CN113891950A

CN113891950A - 镍钴合金构成的粉末以及该粉末的制备方法

Info

Publication number: CN113891950A
Application number: CN202080036681.0A
Authority: CN
Inventors: B·格尔曼; T·亨特里克; C·施密特; K·伯恩内特
Original assignee: VDM Metals GmbH
Current assignee: VDM Metals GmbH; VDM Metals International GmbH
Priority date: 2019-07-05
Filing date: 2020-07-01
Publication date: 2022-01-04
Also published as: JP2022538819A; WO2021004581A1; EP3994288A1; JP7247378B2; BR112021021747A2; US20220243306A1; KR20220006637A; DE102020116868A1; US11807916B2; EP3994288B1; KR102676648B1

Abstract

本发明公开了用于粉末的镍钴合金，其中含量(以重量％计)如下所限定：C>0至最大0.1％，S最大0.015％，Cr 13–23％，Ni余量(>30％)，Mn最大1.0％，Si最大1.0％，Mo 1–6％，Ti>0–3％，Nb+Ta 3–8％，Cu最大0.5％，Fe>0至最大10％，Al>0至<4.0％，V至多4％，Zr>0至最大0.1％，Co>12至<35％，W至多4％，Hf至多3.0％，O最大0.1％，N>0至最大0.1％，Mg>0至最大0.01％，B>0至最大0.02％，P>0至最大0.03％，Ar 0至最大0.08％，Se最大0.0005％，Bi最大0.00005％，Pb最大0.002％。

Description

镍钴合金构成的粉末以及该粉末的制备方法

技术领域

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

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。

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。

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。

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。

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：

-通过VIM生产电极，

-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，

-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，

-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，

-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，

-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，

-将VAR铸锭重新以3.0至10kg/分钟的再熔化速率再熔化，

-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，

-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。

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。

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％、Al2.0-4.0％、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％、C0.02-0.20％、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。

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％、Ti2.0-3.0％、W 3.0-5.0％、Mo 3.0-5.0％、Nb 2.0-3.0％、Hf至多50ppm、C至多0.1％、B0.01-0.05％、Zr 0.02-0.08％、S至多50ppm、Mg至多50ppm、Ni余量。

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。

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％、C0.001-0.15％、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。

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％、Cr4.0-30.0％、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。

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。

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％、Mo1.0-6.0％、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)。

发明内容

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。

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：

C >0至最大0.1％

S 最大0.015％

Cr 13–23％

Ni 余量(>30％)

Mn 最大1.0％

Si 最大1.0％

Mo 1–6％

Ti >0–3％

Nb+Ta 3–8％

Cu 最大0.5％

Fe >0至最大10％

Al >0至<4.0％

V 至多4％

Zr >0至最大0.1％

Co >12至<35％

W 至多4％

Hf 至多3.0％

O 最大0.1％

N >0至最大0.1％

Mg >0至最大0.01％

B >0至最大0.02％

P >0至最大0.03％

Ar 0至最大0.08％

Se 最大0.0005％

Bi 最大0.00005％

Pb 最大0.002％

有利地，可以如下调节以下元素(以重量％计的值)：

C 最大0.05％

S 最大0.010％

Cr 16至22％

Mn 最大0.6％

Si 最大0.4％

Mo 2–6％

Fe >0–5％

Ti 0.0005–2.0％，尤其至多<1％

Al 1.6–3.5％

Co 15–27％

Ni 余量(>30)

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)：

Ni 30至65％

Fe >0至最大5％

Co >15至<27％

Cr 16–22％

Mo 2–6％

W 至多4％

Hf 至多2.5％

Nb+Ta 5–7.5％

Al 1.6–3.5％

Mn 最大0.6％

Ti 0.0005–2.0％，尤其<1.0％

Si 0.0005-0.4％

C >0至最大0.05％

P >0至最大0.025％

N >0至最大0.1％

Mg >0至最大0.008％

B >0至最大0.02％

Ar 最大0.05％

Zr >0至最大0.1％

必须满足以下关系：

Mo+W≥2.5

0.0005<B+Zr+P<0.15

S+Se+Bi+Pb<0.1

900℃<y'固溶线<1130℃

20％<y'体积比例<45％，在析出退火状态下。

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。

表1：合金分组

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：

-0.00001–0.1

-0.00002–0.1

-0.00005–0.1

-0.00008–0.1

-0.0001–0.1

-0.0002–0.1

-0.0005–0.1

-0.0008–0.1

-0.001–0.1

-0.002–0.1

-0.005–0.1

-0.008–0.1

-0.010–0.1

-0.00001–0.10

-0.00001–0.08

-0.00001–0.05

-0.00001–0.03

-0.00001–0.02。

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：

-0.00001–0.1

-0.00002–0.1

-0.00005–0.1

-0.00008–0.1

-0.0001–0.1

-0.0002–0.1

-0.0005–0.1

-0.0008–0.1

-0.001–0.1

-0.002–0.1

-0.005–0.1

-0.008–0.1

-0.010–0.1

-0.00001–0.10

-0.00001–0.08

-0.00001–0.05

-0.00001–0.03

-0.00001–0.02。

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。

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：

-0.0000001–0.05

-0.0000002–0.05

-0.0000001–0.005

-0.0000001–0.002

-0.0000001–0.001。

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。

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。

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：

-将合金在VIM炉中熔化，

-使液态熔体保持5min至2小时，尤其是20min至2h以均质化，

-将具有供应气体的封闭雾化设备调节至-10℃至-120℃的露点，

-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，

-将硬化的粉末颗粒收集在气密性封闭容器中，其中

-颗粒具有5μm至250μm的粒度，

-粉末的颗粒是球状的，

-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，

-粉末具有2直至约8g/cm³的合金密度的堆积密度，

-将粉末在具有氩气的保护气体气氛下气密性包装。

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。

可考虑以下起始制造步骤：

-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，

-使母合金铸锭通过锯切分割成小片段，

-将母合金的片段在VIM炉中熔化，

或

-使限定称重量的合金元素对应于化学分析在VIM炉中熔化，

或

-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，

-使液态熔体保持5min至2小时，尤其是20min至2小时以均质化，

-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，

-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，

-将硬化的粉末颗粒收集在气密性封闭容器中，

-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，

-粉末的颗粒是球形的，

-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，

-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，

-将粉末在具有氩气的保护气体气氛下气密性包装。

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。

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。

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。

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：

0.01至80％

0.01至50％

0.01至30％

0.01至20％

0.01至10％

0.1至5％

0.5至10％

1至5％

2至3％。

或者，作为惰性气体，可以可选地使用氦气。

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。

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。

设备中的露点在-10至-120℃范围内。其优选在-30至-100℃范围内。

在粉末雾化中的压力可以优选为10至80巴。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

通常在此区分为：

采用粉末的3D打印

选择性激光烧结，和

选择性激光熔化

电子束熔化

激光沉积焊接

选择性电子束焊接等。

在此使用的缩写词如下定义：

VIM 真空感应熔炼

VIGA 真空惰性气体雾化设备(Vacuum Induction Melting and Inert GasAtomization)

VAR 真空电弧再熔化

VOD 真空吹氧脱碳

VLF 真空钢包炉

EIGA 电极感应熔炼气体雾化

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。

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

0.0至2％

0.0至0.5％

0.0至0.2％

0.0至0.1％

0.0至0.05％。

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：

4-5g/cm³

2-8g/cm³

2-7g/cm³

3-6g/cm³。

粉末的夹杂气体的量允许所制备的部件的低残余孔隙率。

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VDMAlloy 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。

