本發明涉及鎳基(Ni基)超合金及其制造方法。更特別地，本發明涉及具有特定組成的中間合金和無紋理的Ni基超合金，及其制造方法。

Ni基超合金是非常有用的合金組，其可設計成在高溫下(通常超過它們的絕對熔融溫度的0.7)使用，且具有顯著的抗蠕變性和抗氧化性。特別關注的高溫鎳基合金的一種形式為鑄造形式，其針對所需的蠕變和環境性質設計，例如抗氧化性和抗熱腐蝕性。尤其用于熱氣路徑部件的廣泛使用的鎳基組合物之一為通用電氣公司注冊商標的Rene 80^TM材料。

增材制造是直接由數字模型通過增材方法制造三維物體的一套新興技術，通常通過逐層沉積并使其連接在適當位置。不同于涉及減材(例如切割和剪切)和成形(例如沖壓、彎曲和模制)的傳統制造方法，增材制造將材料連接在一起以構建產品。

某些部件，例如通過鎳基超合金制造的渦輪發動機熱氣路徑部件，可受益于增材制造技術的設計靈活性。然而，增材制造方法可在鎳基超合金的可制造性方面和進一步在形成具有類似于通過傳統鑄造方法制造的鎳基超合金的性質的鎳基超合金方面產生某些挑戰。因此，設計可使用增材制造方法制造并具有類似于其鑄造對應物的性質的鎳基超合金是合乎需要的。

技術實現要素：

簡而言之，一個實施方案涉及一種方法。所述方法包括使粉末至少部分熔融和固化，所述粉末包括約5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本為Ni，以形成包括枝晶結構的中間合金，所述枝晶結構包括柱狀區域和柱間區域。所述枝晶結構的初級枝晶臂間隔小于約3微米。所述方法進一步包括在約1050℃至約1250℃的溫度范圍中熱處理所述中間合金以形成無紋理的超合金。

另一個實施方案涉及中間合金。所述中間合金包括包含柱狀區域和柱間區域的枝晶結構。所述枝晶結構的初級枝晶臂間隔小于約3微米。所述中間合金具有以下組成，包括：約5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本為Ni。

另一個實施方案涉及Ni基超合金。所述Ni基超合金包括以下組成，包括：約5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本為Ni。所述Ni基超合金包括γ相基體、γ'相沉淀和從γ相基體沉淀的金屬碳化物。在Ni基超合金中的金屬碳化物小于所述組合物的約0.3摩爾%，且所述金屬碳化物的平均尺寸小于約1微米。

本發明還涉及以下方面：

1. 一種方法，其包括

使粉末至少部分熔融和固化，所述粉末包含約5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本為Ni，以形成包含枝晶結構的中間合金，所述枝晶結構包含柱狀區域和柱間區域，其中所述枝晶結構的初級枝晶臂間隔小于約3微米；和

