CN102764891A - 控制锻造析出强化合金晶粒尺寸的方法及由此形成的构件 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及控制锻造析出强化合金晶粒尺寸的方法及由此形成的构件，提供了构件以及加工由析出强化合金制得的这种构件的方法，使得在过固溶线热处理之后，构件表现出期望的晶粒尺寸。该方法包括固结合金的粉末以形成具有平均晶粒尺寸的坯料。坯料然后在低于固溶线温度的温度下被锻造，以形成具有不比坯料的晶粒尺寸更粗的平均晶粒尺寸的锻件(10)。然后以至少5％的总应变锻造该坯料，此后，在低于固溶线温度的温度下对锻件(10)的至少一部分(14)进行热处理，以钉扎该部分(14)内的晶粒。然后，整个锻件(10)可在高于合金固溶线温度的温度下进行热处理，而不粗化部分(14)中的晶粒。

Description

控制锻造析出强化合金晶粒尺寸的方法及由此形成的构件
技术领域
本发明大体涉及用于加工金属合金的方法。更特别地，本发明涉及用于生产锻造超级合金制品的方法，其中，在过固溶线(supersolvus)热处理之后，锻造制品中的细晶粒尺寸能够保持，使得该制品的特点在于带有期望的晶粒尺寸的微观结构。
背景技术
用于发电工业中的固定式(land-based)燃气涡轮发动机的转子构件通常由铁基或镍基合金形成。对于某些高级的固定式燃气涡轮发动机，例如通用电气公司的H和FB级燃气涡轮，转子构件目前由伽马双撇号(gamma double-prime)(γ″)析出强化的镍基超级合金形成，如合金718和合金706。例如，轮(盘)和间隔件已由铸锭形成，该铸锭在高于或低于该合金的固溶线温度(典型地在大约1750°F至大约2100°F(大约954℃至大约1150℃)的范围中)被制坯及锻造，以获得构件所期望的轮廓。目前最佳的加工实践通常导致相对粗晶粒的微观结构在坯料中(如，ASTM00或更大)以及最终锻件中(如，ASTM2至7)(全文涉及的ASTM晶粒尺寸是根据由美国材料与试验协会建立的标准刻度)。粗晶粒是某些区域/构件所期望的，而细晶粒常常是其它区域/构件所期望的。例如，盘受益于在它们的边缘处具有相对粗的晶粒以促进它们对蠕变和疲劳裂纹生长的抵抗，而它们的中心(hub)(孔)受益于较细的晶粒以促进它们对低周疲劳(LCF)和爆裂(burst)性质的抵抗。
用于航空燃气涡轮发动机的转子构件已通常由粉末冶金(PM)工艺形成，已知粉末冶金工艺提供蠕变、拉伸和疲劳裂纹生长性质的良好平衡，以满足航空燃气涡轮发动机的性能要求。典型地，通过以某种形式(例如挤出固结或热等静压(HIP))固结金属粉末以产生细晶粒的坯料(如，ASTM8或更细)，从而生产粉末金属构件。该坯料然后在稍低于合金的γ′固溶线温度的温度下被等温锻造或热模锻造而接近超塑性成形条件，该超塑性成形条件允许在不积累显著的冶金应变的情况下通过积累高的几何应变来填充模腔。锻造工艺通常保持材料中的细晶粒尺寸同时获得构件所期望的轮廓，此后，最终热处理在完成机械加工之前进行，以完成制造过程。与用于固定式燃气涡轮发动机的高级涡轮系统不同，用于航空燃气涡轮发动机的PM转子构件已通常由伽马撇号(γ′)析出强化的镍基超级合金形成，该镍基超级合金具有那些零件所要求的非常高的温度和应力承受能力。为了提高高温下的抗蠕变性、抗疲劳裂纹生长性以及其它机械性能，这些合金的最终热处理可以在它们的γ′固溶线温度以上进行(通常称为过固溶线热处理)，以导致晶粒的明显粗化。在转子盘的边缘处获得相对粗晶粒并且在其中心获得相对细晶粒的客观需要被加内什(Ganesh)等的美国专利No.5,527,020证实，该专利公开了一种用于选择性地对盘的边缘进行热处理的热处理工艺和装置，以便在维持中心的较细晶粒结构的同时导致盘中的晶粒生长。
用于大型发电涡轮机中的镍基超级合金转子，通常已不要求更高温度γ′合金或该晶粒粗化工艺来实现它们的任务和构件机械性质需求，尽管可以预见在未来某天可能需要这种更高温度合金来增加涡轮效率或增加构件寿命。