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)。

获得了具有5μm至250μm的粒度的粉末。

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。

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。

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。

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 Inconel718Fabricated by EBM for As-Built and Heat-Treated Components；Metallurgicaland Materials Transactions B,第49B卷,2018]：

以J/mm³计

其中，激光功率(P)、扫描速度(v)、层厚度(d)和轨道间距(h)。

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。

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。

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”。

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)

批次	P10047	P10048	P10056	P10085	P10086
						C	0.022	0.0214	0.024	0.022	0.022
S	0.0005	0.0003	0.0005	0.0005	0.0005
						N	0.007	0.0068	0.007	0.006	0.005
Cr	17.86	17.76	17.81	17.64	17.64
						Ni	45.2	45.08	45.18	46.1	46.15
Mn	0.02	0.02	0.02	0.01	0.01
						Si	0.07	0.06	0.06	0.06	0.06
Mo	3.05	3.15	2.91	2.95	2.98
						Ti	0.3	0.3	0.3	0.31	0.31
Nb	5.24	5.45	5.53	5.39	5.42
						Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
Fe	0.88	0.75	0.72	0.64	0.63
						P	0.013	0.013	0.013	0.014	0.011
Al	2.12	2.12	2.08	2.18	2.13
						Mg	0.0002	0.00003	0.0003	0.001	0.001
Ca	0.0005	0.0001	0.0003	0.000	0.0002
						V	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
Zr	0.01	0.002	0.01	0.01	0.01
						W	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02
Co	25.15	25.21	25.28	24.61	24.57
						B	0.004	0.0035	0.004	0.004	0.004
Ta	0.005	0.01	0.005	0.005	0.005
						Se	0.0003		0.0003	0.0003	0.0003
Te	0.00005		0.00005	0.00005	0.00005
						Bi	0.00003		0.00003	0.00003	0.00003
O	0.002	0.001
						Sb	0.0005		0.0005	0.0005	0.0005
Ag	0.0001		0.0001	0.0001	0.0001

表2：通过雾化生产的粉末批次的化学组成

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。

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：

(a)高Cr含量保证材料在高的温度下改进的抗氧化性；

(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；

(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。

(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；

(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；

图1：合金的分析范围及其可焊接性(根据M.M.Attallah等人，“Additivemanufacturing of Ni-based superalloys:The outstanding issues”,MRS Bull.，第41卷第10期，第758–764页，201

图2：取决于γ′-相的热开裂敏感性(根据Cam&Sekhar)

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)。

在此改变以下元素和元素含量：

Cr：16/18/20％

Ni：43％至55.5％(余量元素)

Mo：3/3.5/4/6％

Ti：0.1/0.3/0.6/0.9/1.2/1.6/2.1％(至多3％)

Nb：3.5/4.0/5.0/5.4％

Ta：0.5/1/2％

Al：1.6/1.9/2.2/2.4/2.5/2.6/2.8/3.1/3.5/4.0％

Co：15/17.5/20/22.5/24.5/27.5％

W：0.5/1/2％

Hf：0.5/1/2％

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。

变体	420420	1	17	18	19	25	26	N1	N2
										C	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
										N	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	17.75	18	18	18	18	18	18	18	18
										Ni	45.96	46.018	45.718	45.418	45.118	46.318	46.618	44.718	44.218
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018
										Si	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	2.94	3	3	3	3	3	3	3	3
										Ti	0.31	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3
Nb	5.41	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4
										Ta	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
										Fe	0.67	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011
										Al	2.16	2.2	2.5	2.8	3.1	1.9	1.6	3.5	4.0
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
										Ca	0.0004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
										Zr	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02
										Co	24.63	24.5	24.5	24.5	24.5	24.5	24.5	24.5	24.5
Hf	0	0	0	0	0	0	0	0	0
										B	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002

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)

变体	420420	1	17	18	19	25	26	N1	N2
										y′固溶线(sol.)T-r(℃)	990	1016	1035	1053	1067	980	950	1083	1104
y′体积(％)，600℃	26	29	33.5	38	41	24.3	19.7	44.8	49.6
										Η固溶线T-r(℃)	1020	996	1008	0	0	998	966	0	0
η最大体积(％)	2.5	2.8	0.9	0	0	1.9	1.4	0	0
										η固溶线T-r(℃)		970	969	0	0	957	936	0	0
δ固溶线T-r(℃)	1060	1014	978	908	0	1022	1031	0	0
										δ体积(％)，600℃	2	4.5	2.4	0.7	0	6.7	8.2	0	0
σ固溶线T-r(℃)	-	774	811	850	881	734	699	919	961
										σ体积(％)，600℃	-	8.6	11.8	14	16	5.9	3.3	19.2	22.6

表3b-1：来自表3a的合金分析的计算的相性质

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。

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。

变体	1	17	18	19	25	26	N1	N2
									γ'[％]	31	34	36.6	39	29	26	43	47
γ'[nm]	24	25	25	26	23	21	27	27
									Rp0.2[MPa]
650℃	871	905	920	951	834	781	983	993
									700℃	875	910	926	957	824	784	989	1001
750℃	848	882	898	927	812	759	957	965
									800℃	690	745	791	842	633	570	920	927
850℃	474	515	547	583	431	382	627	802
									900℃	328	361	387	415	292	229	448	478

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

变体	1	17	18	19	25	26	N1	N2
									γ'[％]	31	34	36.6	39	29	26	43	47
γ'[nm]	24	25	25	26	23	21	27	27
									Rp0.2[MPa]
650℃	919	954	969	999	883	830	1031	1041
									700℃	923	958	974	1005	887	833	1037	1048
750℃	896	930	945	974	860	807	1005	1013
									800℃	690	745	791	842	633	570	967	974
850℃	474	515	547	583	431	382	627	802
									900℃	328	361	387	415	292	229	448	478

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

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。

变体	1	17	18	19	25	26	N1	N2
									γ'[％]	25	28.1	31.1	34.5	21.2	17.1	38	42.2
γ'[nm]	45	44	45	44	45	45	45	45
									Rp0.2[MPa]
650℃	896	966	1016	1082	824	742	1135	1154
									700℃	886	954	1004	1070	815	734	1123	1161
750℃	852	936	991	1056	764	670	1108	1164
									800℃	643	706	762	826	577	506	896	1153
850℃	502	552	595	646	450	393	701	901
									900℃	348	392	429	468	303	236	511	565

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

变体	1	17	18	19	25	26	N1	N2
									γ'[％]	25	28.1	31.1	34.5	21.2	17.1	38	42.2
γ'[nm]	45	44	45	44	45	45	45	45
									Rp0.2[MPa]
650℃	944	1014	1064	1130	872	791	1183	1201
									700℃	933	1002	1052	1117	863	782	1170	1208
750℃	852	936	1011	1095	764	670	1155	1211
									800℃	643	706	762	826	577	506	896	1178
850℃	502	552	595	646	450	393	701	901
									900℃	348	392	429	468	303	236	511	565

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

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。

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。

变体	1	17	18	19	25	26	N1	N2
									γ'[％]	25*(21)	28.1	31.1	34.5	21.2	17.1	38	42.2
γ'[nm]	64	62	62	61	64	64	62	62
									Rp0.2[MPa]
650℃	807	872	923	982	743	672	1033	1093
									700℃	797	861	912	970	735	664	1021	1080
750℃	787	850	900	957	725	646	1007	1066
									800℃	613	675	730	791	551	483	858	1049
850℃	472	521	564	612	424	371	664	860
									900℃	324	365	401	437	282	221	478	529