在約1050℃至約1250℃的溫度范圍中熱處理所述中間合金，以形成無紋理的Ni基超合金。

2. 方面1的方法，其中存在于所述中間合金的組合物中的金屬碳化物的量小于所述組合物的約0.5摩爾%。

3. 方面2的方法，其中存在于所述中間合金的組合物中的金屬碳化物的量小于所述組合物的約0.3摩爾%。

4. 方面2的方法，其中所述金屬碳化物主要布置在枝晶結構的柱間區域中。

5. 方面1的方法，其中所述Ni基超合金包含γ相基體。

6. 方面5的方法，其中所述Ni基超合金包含γ'相沉淀。

7. 方面6的方法，其中所述Ni基超合金中的γ'相的量大于40體積%。

8. 方面5的方法，其中所述Ni基超合金包含從γ相基體沉淀的金屬碳化物。

9. 方面8的方法，其中存在于所述Ni基超合金中的金屬碳化物的量小于所述Ni基超合金的組合物的約0.3摩爾%。

10. 方面1的方法，其中所述Ni基超合金基本不含在固化期間從熔體沉淀的金屬碳化物。

11. 方面1的方法，其包含直接金屬激光熔融(DMLM)。

12. 一種由方面1的方法形成的中間合金。

13. 一種由方面1的方法形成的Ni基超合金。

14. 一種中間合金，其包含

包含柱狀區域和柱間區域的枝晶結構，其中所述枝晶結構的初級枝晶臂間隔小于約3微米；和

包含約5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本為Ni的組合物。

15. 方面14的中間合金，其中存在于所述中間合金中的金屬碳化物的量小于所述組合物的約0.5摩爾%。

16. 方面15的中間合金，其中存在于所述中間合金中的金屬碳化物的量小于所述組合物的約0.3摩爾%。

17. 方面15的中間合金，其中所述金屬碳化物主要布置在所述枝晶結構的柱間區域中。

18. 一種無紋理的Ni基超合金，其包含

包含5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本為Ni的組合物；

γ相基體；

γ'相沉淀；和

從γ相基體沉淀的金屬碳化物，其中

存在于所述Ni基超合金中的金屬碳化物的量小于所述Ni基超合金的約0.3摩爾%；和

所述金屬碳化物的平均尺寸小于約1微米。

附圖說明

當參考附圖閱讀以下詳述時，本發明的這些和其它特征、方面和優點將變得更好理解，其中：

圖1說明通過使用基準Rene 80組合物形成的鑄造式合金的低放大倍數現有技術微觀結構圖像。

圖2說明通過使用基準Rene 80組合物形成和通過直接金屬激光熔融(DMLM)方法加工的構造式合金的低放大倍數微觀結構圖像；

圖3說明通過使用基準Rene 80組合物形成的鑄造式合金的現有技術微觀結構圖像。

圖4說明通過使用基準Rene 80組合物形成和通過DMLM方法加工的構造式合金的高放大倍數微觀結構圖像；

圖5說明通過使用基準Rene 80組合物形成和通過DMLM方法加工的構造式合金的高放大倍數微觀結構圖像；

圖6說明通過使用基準Rene 80組合物形成和通過DMLM方法加工的鎳基超合金的低放大倍數微觀結構圖像；和

圖7說明根據本發明技術的一個實施方案的通過DMLM方法加工的Ni基超合金的低放大倍數微觀結構。

具體實施方式

本發明一般適用于包括鎳基(Ni基)超合金的體系，和形成在特征為相對高溫的環境內運行且因此經受不利的氧化環境和嚴苛的機械應力的Ni基超合金的方法。這些部件的值得關注的實例包括燃氣渦輪發動機的渦輪噴嘴和葉片、外罩和增壓器硬件。雖然將參考燃氣渦輪發動機硬件描述本發明的優點，但本發明的教導一般適用于可用于高溫和嚴苛環境的任何部件。

如本文說明書和權利要求通篇所用的近似用語可應用于修飾可允許變化而不導致與其相關的基本功能改變的任何定量表達。因此，通過一個或多個術語例如“約”和“基本上”修飾的值不應限于指定的精確值。在一些情況下，近似用語可對應于用于測量該值的儀器的精度。在此和在整個說明書與權利要求中，范圍限制可組合和/或互換，確定這些范圍并包括在其中包含的所有子范圍，除非上下文或用語另有指示。

在以下說明書和權利要求中，單數形式“一種”、“一個”和“該”包括復數對象，除非上下文清楚地另有指示。如本文所用，術語“或”不表示排他性，而是指存在的參考組成部分中的至少之一，并包括其中可存在參考組成部分的組合的情況，除非上下文清楚地另有指示。

如本文所用，術語“可”和“可為”表明以下可能性：在一組情況中發生；擁有指定性質、特征或功能；和/或通過表達與所修飾動詞有關的一種或多種能力、性能或可能性修飾另一個動詞。因此，使用“可”和“可為”表示所修飾的術語對于所表示的能力、功能或用途是顯然適當、能夠、或適合的，同時考慮在一些情況下，所修飾的術語可能有時并不適當、能夠、或適合的。

本文描述的發明的實施方案處理現有技術狀態的注意到的缺點。一些實施方案提出使用增材制造技術制造中間合金和Ni基超合金的方法。此外，一些其它實施方案提出使用增材制造技術制造無紋理的Ni基超合金的方法。

