能，如蠕變強度、低周疲勞行為等。因此，本發明涉及熱處理由Ni/Co/Fe基高溫合金制成的材料/組件/配件，所述Ni/Co/Fe基高溫合金通過粉末基增材制造工藝生產，例如SLM(選擇性激光熔融)或LMF(激光金屬成型)或EBM(電子束熔融)。與例如相同合金的傳統鑄造材料比較，這些制品具有不同的微觀結構。這主要是由于粉末基制品的生產以及在這些工藝過程中能量束-材料相互作用所固有的高冷卻速率所致。因此，這種材料的化學組成十分均勻，并且基本不存在偏析(segregation)。由于通過粉末基增材制造工藝生產的Ni/Co/Fe基高溫合金通常不含殘余共晶成分，所以可以在相比鑄造組件/配件更高的溫度下進行熱處理，以獲得更高的溶解度而沒有初熔的風險。這就容許在較寬范圍內進行微觀結構的調整，包括晶粒尺寸和沉淀優化，從而改進材料的性能。此外，這還容許根據材料的特定應用來設計其性能，而對于傳統生產方法(如鑄造)來說這是十分困難的。這種方法可用于模塊化的概念，即對每個區域根據其功能進行優化，例如前緣具有改進的LCF行為，而熱載荷區具有提高的蠕變強度。所述高溫材料可以是Ni基合金,例如但不限于已知品牌Waspaloy、Hastelloy X、IN617、IN718、IN625、Mar_M247、IN100、IN738、IN792、Mar-M200、81900、RENE80、Alloy713、Haynes230、Haynes282，以及其它衍生品牌的材料。另一方面，所述高溫材料可以是鈷基合金，例如但不限于已知品牌FSX414、X_40、X-45、MAR-M509 或 MAR-M302 的材料。所述高溫材料可以是鐵基合金，例如但不限于已知品牌A286、Alloy800H、N155、S590、Alloy802、IncoloyMA956、IncoloyMA957 或 PM2000 的材料。或者，所述高溫材料可以是選自Fe、N1、Co中多于一種為基體的高溫合金。根據本發明的實施方案，所述的粉末基增材制造工藝是選擇性激光熔融(SLM)、選擇性激光燒結(SLS)或電子束熔融(EBM)中的一種，包括以下步驟:a)產生所述組件或配件的三維模型；

b)通過分層處理計算所述模型的截面；c)提供帶有機器控制單元的增材制造機器；d)制備工藝中需要的所述Ni或Co或Fe基高溫合金的粉末；e)將所述計算截面輸入并儲存于所述機器控制單元；f)在所述增材制造機器的基板上或在預先處理過的粉末層上制備規則且厚度均一的粉末層；g)根據儲存在所述控制單元中的所述組件的截面，通過能量束掃描將所述粉末層熔化；h)將如此形成的截面的上表面減少一層的厚度；以及i)重復步驟f)至h)直至達到所述三維模型的最終截面。根據本發明的另一個實施方案，調整所述粉末的粒度分布以適應所述層厚，從而獲得優良的流動性，這是制備規則且厚度均一的粉末層所需要的。根據本發明的另一個實施方案，所述粉末由球形的顆粒組成。特別地,粉末顆粒所需的尺寸分布通過篩選(sieving)和/或風選(winnowing)(空氣分離)獲得。根據本發明的進一步的實施方案，所述一種或多種粉末通過氣體或水原子化、等離子旋轉電極工藝(plasma-rotating-electrode process)、機械研磨或類似粉末冶金工藝中的一種獲得。根據本發明的另一個實施方案，所述粉末基增材制造工藝是激光金屬成型(LMF)、激光工程凈成形(LENS)或直接金屬沉淀(DMD)中的一種，并可以使用絲狀(wire)材料代替粉末材料。根據本發明的另一個實施方案，使用懸浮液代替粉末。根據本發明的再一個實施方案，所述高溫合金包括細小分散的氧化物，尤其是Y2O3, AlO3 或 Th02。根據本發明的另一個實施方案，所述熱處理在所述組件或配件的成型設備中完成。可選地，所述熱處理在不同于所述組件或配件的成型設備的設備中完成。根據本發明的進一步的實施方案，所述熱處理是不同單獨熱處理的組合。根據本發明的不同實施方案，只有所述組件或配件的一部分經受所述熱處理。根據本發明的另一個實施方案，所述熱處理包括多個步驟，每個步驟均表現為加熱速率、保持溫度、保持時間以及冷卻速率的特定組合。