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

变体	1	17	18	19	25	26	N1	N2
									γ'[％]	24.8	28.1	31.1	34.5	21.2	17.1	38	42.2
γ'[nm]	64	62	62	61	64	64	62	62
									Rp0.2[MPa]
650℃	855	920	971	1030	792	720	1080	1141
									700℃	845	909	960	1018	783	712	1068	1128
750℃	822	897	947	1005	737	647	1054	1113
									800℃	613	675	730	791	551	483	858	1096
850℃	473	52	564	612	424	371	664	860
									900℃	324	365	401	437	282	221	478	529

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

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。

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。

变体	420420	1	8	9	10	11	36	37
									C	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
									N	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	17.75	18	18	18	18	18	18	18
									Ni	45.96	46.018	50.518	50.118	50.818	51.118	49.218	48.718
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018
									Si	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	2.94	3	3	3	3	3	3	3
									Ti	0.31	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3
Nb	5.41	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4
									Ta	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
									Fe	0.67	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011
									Al	2.16	2.2	2.2	2.6	1.9	1.6	3.5	4
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
									Ca	0.0004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
									Zr	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02
									Co	24.63	24.5	20	20	20	20	20	20
Hf	0	0	0	0	0	0	0	0
									B	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002

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)

变体	420420	1	HT1	HT2	HT1-a	HT2-a
							C	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
							N	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	17.75	18	18	18	18	18
							Ni	45.96	46.018	49.718	48.918	45.218	44.418
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018
							Si	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	2.94	3	3	3	3	3
							Ti	0.31	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3
Nb	5.41	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4
							Ta	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
							Fe	0.67	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011
							Al	2.16	2.2	3	3.8	3	3.8
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
							Ca	0.0004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
							Zr	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02
							Co	24.63	24.5	20	20	24.5	24.5
Hf	0	0	0	0	0	0
							B	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002

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

变体	420420	1	8	9	10	11	36	37
									y′固溶线T-r(℃)	990	1016	1013	1040	989	956	1086	1106
y′体积(％)，600℃	26	29	29	35	24	20	45.5	50
									η固溶线T-r(℃)	1020	996	0	0	0	0	0	0
η最大体积(％)	2.5	2.8	0	0	0	0	0	0
									η固溶线T-r(℃)		970	0	0	0	0	0	0
δ固溶线T-r(℃)	1060	1014	1000	960	1013	1021	0	0
									δ体积(％)，600℃	2	4.5	4.8	2.4	6.5	8.3	0	0
σ固溶线T-r(℃)	-	774	747	799	708	642	905	954
									σ体积(％)，600℃	-	8.6	6.5	10	4.3	1	17	21

表3d-1：来自表3c-1的合金分析的计算的相性质

变体	420420	1	HT1	HT2	HT1-a	HT2-a
							y′固溶线T-r(℃)	990	1016	1061	1099	1063	1098
y′体积(％)，600℃	26	29	40	48	40	48
							η固溶线T-r(℃)	1020	996	0	0	0	0
η最大体积(％)	2.5	2.8	0	0	0	0
							η固溶线T-r(℃)		970	0	0	0	0
δ固溶线T-r(℃)	1060	1014	659	0	0	0
							δ体积(％)，600℃	2	4.5	0.7	0	0	0
σ固溶线T-r(℃)	-	774	852.6	933	873	946
							σ体积(％)，600℃	-	8.6	13.4	19	15.8	21

表3d-2：来自表3c-2的合金分析的计算的相性质

变体	1	8	9	10	11	36	37	HT1	HT2	HT1-a	HT2-a
												γ'[％]	31	28	34.9	23	19	38	42	38	46	39	45
γ'[nm]	24	24	25	23	21	27	27	26	27	27	27
												Rp0.2[MPa]
650℃	871	856	933	852	796	971	1027	973	1022	956	990
												700℃	875	847	938	856	799	962	1034	979	1029	970	997
750℃	848	806	914	828	762	911	999	950	994	940	963
												800℃	690	608	701	580	518	806	914	765	885	833	925
850℃	474	414	497	402	352	555	645	544	627	578	654
												900℃	328	278	356	275	228	386	470	394	457	412	467

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

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。

变体	1	8	9	10	11	36	37	HT1	HT2	HT1-a	HT2-a
												γ'[％]	25	22	29.3	17	12	33	42	33	41	33	40
γ'[nm]	45	45	45	45	45	45	45	44	45	45	46
												Rp0.2[MPa]
650℃	896	878	987	811	724	1130	1197	1072	1190	1048	1152
												700℃	886	863	975	801	716	1112	1204	1059	1178	1036	1149
750℃	852	761	874	684	591	1079	1188	976	1160	1022	1134
												800℃	643	579	671	524	452	822	927	750	891	796	939
850℃	502	453	532	414	357	642	740	596	710	622	735
												900℃	348	312	383	280	228	458	553	437	530	453	541

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

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。

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。

变体	1	8	9	10	11	36	37	HT1	HT2	HT1-a	HT2-a
												γ'[％]	25	22	29.3	20	12	33	42	33	41	32	40
γ'[nm]	64	63	62	64	64	62	62	61	62	63	64
												Rp0.2[MPa]
650℃	807	794	921	731	656	1029	1108	971	1083	948	1055
												700℃	797	781	909	722	648	1011	1095	960	1070	937	1042
750℃	787	734	897	658	568	990	1080	941	1055	924	1028
												800℃	613	553	711	498	430	786	884	715	850	761	899
850℃	473	428	549	389	335	612	698	561	670	588	695
												900℃	324	291	357	259	212	442	516	407	494	423	506

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

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。

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

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℃。

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)

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％。

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。

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。

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。

变体	LB 250756	LB 250757	LB 250760
				C	0.022	0.020	0.019
S	0.0016	0.0010	0.0014
				N	0.003	0.003	0.003
Cr	18.15	18.08	17.90
				Ni	45.86	45.12	44.54
Mn	<0.01	<0.01	0.018
				Si	0.07	0.03	0.01
Mo	2.97	2.95	2.96
				Ti	0.27	0.31	0.31
Nb	5.44	5.37	5.39
				Ta
Cu	<0.01	<0.01	<0.01
				Fe	0.09	0.11	0.10
P	0.01	0.013	0.013
				Al	2.10	2.99	3.78
Mg	0.0005	0.0005	0.0005
				Ca
V	<0.01	<0.01	<0.01
				Zr	<0.01	<0.01	<0.01
W	<0.01	0.01	0.01
				Co	24.95	24.94	24.91
Hf	0	0	0
				B	0.005	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002

表3d-6：合金LB 250756、LB 250757和LB 250760的分析

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ASTM12，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。

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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。

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)。

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。

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。

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。

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

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。

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。

变体	LB 250756	P10231
			C	0.022	0.024
S	0.0016	0.0029
			N	0.003	0.004
Cr	18.15	17.7
			Ni	45.86	46.49
Mn	<0.01	<0.01
			Si	0.07	0.01
Mo	2.97	2.96
			Ti	0.27	0.29
Nb	5.44	5.42
			Ta		0.008
Cu	<0.01	<0.01
			Fe	0.09	0.08
P	0.01	0.012
			Al	2.10	2.14
Mg	0.0005	<0.001
			Ca		0.0002
V	<0.01	<0.01
			Zr	<0.01	<0.01
W	<0.01	<0.01
			Co	24.95	24.79
Hf	0
			B	0.005	0.003
O	0.002	0.012