增材制造是指由此通過加入材料沉積層將數字三維(3D)設計數據用于構建部件的方法。可將材料以粉末形式用于按逐層方式構建部件。增材制造可包括3D打印、快速原型制造(RP)、直接數字制造(DDM)、分層制造和增材式制造。有利地，增材制造為設計驅動的制造方法，其有利于制造具有復雜設計的結構。此外，增材制造提供高的設計自由度、功能特征優化和集成和相對高的產品定制程度。

增材制造可包括某些特定方法，例如選擇性激光燒結、直接金屬激光燒結、選擇性激光熔融和直接金屬激光熔融等。雖然參考直接金屬激光熔融(DMLM)方法描述本文公開的實施方案，但其它增材制造技術以及所需的設計和方法變化可用于生產中間合金、Ni基超合金或本文公開的中間合金和Ni基超合金兩者。

在某些實施方案中，通過施用粉末材料薄層至構造平臺開始DMLM方法。激光束用于在一個或多個限定的部分熔融或融合粉末。在一個實例中，可通過計算機產生的部件設計數據限定所述部分。隨后，在先前的粉末層上施用第二層粉末。任選地，可在施用第二層粉末之前調節(例如降低)構造平臺。此外，可使第二層粉末中的材料熔融或融合，以便在一個或多個預定部分將第二層粉末中的材料與下面的層結合。類似地，可將隨后的粉末層沉積在第二層上，且可使這些隨后的層中的一個或多個部分熔融并固化，以形成相鄰層之間的結合。此外，在中間步驟中或在布置所有所得層之后，熔融部分可固化為所需大小與形狀的期望部件。此外，在一些實施方案中，得到的部件可經受進一步熱處理，以向部件賦予期望的性質，例如所需的微觀結構和高溫穩定性。

Ni基超合金的微觀結構可取決于超合金的組成。因此，在使用期間，由該Ni基超合金制造的部件顯示的性質取決于超合金的組成。此外，在使用期間，由該Ni基超合金制造的部件顯示的性質還取決于在形成部件期間制造超合金的方法。特別地，在Ni基超合金中，制造方法和給予部件的進一步熱處理可決定部件的強度和穩健性。

在一些實施方案中，DMLM方法用于從Ni基超合金構造部件。Ni基超合金具有幫助獲得高溫和/或高壓應用所需性質的組成，所述性質例如但不限于高溫強度、抗氧化性和抗蠕變性。可用于燃氣渦輪部件的Ni基超合金組合物的一個實例為Rene 80^TM組合物。標準Rene 80組合物可包括鈷(Co)、鉻(Cr)、鉬(Mo)、鎢(W)、鋁(Al)、鈦(Ti)、鋯(Zr)、碳(C)和硼(B)，以及鎳(Ni)。取決于所需應用，這些元素各自的量可在期望程度上在給定的標準Rene 80合金中變化。在一些實施方案中，標準Rene 80組合物包括約5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.8至5.2重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.15至0.2重量%的C、0.001至0.030重量%的B，其用于燃氣渦輪部件所用的給定應用。該標準Rene 80組合物此后在本申請中可稱為“基準Rene 80組合物”。

通常，通過使用基準Rene 80組合物形成的Ni基超合金包括包含γ相的基體。γ相為固溶體，具有面心立方(fcc)晶格和隨機分布的不同原子物類。在一些實施方案中，Ni基超合金還包括γ'相和/或γ''相沉淀。

在一些實施方案中，當使用DMLM方法處理具有基準Rene 80組合物的Ni基超合金并使其經受熱處理后加工時，與由其它方法例如鑄造方法形成的相同組成的超合金相比，觀察到該超合金具有不同的蠕變性能。不限于任何理論，本發明人將該蠕變性能的差異歸為在DMLM方法所得到的基準Rene 80組合物的原樣形成的超合金中出現的微觀結構差異。可能因為在DMLM方法中達到的高冷卻速率，在經由DMLM方法制造Ni基超合金時形成的微觀結構顯著不同于在使用傳統鑄造或熔模鑄造方法制造合金時形成的微觀結構。