每個熱處理步驟前和/或后，所述組件或配件可以經受各種其他工藝處理，例如但不限于機械加工(machining)、焊接或釬接，以利用特定微觀結構的特定優點(例如，小晶粒有利于焊接)。此外，所述熱處理步驟中的至少一步可以在足夠高的溫度下進行，并且保持時間足夠長，以使得所述組件或配件的微觀結構中的某些組分(例如金屬間相、碳化物或氮化物)部分或完全溶解。根據本發明的另一個實施方案，所述熱處理步驟中的至少一步在足夠高的溫度下進行足夠長的時間，以使存在于所述組件或配件內的晶粒粗化。所述晶粒粗化獲得了與鑄造中已知的傳統鑄造、定向凝固或單晶的微觀結構相當的微觀結構。特別是，在所述晶粒粗化前，所述組件或配件可以在粉末床中變形或特別定位，并用特定線掃描策略(hatching strategy)掃描，以引進殘余應力，使得在所述相應熱處理步驟中各向異性的晶粒伸長。根據本發明的進一步的實施方案，在足夠高的溫度下以足夠長的保持時間進行所述熱處理步驟中的至少一步以沉淀出金屬碳化物、金屬氮化物或金屬碳氮化物，例如但不限于 M (C，N)、M6C、M7C3 或 M23C6 (M 為金屬)。此外，可在足夠高的溫度下進行足夠長的保持時間，以沉淀出金屬間相(例如但不限于稱為Y，的Ni3 (Al ,Ti)、或被稱為Y ”的Ni3 (Nb ,Al ,Ti)、或被稱為δ相的Ni3Nb)。特別地，可在足夠高的溫度下以足夠長的保持時間進行所述熱處理步驟中的至少一步以沉淀出金屬硼化物，從而提高晶界強度，所述金屬硼化物例如但不限于M3B2 (Μ為金屬)。有利地在足夠高的溫度下以足夠長的保持時間進行所述熱處理步驟中的至少一步，以改進所述沉淀的體積分數、尺寸、形狀以及分布。根據本發明的另一實施方案，所述熱處理步驟中的至少一步是在附加的被稱為熱等靜壓(HIP)的等靜壓下進行，以進一步改善所述組件或配件的微觀結構。


現在通過不同的實施方案并參照相應的附圖來更清楚地解釋本發明。圖1示出在室溫(RT)下由選擇性激光熔融(SLM)處理的IN738LC試樣的電子顯微探針分析(EPMA)結果；圖2示出采用常規方式鑄造的參考IN738LC試樣的電子顯微探針分析(EPMA)結果;圖3示出SLM IN738LC試樣的“參考”熱處理的示意性。C (t)曲線(圖3(a))，以及得到的500 μ m比例和200 μ m比例下的微觀結構(圖3 (b)，左和右圖)；圖4示出SLM IN738LC試樣的根據本發明改進的熱處理的示意性。C (t)曲線(圖4 (a))，以及得到的500 μ m比例和200 μ m比例下的微觀結構(圖4 (b)，左和右圖)；圖5-8示出根據本發明四種不同熱處理周期的示意性。C (t)曲線，所述四種不同的熱處理周期用于處理四個相似的SLM IN738LC合金；圖9示出在2mm和500 μ m的分辨率下，根據圖5的。C (t)曲線處理的樣品的微觀
結構；圖10示出在2mm和500 μ m的分辨率下，根據圖6的。C (t)曲線處理的樣品的微觀結構；圖11示出在500μπι和200μπι的分辨率下，根據圖7的。C (t)曲線處理的樣品的微觀結構；

圖12示出在500 μ m和200 μ m的分辨率下，根據圖8的。C (t)曲線處理的樣品的微觀結構；圖13示出在500 μ m和200 μ m的分辨率下根據圖6的。C (t)曲線處理的樣品的微觀結構(下左和右圖)，和在500 μ m和200 μ m的分辨率下根據圖3的參考處理所處理的樣品的微觀結構(上左和右圖)之間的對比；以及圖14示出根據本發明的為了在所述組件的特定區域改進組件(渦輪葉片)的性能而進行的部分熱處理的處理步驟。