表3d-19：合金LB 250756和P10231的分析

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。

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。

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。

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。

变体	420420	1	2	3	4
						C	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
						N	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	17.75	18	16	20	20
						Ni	45.96	46.018	48.018	44.018	46.018
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018
						Si	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	2.94	3	3	3	3
						Ti	0.31	0.3	0.3	0.3	0.3
Nb	5.41	5.4	5.4	5.4	5.4
						Ta	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
						Fe	0.67	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011
						Al	2.16	2.2	2.2	2.2	2.2
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
						Ca	0.0004	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
						Zr	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02
						Co	24.63	24.5	24.5	24.5	22.5
Hf	0	0	0	0	0
						B	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002

表4a：具有Cr含量、Ni含量和Co含量变化的选择的合金分析

变体	420420	1	2	3	4
						y′固溶线T-r(℃)	990	1016	1008	1010	1022
y′体积(％)，600℃	26	29	28	29	29
						η固溶线T-r(℃)	1020	996	1005	1032	0
η最大体积(％)	2.5	2.8	0.8	3.4	0
						η固溶线T-r(℃)		970	985	958	0
δ固溶线T-r(℃)	1060	1014	988	1119	1022
						δ体积(％)，600℃	2	4.5	4.5	4.5	4.8
σ固溶线T-r(℃)	-	774	0	865	853
						σ体积(％)，600℃	-	8.6	0	16	15

表4b：来自表4a的合金和相的计算的性质

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)。

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。

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。

变体	1	2	3	4
					γ'[％]	31	31	32	28
γ'[nm]	24	24	24	24
					Rp0.2[MPa]
650℃	871	870	870	880
					700℃	875	874	875	884
750℃	848	847	847	857
					800℃	690	635	753	722
850℃	474	439	511	496
					900℃	328	304	352	345

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

变体	1	2	3	4
					γ'[％]	25	23	26	26
γ'[nm]	45	46	44	44
					Rp0.2[MPa]
650℃	896	861	920	920
					700℃	886	851	909	909
750℃	852	763	897	897
					800℃	643	582	706	678
850℃	502	458	544	527
					900℃	348	315	380	370

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

变体	1	2	3	4
					γ'[％]	25	23	22	26
γ'[nm]	64	66	62	62
					Rp0.2[MPa]
650℃	807	773	831	831
					700℃	797	763	822	821
750℃	787	734	811	810
					800℃	613	553	676	649
850℃	472	430	516	498
					900℃	324	292	355	345

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

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。

变体	420420	1	5	6	7	8	16
								C	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
								N	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	17.75	18	18	18	18	18	18
								Ni	45.96	46.018	48.018	55.518	53.018	50.518	43.018
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018
								Si	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	2.94	3	3	3	3	3	3
								Ti	0.31	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3
Nb	5.41	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4
								Ta	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
								Fe	0.67	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011
								Al	2.16	2.2	2.2	2.2	2.2	2.2	2.2
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
								Ca	0.0004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
								Zr	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02
								Co	24.63	24.5	22.5	15	17.5	20	27.5
Hf	0	0	0	0	0	0	0
								B	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002

表5a：具有Ni含量和Co含量变化的选择的合金分析

变体	420420	1	5	6	7	8	16
								y′固溶线T-r(℃)	990	1016	1015	1005	1010	1013	944
y′体积(％)，于600℃	26	29	29	29	29	29	29
								η固溶线T-r(℃)	1020	996	0	0	0	0	1048
η最大体积(％)	2.5	2.8	0	0	0	0	14.5
								η固溶线T-r(℃)		970	0	0	0	0	770
δ固溶线T-r(℃)	1060	1014	1007	985	992	1000	932
								δ体积(％)，600℃	2	4.5	4.6	4.8	5	4.8	3.8
σ固溶线T-r(℃)	-	774	763	705	720	747	788
								σ体积(％)，600℃	-	8.6	7.7	4.8	6.2	6.5	10

表5b：来自表5a的合金和相的计算的性质

变体	420420	1	5	6	7	8	16
								y′固溶线T-r(℃)	990	1016	1015	1005	1010	1013	944
y′体积(％)，600℃	26	29	29	29	29	29	29
								η固溶线T-r(℃)	1020	996	0	0	0	0	1048
η最大体积(％)	2.5	2.8	0	0	0	0	14.5
								η固溶线T-r(℃)		970	0	0	0	0	770
δ固溶线T-r(℃)	1060	1014	1007	985	992	1000	932
								δ体积(％)，600℃	2	4.5	4.6	4.8	5	4.8	3.8
σ固溶线T-r(℃)	-	774	763	705	720	747	788
								σ体积(％)，600℃	-	8.6	7.7	4.8	6.2	6.5	10

表5b：来自表5a的合金和相的计算的性质

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。

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。

变体	1	5	6	7	8	16
							γ'[％]	31	31	31	31	31	31
γ'[nm]	24	24	24	24	24	24
							Rp0.2[MPa]
650℃	871	880	911	901	891	857
							700℃	875	884	915	905	895	861
750℃	848	857	823	868	868	834
							800℃	690	666	581	607	635	732
850℃	474	462	415	430	445	494
							900℃	328	322	294	303	313	336

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

变体	1	5	6	7	8	16
							γ'[％]	25	25	24	24	25	25
γ'[nm]	45	45	45	45	45	46
							Rp0.2[MPa]
650℃	896	894	874	881	895	889
							700℃	886	884	864	870	885	879
750℃	852	814	681	724	768	867
							800℃	643	619	531	560	590	678
850℃	502	486	426	446	467	523
							900℃	348	340	298	312	326	357

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

变体	1	5	6	7	8	16
							γ'[％]	25	25	24	24	25	25
γ'[nm]	64	64	63	63	64	65
							Rp0.2[MPa]
650℃	807	805	789	796	805	803
							700℃	797	795	780	786	796	793
750℃	787	784	653	696	738	783
							800℃	613	589	503	532	560	649
850℃	472	457	399	419	438	495
							900℃	324	315	276	290	302	334

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

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)。

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。

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。

变体	420420	1	20	22	23	24	11	12	13	14	15
												C	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
												N	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	17.75	18	18	18	18	18	18	18	18	18	18
												Ni	45.96	46.018	46.218	45.718	45.418	45.118	51.118	50.818	50.518	49.818	49.318
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018
												Si	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	2.94	3	3	3	3	3	3	3	3	3	3
												Ti	0.31	0.3	0.1	0.6	0.9	1.2	0.3	0.6	0.9	1.6	2.1
Nb	5.41	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4
												Ta	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
												Fe	0.67	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011
												Al	2.16	2.2	2.2	2.2	2.2	2.2	1.6	1.6	1.6	1.6	1.6
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
												Ca	0.0004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
												Zr	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02
												Co	24.63	24.5	24.5	24.5	24.5	24.5	20	20	20	20	20
Hf	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
												B	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002

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

变体	420420	1	N3	N4	N5
						C	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
						N	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	17.75	18	18	18	18
						Ni	45.96	46.018	46.218	45.718	45.718
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018
						Si	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	2.94	3	3	3	3
						Ti	0.31	0.3	1.0	2.0	3.0
Nb	5.41	5.4	5.4	5.4	5.4
						Ta	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
						Fe	0.67	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011
						Al	2.16	2.2	2.2	2.2	2.2
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
						Ca	0.0004	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
						Zr	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02
						Co	24.63	24.5	24.5	24.5	24.5
Hf	0	0	0	0	0
						B	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002