圖1說明基準Rene 80組合物的鑄造式合金100的低放大倍數現有技術微觀結構圖像，而圖2說明基準Rene 80組合物的通過DMLM方法加工的構造式合金200的低放大倍數微觀結構。如本文所用，術語“鑄造式合金”是指使用常規鑄造方法制造的合金，而術語“構造式合金”是指使用DMLM方法制造的合金。基準Rene 80組合物的構造式合金200的微觀結構包括柱狀結構。然而，在圖2的說明實施方案中，柱狀結構太小，不能在與圖1的鑄造式合金100中說明的柱狀結構相同的放大倍數下解析為任何更細小的細節。圖3顯示基準Rene 80組合物的現有技術鑄造式合金100的另一個圖像，使用20微米的放大比例尺。圖4和5顯示基準Rene 80組合物的構造式合金200相對高放大倍數的圖像(相比圖2)。具體地，圖4和5說明基準Rene 80組合物的構造式合金200，分別使用1微米(μm)和500納米(nm)的放大比例尺。

比較圖3的鑄造式合金100與圖4和5的構造式合金200，能夠看出，觀察到存在于圖3的鑄造式合金100的碳化物102在合金100中隨機散布，而觀察到在圖4和5的構造式合金200中看到的碳化物202優先位于柱間區域204。柱間區域204由構造式合金200的柱狀區域206限定，其作為DMLM方法的標志而存在。

此外可注意到，存在于如圖3所示的基準Rene 80組合物的鑄造式合金100的微觀結構中的碳化物102在其形態和分布上顯著不同于存在于如圖4和5所示的基準Rene 80組合物的構造式合金200的微觀結構中的碳化物202。例如，與存在于構造式合金200的柱間區域204的碳化物202相比，鑄造式合金100的碳化物102在尺寸上相對大。例如，雖然存在于鑄造式合金100中的碳化物102可具有約2-10微米(μm)的平均直徑，但在如圖4和5所示的構造式合金200中觀察到的碳化物202的平均直徑小于約300納米(nm)。

此外，本發明人觀察到，存在于基準Rene 80組合物的構造式合金的柱間區域204的碳化物202在數量上相對更多，且在柱間區域204中形成基本緊密間隔的區段，例如碳化物膜或陣列。在構造式合金200的柱間區域204中形成這些較小碳化物的膜或陣列是出乎意料，且至今未被注意到。例如，在鑄造式合金100中，通常不能發現這些基本緊密間隔的區段。

通常，已知Ni基超合金的增強機理是復雜的，且主要涉及在晶粒中以及在晶界的金屬間相和碳化物沉淀。在Ni基超合金中發現可能有三種類型的碳化物，即MC類型、M₂₃C₆類型和M₆C類型碳化物。MC類型碳化物為具有MC組成的碳化物，其中M為金屬而C為碳。已知MC類型碳化物為一級碳化物或固化類型碳化物，并用作二次碳化物(例如M₂₃C₆和M₆C類型碳化物)的碳源。存在于晶界的一級和二次碳化物可阻礙在通過Ni基超合金制造的部件的形成或工作期間位錯和晶界的任何移動。

在構造式合金200的柱間區域204中觀察到的碳化物202的高數量密度和密堆積可阻礙在構造式合金200的進一步熱處理期間的任何晶粒生長。此外，緊密間隔的碳化物202可有效限制在通過構造式合金200制造的部件的形成或工作期間晶粒通過熱處理的應力弛豫。另外，不能適應應力積聚可導致合金中裂紋的形成，因此損害通過這些合金制造的部件的機械完整性和高溫性能。