具體實施例方式由于粉末基增材制造工藝制備的Ni/Co/Fe基高溫合金通常不含殘余共晶成分，因此可以實現在比鑄造組件/配件更高的溫度下進行的熱處理，從而在避免初熔的情況下獲得更高的溶解程度。這允許通過特殊調整的熱處理來優化特定的材料性能，例如目前還未能實現的在非常寬的范圍內優化蠕變強度或低周疲勞行為。這對于特定區域/應用需要特定的材料性能的模塊化部件概念以及利用配件修復方法進行修復是有利的。因此，本申請包括采用粉末基增材制造工藝的三維制品的生產，所述三維制品由高溫材料組成，所述高溫材料隨后進行專門適合的熱處理以優化微觀結構并因此提高材料性能。所述粉末基增材制造工藝可以是選擇性激光熔融(SLM)、選擇性激光燒結(SLS)、電子束熔融(EBM)、激光金屬成型(LMF)、激光工程凈成形(LENS)、直接金屬沉淀(DMD)或類似工藝。在所述工藝期間，所述粉末完全熔化并隨后凝固。所述高溫材料可為鎳基合金，例如但不限于Waspaloy、Hastelloy X、IN617、IN718、IN625、Mar_M247、IN100、IN738、IN792、Mar_M200、81900、RENE80、Alloy713、Haynes230、Haynes282，以及其它衍生合金。或者，所述高溫材料可為鈷基合金，例如但不限于FSX414、X_40、X_45、MAR-M509或 MAR-M302。或者，所述高溫材料可為鐵基合金，例如但不限于A286、Alloy800H、N155、S590、Alloy802> Incoloy MA956、Incoloy MA957 或 PM2000。或者，所述高溫材料可為選自Fe、N1、Co中至少兩項的組合為基體的高溫合金。本發明將就IN738LC合金(LC的含義為低碳)進行詳細說明。圖1示出了室溫(RT)下經過選擇性激光熔融(SLM)處理的IN738LC試樣的電子顯微探針分析(EPMA)結果(合金的多種元素中僅有一些被標記出)。作為對比，圖2示出了以常規方法鑄造的參考IN738LC試樣的電子顯微探針分析(EPMA)的相應結果。通過比較圖1和圖2可以明顯看出，雖然SLM與鑄件試樣的平均值沒有顯著區別，但是SLM試樣中的散射/變化程度顯著低于“參考鑄件”。特別是，在處理SLM試樣期間，Y ’的形成體(former)(例如Al和Ti)沒有明顯的消耗。根據本發明，這樣的SLM IN738LC試樣經受熱處理(圖4(a))，所述熱處理對常規熱處理(圖3(a))進行了改進，所述改進包括最初的高溫固溶熱處理(SHT)步驟A，隨后在較低的溫度下進行三次另外的(常規)熱處理B1-B3。從各微觀結構圖(圖3(b)和圖4(b))可以看出，所述改進后的熱處理改變并優化了微觀結構，并因此提高了特定的材料性能，例如蠕變強度、LCF行為等。特別地，改進后的熱處理使得晶粒顯著粗化。為了研究固溶溫度和保持時間對晶粒尺寸的影響，如圖5-8所示，使IN738LC材料的四個不同樣品經受不同 的熱處理。熱處理試驗在小矩形測試樣品上完成。應重點注意熱處理試驗在“未經處理”(“as-built”)的狀態下進行，例如不經過之前的熱處理(如沒有熱等壓處理)。所述溫度如下:第一個試樣:1250°C/3h(圖 5)第二個試樣:12500C/3h+1180°C /4h+1120°C /2.5h+850°C /24h(圖 6)第三個試樣:1250°C/lh(圖7)第四個試樣:1260°C/lh(圖8)作為對比，使另一個試樣經受根據圖3的參考熱處理，其中熱處理步驟B1-B3規定為:B1HIP(1180°C /4h)B21120°C /2.5hB3850°C /24h。經過1250°C /3h的固溶熱處理(圖5、6)的試樣I和2所得的微觀結構在圖9和10中示出。如圖13中可見，與參考熱處理(左上圖和右圖)相比，發生了晶粒顯著粗化(下左和右圖)。然而，根據圖7和8分別在1250°C和1260°C下保持Ih仍不足以實現完全再結晶/粗化的微觀結構(見圖11和12)。此外應重點注意，Y ’(伽馬’)沉淀相尺寸和形態強烈取決于冷卻速度。晶界形態和沉淀相對于良好的蠕變性能十分重要。因此，同樣分析了常規鑄造的IN738LC微觀結構。結果，沿晶界發現了碳化物沉淀。