表6a-2：具有Ni含量和Ti含量变化的选择的合金分析

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。

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。

变体	1	20	22	23	24	11	12	13	14	15
											γ'[％]	31	30	33	35	36	19	27	29	33	36
γ'[nm]	24	23	24	25	25	21	22	23	24	24
											Rp0.2[MPa]
650℃	871	824	913	976	1021	796	864	914	1077	1156
											700℃	875	828	918	981	1027	799	868	918	1082	1162
750℃	848	802	892	956	1002	762	829	898	1051	1137
											800℃	690	651	740	795	847	518	573	614	750	829
850℃	474	443	504	560	597	352	390	450	551	613
											900℃	328	300	363	400	435	228	280	322	408	463

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

变体	1	20	22	23	24	11	12	13	14	15
											γ'[％]	25	23	28	30	32	16	16	22	28	32
γ'[nm]	45	46	44	44	42	45	45	44	42	41
											Rp0.2[MPa]
650℃	896	845	972	1024	1095	724	781	886	1059	1170
											700℃	886	836	961	1012	1083	716	772	875	1046	1156
750℃	852	800	928	998	1068	591	645	740	905	1023
											800℃	643	603	702	753	813	452	495	569	698	789
850℃	502	470	549	589	637	357	391	452	557	631
											900℃	348	319	388	424	467	228	276	318	411	475

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

变体	1	20	22	23	24	11	12	13	14	15
											γ'[％]	25	23	28	26	25	12	19	22	24	22
γ'[nm]	64	65	62	61	60	64	63	61	58	57
											Rp0.2[MPa]
650℃	807	764	877	927	982	656	732	802	957	1054
											700℃	797	755	866	916	970	648	723	792	945	1041
750℃	787	745	854	903	957	569	640	713	870	982
											800℃	613	577	670	720	774	430	486	542	664	749
850℃	472	444	518	557	599	335	380	425	523	591
											900℃	324	297	361	396	433	212	258	296	381	440

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

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。

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。

	1	N3	N4	N5
					γ'[％]	32	36	42	46
γ'[nm]	24	25	24	24
					Rp0.2
650	891	1001	1137	1257
					700	870	977	1109	1227
750	844	970	1080	1194
					800	689	812	1044	1155
850	473	573	698	1012
					900	327	413	508	712

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

	1	N3	N4	N5
					γ'[％]	31	35	41	46
γ'[nm]	24	25	24	23
					Rp0.2[MPa]
650	871	992	1108	1200
					700	875	997	1114	1207
750	848	972	1085	1169
					800	690	812	1049	1131
850	474	574	700	1004
					900	328	413	509	704

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

变体	1	N3	N4	N5
					γ'[％]	25	30	37	43
γ'[nm]	45	43	43	42
					Rp0.2[MPa]
650	896	933	1230	1386
					700	886	938	1215	1369
750	852	939	1198	1350
					800	643	747	970	1329
850	502	582	757	1088
					900	348	424	557	786

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

	1	N3	N4	N5
					γ'[％]	25	30	37	43
γ'[nm]	64	61	59	59
					Rp0.2[MPa]
650	807	941	1114	1246
					700	797	930	1100	1230
750	787	917	1085	1213
					800	613	735	928	1193
850	473	568	716	1035
					900	324	408	521	738

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

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℃。

变体	420420	1	20	21	22	23	24	25	26
										C	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
										N	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	17.75	18	18	18	18	18	18	18	18
										Ni	45.96	46.018	46.218	46.018	45.718	45.418	45.118	46.318	46.618
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018
										Si	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	2.94	3	3	3	3	3	3	3	3
										Ti	0.31	0.3	0.1	0.1	0.6	0.9	1.2	0.3	0.3
Nb	5.41	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4
										Ta	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
										Fe	0.67	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011
										Al	2.16	2.2	2.2	2.4	2.2	2.2	2.2	1.9	1.6
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
										Ca	0.0004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
										Zr	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02
										Co	24.63	24.5	24.5	24.5	24.5	24.5	24.5	24.5	24.5
Hf	0	0	0	0	0	0	0	0	0
										B	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002

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

变体	420420	1	20	21	22	23	24	25	26
										y′固溶线T-r(℃)	990	1016	1000	1013	995	986	979	980	950
y′体积(％)，600℃	26	29	28	30.5	30.4	32.5	35	24.3	19.7
										η固溶线T-r(℃)	1020	996	0	0	1060	1090	1120	998	966
η最大体积(％)	2.5	2.8	0	0	9.8	15	19	1.9	1.4
										η固溶线T-r(℃)		970	0	0	844	770	715	957	936
δ固溶线T-r(℃)	1060	1014	1011	1002	956	889	801	1022	1031
										δ体积(％)，600℃	2	4.5	4.7	3.7	4.3	3.3	3.1	6.7	8.2
σ固溶线T-r(℃)	-	774	756	784	803	825	849	734	699
										σ体积(％)，600℃	-	8.6	7.2	9.4	10	11.7	13.7	5.9	3.3

表7b：来自表7a的合金和相的计算的性质

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。

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。

变体	1	20	21	22	23	24	25	26
									γ'[％]	31	31	32	33	35	36	29	26
γ'[nm]	24	23	24	24	25	25	23	21
									Rp0.2[MPa]
650℃	871	823	854	913	976	1021	835	781
									700℃	875	827	858	918	981	1027	838	784
750℃	848	800	831	892	954	999	812	758
									800℃	690	650	688	739	795	846	633	568
850℃	474	442	471	514	559	595	432	380
									900℃	328	300	325	313	402	433	282	246

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

变体	1	20	21	22	23	24	25	26
									γ'[％]	25	23	25	28	30	32	21	17
γ'[nm]	45	46	46	44	44	43	45	45
									Rp0.2[MPa]
650℃	896	845	891	972	1026	1088	824	742
									700℃	886	834	880	960	1014	1076	814	733
750℃	852	799	856	928	1000	1061	763	669
									800℃	643	603	645	702	754	811	576	505
850℃	502	470	503	549	590	635	449	393
									900℃	348	318	347	378	425	463	294	252

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

变体	1	20	21	22	23	24	25	26
									γ'[％]	25	23	25	28	30	32	21	12
γ'[nm]	64	65	65	62	61	60	64	65
									Rp0.2[MPa]
650℃	807	801	804	876	928	982	743	669
									700℃	797	792	794	866	917	970	734	660
750℃	787	781	784	854	904	954	725	645
									800℃	613	622	616	670	721	775	550	481
850℃	472	476	475	518	558	599	424	370
									900℃	324	297	324	352	397	431	274	234

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

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。

变体	420420	1	27	28	29
						C	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
						N	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	17.75	18	18	18	18
						Ni	45.96	46.018	46.418	46.018	46.218
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018
						Si	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	2.94	3	3	3	3
						Ti	0.31	0.3	0.3	0.3	0.1
Nb	5.41	5.4	5	5	5
						Ta	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
						Fe	0.67	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011
						Al	2.16	2.2	2.2	2.6	2.6
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
						Ca	0.0004	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
						Zr	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02
						Co	24.63	24.5	24.5	24.5	24.5
Hf	0	0	0	0	0
						B	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002