圖6說明在將基準Rene 80組合物的構造式合金200熱處理之后獲得的Ni基超合金600的低放大倍數微觀結構。在約1200℃下使用熱等靜壓(HIP)方法進行熱處理。比較圖2的構造式合金200的微觀結構與圖6的Ni基超合金600的微觀結構，觀察到Ni基超合金600的晶粒尺寸增大與構造式合金200的晶粒尺寸相比不顯著。這種晶粒生長的缺乏可歸因于構造式合金200充分受限的微觀結構。此外，晶粒的柱狀特性和構造式合金200隨后的紋理在由該方法形成的Ni基超合金600中充分保持。因此，在某些實施方案中，在通過DMLM方法獲得的構造式合金200的熱處理之后形成的基準Rene 80組合物的Ni基超合金600可具有基本上各向異性的機械性質，例如各向異性蠕變性能。在一些實施方案中，可能不期望Ni基超合金600的蠕變性能下降和蠕變能力的定向變動。不限于任何特定理論，本發明人將該改變的蠕變性能歸因于在構造式合金200熱處理期間降低的晶粒生長。

對于一些應用，例如在熱氣路徑部件中，期望包括基本上等軸的晶粒、具有γ'的γ鎳固溶體的基體和碳化物的細分散體的Ni基超合金微觀結構，其中晶界基本上不含脆化的碳化物膜或相。

在這些實施方案的一些中，Ni基超合金600的蠕變性能可通過使構造式合金200在熱處理期間晶粒生長來改進。此外，在一些實施方案中，期望產生隨機取向的晶粒生長使通過DMLM方法構造的合金性質與經熱處理的鑄造式合金的性質更緊密地匹配。

不限于任何特定理論，本發明人設想，構造式合金200的晶粒的重結晶和具有基本等軸取向的晶粒生長可通過減少形成由DMLM方法構造的合金的柱間區域中細碳化物的膜或陣列來形成。本文描述的一些實施方案涉及降低構造式合金的柱間區域中的碳化物含量。

在某些實施方案中，可通過使用以下方法減少晶界中的碳化物含量，例如但不限于：降低初始反應性粉末中的碳含量，降低參與碳化物形成的金屬含量，允許使用可得的碳形成更多一次碳化物并阻止形成二次碳化物，引導可得的碳與除了傾向形成二次碳化物形式的材料之外的其它元素反應，引導碳內含物進入晶粒區域，或它們的組合，從而阻止碳化物的晶界偏析。

本文描述的一些實施方案涉及降低晶界中碳化物形成的方法，通過降低初始起始粉末中的碳量以及任選降低參與二次碳化物形成的金屬元素的百分比。在某些實施方案中，比起在形成Ni基超合金的粉末中通常使用的碳含量，存在于考慮以DMLM方法加工的初始起始粉末中的碳量降低。例如，在具有基準Rene 80組合物的Ni基超合金中，如果碳含量為約0.15重量%至約0.2重量%范圍，用于某些實施方案的改變的組成具有小于總粉末組成的0.15重量%的碳含量。

在一些實施方案中，形成一次碳化物的元素的量也降低，而且降低用于通過DMLM方法形成Ni基超合金的起始粉末中的碳含量。在一些實施方案中，起始粉末中的鈦量受限制，而且限制碳元素，以限制所形成合金中的碳化物形成。例如，如果鈦通常以約4.8重量%至約5.2重量%范圍存在于用于鑄造的基準Rene 80粉末組合物中，用于本發明的某些實施方案的改變的Rene 80粉末組合物具有小于總粉末組成的4.7重量%的鈦含量。

降低形成一次碳化物的元素的量并降低碳含量特別有益于保留名義上類似于基準Rene 80組合物的鑄造式合金的構造式合金的基體合金化學組成。如本文所用，“基體合金化學組成”代表基體相的合金組成。保留基體合金化學組成特別有利于基本避免一些與合金化學組成相關的性質方面的變化，例如相不穩定性、形成的合金的強度降低和各相之間的晶格錯配。