在IN738LC中主要存在兩種碳化物，富Ti (Ta、Nb)的MC型碳化物，和M23C6碳化物，其中尤其富含鉻。在“未經處理(as-built) ”狀態下，沒有發現由選擇性激光熔融(SLM)制備的材料中存在有Pm尺度上的碳化物沉淀。應重點注意除了硬化相Y’相，還有較少部分的MC和M23C6碳化物以及M3B2硼化物為另外的硬化沉淀相，而且它們對晶界強化特別重要。總之，結果顯示:由選擇性激光熔融制備的IN738LC的晶粒粗化(“未經處理”條件下)可通過高于Y ’固溶線溫度的全固溶熱處理(例如在1250°C保持3h)實現。基本思路是在高于Y ’固溶線溫度下進行熱處理。由于SLM材料非常均勻(見電子顯微探針分析(圖1))，初熔的風險被降低。在鑄造組件/配件中所觀察到的明顯成分不均(例如枝狀凝固造成的微偏析)目前在通過SLM生產的組件/配件中還未發現。因此，與常規方法鑄造的相同組成的材料相比，通過SLM制備的Ni基和/或Co基高溫合金具有在更高溫度下進行熱處理的能力。原因主要是粉末基制品的生產，以及在SLM工藝中能量束-材料相互作用的固有的高冷卻速率。電子顯微探針分析(EPMA)顯示了 SLM材料的組成均勻，基本沒有偏析。為了實現關于晶粒尺寸和晶界(Y/Y ’)形態的微觀結構優化，采用特殊的熱處理以獲得特定的材料性能。如已對于圖5-8說明的那樣，本發明的熱處理可以是不同的單獨熱處理(例如Α、Β1、Β2、Β3)的組合。因此，所述熱處理可以由多步組成，每步均表現為加熱速率、保持溫度、保持時間和冷卻速率的特定組合。所述熱處理可以在生產設備中完成或是通過獨立的設備完成。待制備的組件或配件可以整體或僅部分經受所述熱處理。
`
根據本發明，圖14示出了在組件(在本例中為渦輪葉片)指定區域改變組件性能的局部熱處理的工藝步驟。圖14的渦輪葉片20包括翼面21、平臺22和葉根23。為優化葉梢區域的力學行為，將葉片20的葉梢區域引入熱處理設備25的內部，其中熱處理設備25可以是烘箱(oven)。通過適當控制26，按例如圖5_8中所示的熱處理曲線控制所述熱處理設備25內部的溫度。當熱處理結束時，所述葉片20在葉梢區域27具有優化的性能。在另一個實施例中，通過SLM制造配件，然后按照本發明熱處理所述配件。該配件用于通過將其插入待修理的葉片，然后對組合葉片進行熱處理而修理渦輪葉片。相關編號20渦輪葉片21 翼面22 平臺23 葉根24 葉梢25熱處理設備(如烘箱)26 控制27優化區域
權利要求
1.產以Ni或Co或Fe或其組合為基體的高溫合金制成的組件或配件的方法，所述方法包括以下步驟: a)通過粉末基增材制造工藝形成所述組件或配件，其中在所述工藝期間粉末完全熔化并隨后凝固；以及 b)使所述制成的組件或配件經受熱處理以優化特定材料性能； 其特征在于 c)所述熱處理在比鑄造組件/配件更高的溫度下進行。
2.權利要求1的方法，其特征在于所述粉末基增材制造工藝是選擇性激光熔融(SLM)、選擇性激光燒結(SLS)或電子束熔融(EBM)中的一種，并包括以下步驟: a)產生所述組件或配件的三維模型； b)通過分層處理計算所述模型的截面； c)提供配備有機器控制單元的增材制造機器； d)準備工藝中需要的所述高溫合金的粉末； e)將所述計算截面輸入并儲存于所述機器控制單元； f)在所述增材制造機器的基板上或在預先處理過的粉末層上制備規則且厚度均一的粉末層； g)根據儲存在所述控制單 元中的所述組件或配件的截面，通過能量束掃描將所述粉末層熔化； h)將如此形成的截面的上表面減少一層的厚度；以及 i)重復步驟f)至h)，直至達到所述三維模型的最終截面。
3.權利要求2所述的方法，其特征在于調整所述粉末的粒度分布以適應所述層厚，從而獲得優良的流動性，這是制備規則且厚度均一的粉末層所需要的。
4.權利要求2或3的方法，其特征在于所述粉末由球形的顆粒組成。
5.權利要求3的方法，其特征在于通過篩選和/或風選(空氣分離)獲得所需的粒度分布。