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

变体	420420	1	27	28	29
						y′固溶线T-r(℃)	990	1016	1012	1032	1015
y′体积(％)，600℃	26	29	29	33.4	32
						η固溶线T-r(℃)	1020	996	0	0	0
η最大体积(％)	2.5	2.8	0	0	0
						η固溶线T-r(℃)		970	0	0	0
δ固溶线T-r(℃)	1060	1014	976	930	952
						δ体积(％)，600℃	2	4.5	3.3	1.6	1.9
σ固溶线T-r(℃)	-	774	748	791	772
						σ体积(％)，600℃	-	8.6	6.5	9.4	8.4

表8b：来自表8a的合金和相的计算的性质

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。

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。

变体	1	27	28	29
					γ'[％]	31	30.1	33.9	32.9
γ'[nm]	24	24	25	25
					Rp0.2[MPa]
650℃	871	868	907	880
					700℃	875	872	912	884
750℃	848	844	883	853
					800℃	690	671	736	701
850℃	474	463	511	484
					900℃	328	317	361	338

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

变体	1	27	28	29
					γ'[％]	25	23.7	28.1	26
γ'[nm]	45	45	45	45
					Rp0.2[MPa]
650℃	896	874	958	909
					700℃	886	864	947	899
750℃	852	823	928	876
					800℃	643	622	700	661
850℃	502	485	547	516
					900℃	348	332	388	361

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

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

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％。

变体	420420	1	30	31	32	33	34	35
									C	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
									N	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	17.75	18	18	18	18	18	18	18
									Ni	45.96	46.018	45.518	45.918	45.018	45.418	43.018	43.418
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018
									Si	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	2.94	3	3.5	3.5	4	4	6	6
									Ti	0.31	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3
Nb	5.41	5.4	5.4	5	5.4	5	5.4	5
									Ta	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
									Fe	0.67	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011
									Al	2.16	2.2	2.2	2.2	2.2	2.2	2.2	2.2
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
									Ca	0.0004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
									Zr	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02
									Co	24.63	24.5	24.5	24.5	24.5	24.5	24.5	24.5
B	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
									O	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002

表9a：具有Ni含量、Nb含量和Mo含量变化的选择的合金分析

变体	420420	1	30	31	32	33	34	35
									y′固溶线T-r(℃)	990	1016	1006	1009	1002	1009	996	1006
y′体积(％)，600℃	26	29	29	29	29.5	29	30	30
									η固溶线T-r(℃)	1020	996	1021	0	1024	0	1020	1004
η最大体积(％)	2.5	2.8	2.9	0	3.3	0	4.7	0.9
									η固溶线T-r(℃)		970	968	0	953	0	915	946
δ固溶线T-r(℃)	1060	1014	1000	971	993	964	981	956
									δ体积(％)，600℃	2	4.5	4.7	2.6	4.4	2.8	4.6	2.6
σ固溶线T-r(℃)	-	774	800	779	837	808	931	910
									σ体积(％)，600℃	-	8.6	8.5	7	9.3	7	11	8.9

表9b：来自表9a的合金和相的计算的性质

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。

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。

变体	1	30	31	32	33	34	35
								γ'[％]	31	31.4	30.7	31.5	30.8	31.9	30.7
γ'[nm]	24	24	24	24	24	24	24
								Rp0.2[MPa]
650℃	871	873	868	875	871	882	880
								700℃	875	877	872	879	875	886	884
750℃	848	850	844	852	846	855	853
								800℃	690	696	676	701	682	726	706
850℃	474	477	465	480	468	489	478
								900℃	328	329	321	331	322	332	325

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

变体	1	30	31	32	33	34	35
								γ'[％]	25	24.9	22.6	25	23.5	25.1	23.8
γ'[nm]	45	45	45	45	45	45	45
								Rp0.2[MPa]
650℃	896	900	849	904	874	914	890
								700℃	886	890	839	894	864	904	880
750℃	852	860	806	867	835	893	867
								800℃	643	648	607	653	629	673	651
850℃	502	505	473	509	490	522	505
								900℃	348	350	336	351	339	355	343

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

变体	1	30	31	32	33	34	35
								γ'[％]	25	24.9	22.6	25	23.5	25.1	23.8
γ'[nm]	64	64	64	64	64	64	64
								650	807	811	766	815	788	826	804
700	797	801	756	805	779	817	795
								750	787	791	746	795	769	806	785
800	613	619	580	624	601	644	623
								850	472	576	446	480	462	493	477
900	324	326	313	327	315	331	320

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

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。

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。

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

变体	420420	1	9	38	39	40	41	42	43	44	45	46	47	48
															y′固溶线T-r(℃)	990	1016	1040	1022	1044	1030	1037	1045	1038	1039	1039	1045	1048	1060
y′体积(％)，600℃	26	29	35	33	35	33.7	34.6	36.5	35.1	35.3	35.8	35	36	36
															η固溶线T-r(℃)	1020	996	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
η最大体积(％)	2.5	2.8	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
															η固溶线T-r(℃)		970	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
δ固溶线T-r(℃)	1060	1014	960	0	972	0	0	0	958	956	950	968	968	964
															δ体积(％)，600℃	2	4.5	2.4	0	2.7	0	0	0	2.3	2.6	2.5	2.3	2.3	2.3
σ固溶线T-r(℃)		774	799	719	818	744	762	798	816	826	852	819	838	875
															σ体积(％)，600℃		8.6	10	5.3	11	6.5	7.4	10	10.6	11.7	13	11.7	12.5	15

表10b：来自表10a的合金和相的计算的性质

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。

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

变体	1	9	38	39	40	41	42	43	44	45	46	47	48
														γ'[％]	25	29.3	22.8	30.5	24.9	26.4	28.9	29.6	29.9	30.4	30	31.4	33.7
γ'[nm]	45	45	44	44	44	44	44	44	44	44	44	44	44
														Rp0.2[MPa]
650℃	896	987	857	1016	903	935	986	999	1004	1015	1007	1033	1077
														700℃	886	975	847	1005	893	924	974	887	993	1003	995	1021	1065
750℃	852	874	754	909	793	829	891	886	895	914	900	936	1007
														800℃	643	671	577	698	607	635	682	680	686	699	690	718	770
850℃	502	532	455	554	480	502	540	539	544	553	547	569	609
														900℃	348	383	328	400	347	358	393	387	390	396	398	412	444

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

变体	1	9	38	39	40	41	42	43	44	45	46	47	48
														γ'[％]	25	29.3	22.8	30.5	24.9	26.4	28.9	29.6	29.9	30.4	30	31.4	33.7
γ'[nm]	64	62	62	62	62	62	62	62	62	62	62	62	62
														650	807	921	773	917	814	842	888	901	906	917	908	932	973
700	797	909	763	906	805	832	878	890	896	906	897	921	961
														750	787	897	726	875	763	798	859	852	861	890	868	901	948
800	613	711	549	664	578	604	650	647	653	666	657	683	733
														850	472	549	428	520	451	472	507	507	511	521	514	535	573
900	324	357	305	371	322	333	365	359	362	368	369	382	413

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

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。

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。

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。

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。

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

变体	420420	1	50	51	52	53	54	55	56	57
											y′固溶线T-r(℃)	990	1016	1040	1027	1026	1020	1065	1058	1064	1046
y′体积(％)，600℃	26	29	36	34.2	34.4	34.4	40	40.2	41	37.5
											η固溶线T-r(℃)	1020	996	0	0	0	0	0	0	0	0
η最大体积(％)	2.5	2.8	0	0	0	0	0	0	0	0
											η固溶线T-r(℃)		970	0	0	0	0	0	0	0	0
δ固溶线T-r(℃)	1060	1014	916	936	930	0	0	0	0	888
											δ体积(％)，600℃	2	4.5	1.6	1.9	1.6	0	0	0	0	0.75
σ固溶线T-r(℃)	-	774	840	823	850	829	806	846	860	824
											σ体积(％)，600℃	-	8.6	10.8	10	10.5	8.8	11	13.4	13.7	12