除了降低起始粉末中的碳含量之外，或代替降低起始粉末中的碳含量，在一些實施方案中，還降低兩種或更多種形成一次碳化物的金屬元素的量。在某些實施方案中，形成一次碳化物的金屬元素的總量降低為小于起始粉末總組成的5重量%。形成一次碳化物的金屬元素的這種降低可與降低碳含量一起進行或代替降低碳含量。如本文所用，“形成一次碳化物的金屬元素”包括可在使用DMLM方法形成構造式合金的正常加工條件中形成一次碳化物的金屬元素，且其中由此形成的碳化物很可能偏析到構造式合金的柱間區域。在一些實施方案中，形成一次碳化物的金屬元素可包括元素周期表4A族和5A族的過渡金屬元素。形成一次碳化物的金屬元素的非限制性實例可包括鈦、鋯、鉿、釩、鈮和鉭中的一個或多個。在一些實施方案中，除了降低在起始粉末中的碳含量之外，還降低形成一次碳化物的金屬元素的量，且可與碳水平的降低成比例。在一個實施方案中，形成一次碳化物的金屬元素的總原子百分比的降低基本等于起始粉末中碳的原子百分比降低。

此外，不限于任何理論，本發明人認為，當碳和形成碳化物的金屬元素的百分比低于用于形成具有改變的Rene 80組合物的Rene 80合金的初始粉末中的測定值時，合金中形成的一次碳化物(MC類型)主要在固化后冷卻時從γ相基體沉淀，而不是在固化期間從熔體本身沉淀。這與形成具有基準Rene 80組合物的合金對比，其中碳和形成碳化物的金屬以相對高的量存在，并誘導形成固化類型(即從熔體固化)的一次碳化物沉淀。觀察到在基準Rene 80組合物中形成的這些固化類型碳化物位于晶界以內和周圍。然而，從改變的Rene 80組合物中的γ相基體沉淀的一次碳化物不限于晶界。有利地，從γ相基體沉淀的一次碳化物遍及構造式合金的微觀結構充分分布，但優先在枝晶的柱間區域中分布。因此，當使用改變的Rene 80組合物(具有降低量的碳和形成碳化物的元素)由DMLM方法形成的構造式合金經熱處理時，在微觀結構中充分分散的一次碳化物可在隨后的熱處理期間再沉淀為二次碳化物(M₂₃C₆/M₆C)，而且可在由此形成的經熱處理Ni基超合金的晶粒和晶界兩者中充分分散。

在一些實施方案中，使用DMLM方法制造構造式合金的方法包括使粉末至少部分熔融和固化，所述粉末包括約5至15重量%的Co、10至20的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C和0.001至0.030重量%的B，且余量基本為Ni。在某些實施方案中，鈦含量可為粉末的約4.2重量%至約4.7重量%范圍，且在一些其它實施方案中，鈦含量可為粉末的約4.4重量%至約4.6重量%。此外，在某些實施方案中，碳含量可為粉末的約0.01重量%至約0.04重量%范圍，且在一些其它實施方案中，鈦含量可為粉末的約0.01重量%至約0.03重量%范圍。本文提供的所選碳范圍特別幫助降低晶粒和晶胞間邊界中碳化物的密集分布。

在一些實施方案中，通過使用具有改變的Rene 80組合物的粉末形成構造式合金，所述改變的Rene 80組合物具有約0.015重量%至約0.060重量%范圍的碳，且鈦量為粉末的約4.2重量%至約4.7重量%范圍。通過使用具有上述改變的Rene 80組合物的粉末形成的這種構造式合金此后在本申請可稱為“中間合金”。

在一些實施方案中，部分熔融和固化可作為構造中間合金中DMLM方法的一部分進行。如上文描述，由熔融和固化改變的Rene 80組合物形成的中間合金具有柱狀區域。柱狀區域為具有優選取向的細長枝晶的區域。由于在固化步驟期間在特定方向的競爭性生長，可形成柱狀區域。柱間區域為相鄰柱狀區域之間的區域。枝晶生長為在金屬、合金和許多其它材料在低熱梯度下固化時遇到的晶體生長的普通形式。枝晶生長包括柱狀區域和柱間區域。