6.權利要求2-5中任一項的方法，其特征在于所述一種或多種粉末為通過氣體或水原子化、等離子旋轉電極工藝、機械研磨或類似粉末冶金工藝中的一種方法獲得。
7.權利要求1所述的方法，其特征在于所述粉末基增材制造工藝是激光金屬成型(LMF)、激光工程凈成形(LENS)或直接金屬沉淀(DMD)中的一種，并可以使用絲狀材料代替粉末材料。
8.權利要求1的方法，其特征在于用懸浮液代替粉末。
9.權利要求1-8中任一項的方法，其特征在于所述高溫合金包括細小分散的氧化物，特別是 Y203、AlO3 或 ThO2。
10.權利要求1-9中任一項的方法，其特征在于所述熱處理在用于所述組件或配件成型的設備中完成。
11.權利要求1-9中任一項的方法，其特征在于所述熱處理在不同于組件或配件的成型設備的設備中完成。
12.權利要求1-11中任一項的方法，其特征在于所述熱處理是不同的單獨熱處理的組口 ο
13.權利要求1-12中任一項的方法，其特征在于只有部分所述組件或配件經受所述熱處理。
14.權利要求1-13中任一項的方法，其特征在于所述熱處理包括多個步驟，每個步驟均表現為加熱速率、保持溫度、保持時間以及冷卻速率的特定組合。
15.權利要求14的方法，其特征在于每個熱處理步驟前和/或后，使所述組件或配件經受多種其他處理步驟(例如但不限于機械加工(machining)、焊接或釬接)，從而利用特定微觀結構的特定優點(例如，小晶粒有利于焊接)。
16.權利要求14或15的方法，其特征在于所述熱處理步驟中的至少一步可以在足夠高的溫度下進行足夠長的保持時間，以部分或完全溶解所述組件或配件的微觀結構中的某些組分，例如金屬間相、碳化物或氮化物。
17.權利要求14-16中任一項的方法，其特征在于所述熱處理步驟中的至少一步在足夠高的溫度下進行足夠長的保持時間，以粗化存在于所述組件或配件內的晶粒。
18.權利要求17的方法，其特征在于在所述晶粒粗化前，在粉末床中變形或特別定位所述組件或配件，并用特定線掃描策略(specific hatching strategy)掃描所述組件或配件，以引入殘余應力，使得在所述相應熱處理步驟中各向異性的晶粒伸長。
19.權利要求14-18中任一項的方法，其特征在于所述熱處理步驟中的至少一步在足夠高的溫度下進行足夠長的時間，以沉淀出金屬碳化物、金屬氮化物或金屬碳氮化物，例如但不限于M (C，N)、M6C' M7C3或M23C6 (M是金屬)。
20.權利要求14-19中任一項的方法，其特征在于所述熱處理步驟中的至少一步在足夠高的溫度下進行足夠長的保持時間，以沉淀出金屬間相，例如但不限于Ni3(Al，Ti)，即Y ’ ；Ni3(Nb，Al，Ti)，即 Y”；或 Ni3Nb,即 δ 相。
21.權利要求14-20中任一項的方法，其特征在于所述熱處理步驟中的至少一步在足夠高的溫度下進行足夠長的保持時間，以沉淀出金屬硼化物，從而提高晶界強度，所述金屬硼化物例如但不限于M3B2 (Μ為金屬)。
22.權利要求19-21中任一項的方法，其特征在于所述熱處理步驟中的至少一步在足夠高的溫度下進行足夠長的保持時間，以改進所述沉淀的體積分數、尺寸、形狀以及分布。
23.權利要求14-22中任一項的方法，其特征在于所述熱處理步驟中的至少一步是在附加的被稱為熱等靜壓(HIP)的等靜壓下進行，以進一步改善所述組件或配件的微觀結構。
全文摘要
本發明涉及生產以Ni或Co或Fe或其組合為基體的高溫合金制成的組件或配件的方法，包括步驟a)通過粉末基增材制造工藝形成所述組件或配件；以及b)使所述制成的組件或配件經受熱處理以優化特定材料性能。通過在與鑄造組件/配件相比更高的溫度下進行所述的熱處理，材料性能可以得到實質性的改善并且可以非常靈活的方式改善性能。
文檔編號C21D6/00GK103088275SQ201210597930
公開日2013年5月8日 申請日期2012年10月31日 優先權日2011年10月31日
發明者L·里肯巴歇爾, T·埃特 申請人:阿爾斯通技術有限公司