表11b：来自表11a的合金和相的计算的性质

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。

变体	1	50	51	52	53	54	55	56	57
										γ'[％]	31	35.1	34.2	34.3	32.5	36.8	37.9	39	36.4
γ'[nm]	24	23	23	23	23	27	26	26	25
										Rp0.2[MPa]
650℃	871	899	873	875	872	968	950	957	920
										700℃	875	904	877	880	876	973	956	962	925
750℃	848	877	849	852	847	937	927	930	897
										800℃	690	700	671	677	653	707	756	764	720
850℃	474	492	469	471	457	509	535	541	508
										900℃	328	351	330	331	322	374	386	391	364

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

变体	1	50	51	52	53	54	55	56	57
										γ'[％]	25	29.4	27.4	27.5	25.6	29.9	32.4	33.4	30.4
γ'[nm]	45	45	45	45	45	45	44	44	44
										Rp0.2[MPa]
650℃	896	991	943	947	910	982	1043	1061	1005
										700℃	886	980	932	937	899	971	1031	1049	993
750℃	852	891	845	853	814	882	960	982	912
										800℃	643	682	646	651	621	677	735	752	698
850℃	502	540	510	514	490	537	582	596	553
										900℃	348	388	364	366	348	398	429	437	404

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

变体	1	50	51	52	53	54	55	56	57
										γ'[％]	25	29.4	27.4	27.5	25.6	29.9	32.4	33.4	30.4
γ'[nm]	64	63	63	63	63	62	61	61	61
										Rp0.2[MPa]
650℃	807	896	853	857	823	891	946	962	911
										700℃	797	885	843	847	813	880	934	951	900
750℃	787	859	815	822	785	851	922	938	879
										800℃	613	650	616	621	593	646	701	717	667
850℃	472	508	481	484	462	506	549	562	552
										900℃	324	361	339	340	324	371	400	407	376

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

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。

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：

表12

第0组：标准物VDM alloy 780(表13)

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

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)。

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)。

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)。

变体	420420	1	27
				C	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005
				N	0.008	0.008	0.008
Cr	17.75	18	18
				Ni	45.96	46.018	46.518
Mn	0.018	0.018	0.018
				Si	0.065	0.065	0.065
Mo	2.94	3	3
				Ti	0.31	0.3	0.3
Nb	5.41	5.4	4.9
				Cu	0.01	0.01	0.01
Fe	0.67	0.43	0.43
				P	0.011	0.011	0.011
Al	2.16	2.2	2.2
				Mg	0.0008	0.0008	0.0008
Ca	0.0004	0.004	0.004
				V	0.002	0.002	0.002
Zr	0.002	0.002	0.002
				W	0.02	0.02	0.02
Co	24.63	24.5	24.5
				B	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002

表13：第0组

变体	5	6	7	8
					C	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
					N	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	18	18	18	18
					Ni	48.018	55.518	53.018	50.518
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018
					Si	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	3	3	3	3
					Ti	0.3	0.3	0.3	0.3
Nb	5.4	5.4	5.4	5.4
					Cu	0.01	0.01	0.01	0.01
Fe	0.43	0.43	0.43	0.43
					P	0.011	0.011	0.011	0.011
Al	2.2	2.2	2.2	2.2
					Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
Ca	0.004	0.004	0.004	0.004
					V	0.002	0.002	0.002	0.002
Zr	0.002	0.002	0.002	0.002
					W	0.02	0.02	0.02	0.02
Co	22.5	15	17.5	20
					B	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002

表14a：第1组

变体	5	6	7	8
					y′固溶线T-r(℃)	1015	1005	1010	1013
y′体积(％)，600℃	29	29	29	29
					η固溶线T-r(℃)	0	0	0	0
η最大体积(％)	0	0	0	0
					η固溶线T-r(℃)	0	0	0	0
δ固溶线T-r(℃)	1007	985	992	1000
					δ体积(％)，600℃	4.6	4.8	5	4.8
σ固溶线T-r(℃)	763	705	720	747
					σ体积(％)，600℃	7.7	4.8	6.2	6.5

表14b：第1组

变体	9	28	29	39	46	51	52
								C	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
								N	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	18	18	18	18	18	18	18
								Ni	50.118	46.218	46.418	49.618	49.608	49.238	48.738
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018
								Si	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	3	3	3	3	3	3.5	4
								Ti	0.3	0.3	0.1	0.3	0.3	0.1	0.1
Nb	5.4	4.9	4.9	5.4	5.4	5	5
								Ta	0	0	0	0.5	0.01	0.5	0.5
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
								Fe	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011
								Al	2.6	2.5	2.5	2.6	2.6	2.6	2.6
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
								Ca	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
								Zr	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02	0.02	0.02	0.5	0.5
								Co	20	24.5	24.5	20	20	20	20
Hf	0	0	0	0	0.5	0	0
								B	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002

表15a：第2组

变体	9	28	29	39	46	51	52
								y′固溶线T-r(℃)	1040	1032	1015	1044	1045	1027	1026
y′体积(％)，600℃	35	33.4	32	35	35	34.2	34.4
								η固溶线T-r(℃)	0	0	0	0	0	0	0
η最大体积(％)	0	0	0	0	0	0	0
								η固溶线T-r(℃)	0	0	0	0	0	0	0
δ固溶线T-r(℃)	960	930	952	972	968	936	930
								δ体积(％)，600℃	2.4	1.6	1.9	2.7	2.3	1.9	1.6
σ固溶线T-r(℃)	799	791	772	818	819	823	850
								σ体积(％)，600℃	10	9.4	8.4	11	11.7	10	10.5

表15b：第2组

变体	38	40	41	53
					C	0.021	0.021	0.021	0.021
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
					N	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	18	18	18	18
					Ni	51.508	51.018	50.518	49.218
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018
					Si	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	3	3	3	4
					Ti	0.3	0.3	0.3	0.1
Nb	4	4	4	4.5
					Ta	0.01	0.5	1	0.5
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01
					Fe	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011
					Al	2.6	2.6	2.6	2.6
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
					Ca	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002
					Zr	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02	0.5
					Co	20	20	20	20
Hf	0	0	0	0
					B	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002

表16a：第3组

变体	38	40	41	53
					y′固溶线T-r(℃)	1022	1030	1037	1020
y′体积(％)，600℃	33	33.7	34.6	34.4
					η固溶线T-r(℃)	0	0	0	0
η最大体积(％)	0	0	0	0
					η固溶线T-r(℃)	0	0	0	0
δ固溶线T-r(℃)	0	0	0	0
					δ体积(％)，600℃	0	0	0	0
σ固溶线T-r(℃)	719	744	762	829
					σ体积(％)，600℃	5.3	6.5	7.4	8.8