枝晶或枝晶結構通常特征在于與枝晶有關的微觀結構參數。中間合金的枝晶結構的微觀結構通常特征在于初級枝晶或晶胞臂間隔。初級枝晶臂間隔為用于確定合金固化中偏析模式的特征長度尺度。通常，通過測量相鄰枝晶芯(中心)之間的距離獲得初級枝晶臂間隔。在一些實施方案中，中間合金的枝晶結構的初級枝晶臂間隔小于約3微米。在某些實施方案中，中間合金的枝晶結構的初級枝晶臂間隔小于約2微米。在某些實施方案中，枝晶結構的初級枝晶臂間隔小于約3微米。中間合金具有以下組成，包括：約5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本為Ni。

在一些實施方案中，在中間合金中形成的枝晶結構僅具有初級臂和臂間隔，且可不包含任何顯著的二級臂和二級臂間隔。僅具有初級臂和臂間隔的這些枝晶結構稱為晶胞結構。

在粉末熔融和固化期間，存在于粉末中的元素之間可發生多個化學反應，以形成中間合金。在熔融和固化時，與使用具有規律水平的碳和形成碳化物的金屬元素的基準Rene 80組合物的鑄造式合金相比，具有相對低水平的碳和形成碳化物的金屬元素的中間合金可具有相對低水平的金屬碳化物形成。因此，在所述方法的一些實施方案中，存在于中間合金的金屬碳化物的量小于中間合金組合物的約0.5摩爾%。特別是，用于形成中間合金的初始粉末組合物包括一定量的碳化物形成劑，使得在固相線溫度附近的溫度下，中間合金的平衡碳化物含量小于約0.5摩爾%。在某些實施方案中，金屬碳化物的量可進一步限制為小于中間合金組合物的約0.3摩爾%。

在某些實施方案中，在中間合金中沉淀的金屬碳化物可存在于柱狀區域和柱間區域兩者中。在一些實施方案中，金屬碳化物布置在中間合金的柱間區域。與存在于柱狀區域內的金屬碳化物相比，存在于柱間區域的金屬碳化物可阻礙晶粒在熱處理期間生長至更大程度。在一些實施方案中，存在于枝晶結構的柱間區域中的金屬碳化物的量小于中間合金組合物的約0.3摩爾%。根據某些實施方案，柱間區域中的金屬碳化物的量可進一步限制為小于中間合金組合物的約0.2摩爾%。

所述方法進一步包括在約1050℃至約1250℃的溫度范圍中熱處理中間合金，以形成無紋理的Ni基超合金。通過熱處理中間合金(改變的Rene 80組合物的)形成的該Ni基超合金此后在本申請可稱為“改性的Ni基超合金”。

可注意到，認為改性的Ni基超合金的組成具有與中間合金基本相似的組成。特別是，當中間合金經受熱處理以形成改性的Ni基超合金時，在中間合金的基體合金化學組成上沒出現顯著改變。改性的Ni基超合金的基體合金組成基本形成于中間合金形式本身中。具體地，用于將中間合金轉化為改性的Ni基超合金的熱處理步驟為用于將中間合金的微觀結構改變為改性的Ni基超合金的微觀結構(而不是用于形成改性的Ni基超合金的組成)的加工步驟。中間合金和改性的Ni基超合金在組成上的輕微變化(如果存在)可能由于已經形成的中間合金與環境之間的相互作用。在熱處理期間在組成上的任何這些變化限于小于改性的Ni基超合金的約1體積%。在一些實施方案中，所述方法包括在約1150℃至約1250℃的溫度范圍中熱處理中間合金，以形成改性的Ni基超合金。

對如以上所述在柱間區域中具有低碳化物含量的中間合金進行的熱處理允許由此形成的改性的Ni基超合金中顯著的晶粒生長。改性的Ni基超合金包括晶粒、晶界和金屬碳化物。金屬碳化物可布置在晶粒或晶界中。在一些實施方案中，改性的Ni基超合金基本不含從合金的熔體或液態沉淀的碳化物。在一些實施方案中，改性的Ni基超合金包括從固體γ相基體沉淀的金屬碳化物。此外，在由具有改變的(降低的)碳含量的粉末獲得的Ni基超合金中觀察到等軸取向。因此，降低的碳含量幫助獲得基本改性的Ni基超合金。