表16b：第3组

变体	43	44	45	47	48	50	57
								C	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.021	0.018
S	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005	0.0005
								N	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008	0.008
Cr	18	18	18	18	18	18	18
								Ni	49.628	49.128	48.128	49.108	48.108	49.038	49.518
Mn	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018	0.018
								Si	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065	0.065
Mo	3	3	3	3	3	3.5	3
								Ti	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3	0.3	0.1
Nb	5.4	5.4	5.4	5.4	5.4	5	5
								Ta	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.5	1
Cu	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01	0.01
								Fe	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011	0.011
								Al	2.6	2.6	2.6	2.6	2.6	2.6	2.8
Mg	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008	0.0008
								Ca	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
								Zr	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002
W	0.5	1	2	0.02	0.02	0.5	0.02
								Co	20	20	20	20	20	20	20
Hf	0	0	0	1	2	0	0
								B	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002	0.002

表17a：第4组

变体	43	44	45	47	48	50	57
								y′固溶线T-r(℃)	1038	1039	1039	1048	1060	1040	1046
y′体积(％)，600℃	35.1	35.3	35.8	36	36	36	37.5
								η固溶线T-r(℃)	0	0	0	0	0	0	0
η最大体积(％)	0	0	0	0	0	0	0
								η固溶线T-r(℃)	0	0	0	0	0	0	0
δ固溶线T-r(℃)	958	956	950	968	964	916	888
								δ体积(％)，600℃	2.3	2.6	2.5	2.3	2.3	1.6	0.75
σ固溶线T-r(℃)	816	826	852	838	875	840	824
								σ体积(％)，600℃	10.6	11.7	13	12.5	15	10.8	12

表17b：第4组

变体	42	55	56
				C	0.021	0.018	0.018
S	0.0005	0.0005	0.0005
				N	0.008	0.008	0.008
Cr	18	18	18
				Ni	49.518	49.318	49.218
Mn	0.018	0.018	0.018
				Si	0.065	0.065	0.065
Mo	3	3	3
				Ti	0.3	0.1	0.1
Nb	4	5	5
				Ta	2	1	1
Cu	0.01	0.01	0.01
				Fe	0.43	0.43	0.43
P	0.011	0.011	0.011
				Al	2.6	3	3.1
Mg	0.0008	0.0008	0.0008
				Ca	0.004	0.004	0.004
V	0.002	0.002	0.002
				Zr	0.002	0.002	0.002
W	0.02	0.02	0.02
				Co	20	20	20
Hf	0	0	0
				B	0.004	0.004	0.004
O	0.002	0.002	0.002

表18a：第5组

变体	42	55	56
				y′固溶线T-r(℃)	1045	1058	1064
y′体积(％)，600℃	36.5	40.2	41
				η固溶线T-r(℃)	0	0	0
η最大体积(％)	0	0	0
				η固溶线T-r(℃)	0	0	0
δ固溶线T-r(℃)	0	0	0
				δ体积(％)，600℃	0	0	0
σ固溶线T-r(℃)	798	846	860
				σ体积(％)，600℃	10	13.4	13.7

表18b：第5组

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：

Al 1.8–2.4重量％

Co 15–23重量％

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 Alloy780HT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。

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 Alloy780HT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。

Al 2.4–3.0重量％

Co 18–22重量％

Nb 3.5–5.0重量％

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 Alloy780HT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。

Al 2.4–3.0重量％

Co 18–22重量％

Nb 4.5–6.0重量％

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 Alloy780HT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。

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。

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：

-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。

-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。

Claims

1.用于粉末的镍钴合金，其中含量(以重量％计)如下所限定：

2.根据权利要求1所述的合金，其中该合金具有如下所限定的含量(以重量％计)：

3.根据权利要求1或2所述的合金，其中应当满足下列要求和标准：

Mo+W≥2.5

0.0005<B+Zr+P<0.15

S+Se+Bi+Pb<0.1

900℃<y'固溶线<1130℃

20％<y'体积比例<45％，在析出退火状态下。

4.根据权利要求1至3任一项所述的合金，其中该合金具有以下含量(以重量％计)：Al为1.8-2.4；Co为15-23。

5.根据权利要求1至3任一项所述的合金，其中该合金具有以下含量(以重量％计)：Al为2.3-2.8；Co为19-25，Nb为4.5-5.5；Mo为3.0-5.0。

6.根据权利要求1至3任一项所述的合金，其中该合金具有以下含量(以重量％计)：Al为2.4-3.0；Co为18-22；Nb为3.5-5.0。

7.根据权利要求1至3任一项所述的合金，其中该合金具有以下含量(以重量％计)：Al为2.4-3.0；Co为18-22，Nb为4.5-6.0。

8.根据权利要求1至3任一项所述的合金，其中该合金具有以下含量(以重量％计)：Al为2.4-3.3；Co为18-22，Nb为3.8-6.0；Ta为0.5-2.5。

9.由根据权利要求1至8任一项的镍钴合金制备粉末的方法，通过以下步骤进行：

-将合金在VIM炉中熔化，

-使液态熔体保持5min至2小时，尤其是20min至2h以均质化，

-使熔体通过喷嘴向气体流速为2m³/min至150m³/min的气流中吹送，

-将硬化的粉末颗粒收集在气密性封闭容器中，其中

-颗粒具有5μm至250μm的粒度，

-粉末的颗粒是球状的，

-粉末具有2直至约8g/cm³的合金密度的堆积密度，

-将粉末在具有氩气的保护气体气氛下气密性包装。

10.根据权利要求9所述的方法，其中

-首先通过在VIM炉、VIM/ESU、VIM/ESU/VAR、VIM/VAR、VOD或VLF中熔化，按需要随后在ESU和/或VAR中再熔化，生产具有限定的化学分析的母合金铸锭形式的合金，

-使母合金铸锭通过锯切分割成小片段，

-将母合金的片段在VIM炉中熔化。

11.根据权利要求9或10所述的方法，其特征在于，供应气体是惰性气体。

12.根据权利要求9至11任一项所述的方法，其特征在于，供应气体是氩气。

13.根据权利要求9至12任一项所述的方法，其特征在于，在其中进行雾化的气流是氩气。

14.根据权利要求9至13任一项所述的方法，其特征在于，在其中进行雾化的气流是氮气。

15.根据权利要求9至14任一项所述的方法，其特征在于，在其中进行雾化的气流是氮气和氩气的混合物。

16.根据权利要求9至15任一项所述的方法，其特征在于，雾化以0.5至80kg/min进行。

17.根据权利要求9至16任一项所述的方法，其中采用对由此打印的构件待进行的以0.5h至10h的退火时长的介于300℃与600℃之间的去应力退火，和介于30分钟与30小时之间的退火时长的介于850℃与1250℃之间的固溶退火温度，和退火温度在600℃与900℃之间的范围内和退火时长在1至30小时范围内一个阶段或两个阶段的析出热处理，以调节0.5μm–2000μm的限定的晶粒尺寸，γ’相的比例(>25％)和粒度(10-300nm)，和高的机械强度性质(与合金1相比相同或更高)。

18.根据权利要求1至8任一项的粉末的用途，所述粉末被制备用于零件或构件的增材制造或HIP。

19.根据权利要求1至8任一项的粉末的用途，所述粉末被制备用于在零件或构件上的层的增材制造或HIP。

20.根据权利要求1至8任一项的粉末的用途，所述粉末被制备用于制造涡轮机的零件。

21.根据权利要求1至8任一项的粉末的用途，所述粉末被制备用于制造石油和天然气工业用的零件。

22.根据权利要求1至8任一项的粉末的用途，所述粉末被制备用于制造阀或法兰。

23.根据权利要求1至8任一项的粉末的用途，所述粉末被制备用于制造汽车工业用的零件。

24.根据权利要求1至8任一项的粉末的用途，所述粉末被制备用于制造化学工艺工业和炉构造用的零件。