圖7說明在熱處理中間合金之后獲得的改性的Ni基超合金700的低放大倍數微觀結構。在約1200℃下進行熱處理。在一些實施方案中，使用熱等靜壓(HIP)方法進行熱處理。雖然以上公開的熱處理特別涉及在中間合金中形成所需的微觀結構變化，以形成改性的Ni基超合金，但在熱處理期間可能有某些其它偶然變化在合金中發生，例如γ'相分布的變化。在一些實施方案中，可對經熱處理的中間合金進行額外的熱處理，以形成改性的Ni基超合金700。例如，中間合金可經受額外處理，以獲得碳化物再沉淀和/或獲得優選的γ'分布。

通過比較圖7的改性的Ni基超合金700的微觀結構與圖6描繪的在熱處理基準Rene 80組合物的構造式合金之后獲得的Ni基超合金600的微觀結構，可清楚觀察到初始粉末中碳或碳化物形成劑的量的效果。改性的Ni基超合金700的微觀結構描繪與Ni基超合金600的具有較低晶粒尺寸的柱狀晶粒相比較大和等軸的晶粒。通過使用電子反向散射檢測(EBSD)技術進一步測量改性的Ni基超合金700中的單獨晶粒的尺寸和取向(未顯示)。EBSD顯示，相對于通過基準Rene 80組合物獲得的Ni基超合金600，改性的Ni基超合金700導致在熱處理之后隨機取向的晶粒以及顯著的晶粒生長。

因此，在一些實施方案中，由上述方法形成的改性的Ni基超合金700無紋理。如本文所用，“無紋理合金”定義為“其中在任何方向上優選的結晶取向小于所考慮合金的任何代表性區域的20體積%的合金”。在一些實施方案中，改性的Ni基超合金700中的結晶取向小于10體積%，且在某些實施方案中，改性的Ni基超合金700在任何特定方向上基本沒有優選的結晶取向。

考慮改性的Ni基超合金的組成基本與中間合金的組成相同，在一些實施方案中，存在于改性的Ni基超合金組合物中的金屬碳化物的量小于所述組合物的約0.5摩爾%。根據某些實施方案，金屬碳化物的量可進一步限于小于改性的Ni基超合金組合物的約0.3摩爾%。根據某些實施方案，改性的Ni基超合金中金屬碳化物的量可進一步限于小于改性的Ni基超合金組合物的約0.2摩爾%。此外，改性的Ni基超合金中的金屬碳化物的平均尺寸可小于約1微米。

在一些實施方案中，本文形成的改性的Ni基超合金包括以下組成，包括：約5至15重量%的Co、10至20重量%的Cr、3至6重量%的Mo、3至6重量%的W、2至4重量%的Al、4.2至4.7重量%的Ti、0.01至0.05重量%的Zr、0.015至0.060重量%的C、0.001至0.030重量%的B，且余量基本為Ni。改性的Ni基超合金可通過在上文描述的方法形成且具有無紋理形式，其包括γ相基體、沉淀的γ'相和從γ相基體沉淀的金屬碳化物。布置在改性的Ni基超合金中的金屬碳化物小于組合物的約0.3摩爾%，且存在于改性的Ni基超合金的金屬碳化物的平均尺寸小于約1微米。

有利地，改性的Ni基超合金在其組成中具有降低的碳化物含量，而不僅是降低的碳量。降低的碳化物含量幫助保持存在于合金的不同相(除了碳化物)的局部化學組成，例如γ和γ'相。保持局部化學組成特別有利，因為合金不易受尺寸改變和基體與沉淀相之間的晶格錯配變化的影響。

此外，在改性的Ni基超合金中降低碳化物含量(而不是碳含量)和保持局部相化學組成類似于使用傳統途徑制備的標準母合金，會提高改性的Ni基超合金的長期微觀結構穩定性和進一步支持所形成的改性的Ni基超合金連接至現有的標準合金。

雖然本文已說明和描述本發明的僅某些特征，但本領域技術人員將想到許多修改和變化。因此，應理解所附權利要求旨在涵蓋落入本發明真實精神內的所有這些修改和變化。