在包括热锻操作的常规制造工序期间，很宽范围的局部应变和应变速率可能引入材料中，这可在锻后过固溶线热处理期间导致不均匀的临界晶粒生长。如本文所用的临界晶粒生长(CGG)是指合金中随机的局部过度晶粒生长，这导致其直径超过由该合金形成的制品所期望的晶粒尺寸范围的晶粒的形成。明显超过所期望的晶粒尺寸范围的晶粒的存在可显著降低制品的抗低周疲劳性并可对制品的其它机械性质(如拉伸强度和疲劳强度)有负面影响。克鲁格(Krueger)等的美国专利No.4,957,567教导了一种用于通过控制在热锻操作期间经历的局部应变速率来消除细晶镍基超级合金构件中的临界晶粒生长的工艺。克鲁格(Krueger)等教导了，局部应变速率必须大体上保持低于临界值，以避免临界晶粒生长。在尹(Yoon)等的美国专利No.5,529,643和雷蒙德(Raymond)等的美国专利No.5,584,947的指导下，已实现了最终晶粒尺寸的控制的进一步改进，其中美国专利No.5,529,643设置了锻造期间最大应变速率梯度的上限，美国专利No.5,584,947教导了最大应变速率和化学控制的重要性。例如，雷蒙德等教导了针对在商业上已知为René88DT(美国专利No.4,957,567)的γ′镍基超级合金的低于约0.032每秒(s-1)的上限应变速率。休伦(Huron)等的美国专利申请公开No.2009/0000706教导了，通过增加René88DT的碳含量，在没有临界晶粒生长的情况下，高达约0.1s-1的应变速率是可能的。
上述努力证实了用于形成旋转构件的合金中的晶粒尺寸控制的重要性，所述旋转构件用于对抗蠕变性和抗疲劳性要求严格的高温和高应力应用中。控制晶粒尺寸连同合金的其它机械性质可能对构件寿命和成本有直接影响。然而，对于诸如盘的构件的不断进行的挑战是，需要同时用较粗晶粒提高蠕变寿命并用较细晶粒提高疲劳寿命。如上所述，由铸锭和锻锭生产的典型锻件通常具有相对粗的最终晶粒尺寸(例如，ASTM2至7)，其难以细化而形成转子盘的中心区域所期望的更小晶粒尺寸。另一方面，由PM坯料生产的锻件产生了细得多的晶粒尺寸(例如，ASTM8或更细)，其然后需要能够粗化边缘中的晶粒而不会导致临界晶粒生长的热处理。因此，当试图在单个锻件内实现不同晶粒尺寸时，遇到了重大挑战。
发明内容
本发明提供了构件以及加工由析出强化合金制得的这种构件的方法，使得在过固溶线热处理后，构件的特征在于晶粒尺寸，如果期望的话，该晶粒尺寸可以在合金的不同区域内不同。
该方法包括形成金属合金的粉末，然后在低于合金固溶线温度的温度下固结该粉末，并形成具有平均晶粒尺寸的坯料。然后在低于合金固溶线温度的温度下锻造该坯料，以形成具有不比该坯料的平均晶粒尺寸更粗的平均晶粒尺寸的锻件。锻造该坯料，以便实现至少5％的总应变。然后在低于合金固溶线温度的温度下对锻件的至少一部分进行热处理，以钉扎该部分内的晶粒。然后在高于合金固溶线温度的温度下对整个锻件进行热处理，以溶解锻件中的析出物而不粗化第一部分中的晶粒。在锻件的冷却之后，锻件的所述部分内的平均晶粒尺寸优选地在坯料的平均晶粒尺寸的1或2ASTM尺寸内，并且更优选地不比坯料的平均晶粒尺寸更粗。
本发明的另一方面是一种由包括上述步骤的工艺生产的锻件，例如燃气涡轮发动机盘。
本发明的一个显著优点是，在后续的过固溶线热处理期间，能够抑制锻件的一个或更多区域内的晶粒生长，以实现那些区域内的平均晶粒尺寸的显著控制。以这种方式，由该锻件生产的构件的机械性质，例如抗蠕变性和抗疲劳裂纹生长性，作为具有相对粗的晶粒的结果可在锻件的某些区域中实现，而不同的机械性能，例如抗低周疲劳性和爆裂强度，可在锻件的其它区域中实现。这种能力在燃气涡轮发动机的旋转硬件中是特别有益的，旋转硬件例如固定式燃气涡轮发动机和航空燃气涡轮发动机的转子盘。
根据下面的详细描述，将更好地意识到本发明的其它方面和优点。
附图说明
图1示意性地表示了可根据本发明加工的一种类型的锻件。
图2示意性地表示了在图1的锻件的有限部分上选择性地进行的热处理。
图3示意性地表示了在图1和图2的整个锻件上进行的热处理。
图4示意性地表示了由图2和图3所描绘的热处理得到的锻件。符号说明：
10、110    锻件
12、112    边缘
14、114    中心
16、116    区域
18、118    元件
具体实施方式
本发明大体上涵盖可在多种合金且尤其是能够用析出物硬化/强化的合金上进行的加工。特别值得注意的示例包括γ″析出强化的镍基超级合金，其中，镍和铌在存在铁的情况下结合而在包含镍和铬、钼及铁中的一种或多种的伽马(γ)基体中形成体心立方(bct)Ni3Nb析出物的强化相。其它值得注意的示例包括γ′析出强化的镍基超级合金，其中，铬、钨、钼、铼和/或钴是与镍结合而形成γ基体的主要合金元素，而铝、钛、钽、铌和/或钒是与镍结合而形成期望的γ′析出物的强化相(主要是Ni3(Al，Ti))的主要合金元素。这些合金的析出物可以通过加热合金到它们的固溶线(溶解)温度以上而被溶解(溶化)，并且通过在它们的固溶线温度以下进行的适当的时效处理而被再次析出。可锻造这些合金而产生具有高温承受能力的各种高强度构件，包括固定式燃气涡轮发动机和航空燃气涡轮发动机的旋转构件。本发明的特别兴趣是固定式涡轮发动机的盘，然而本发明不限于此。
下文描述了用于通过锻造上述类型的合金以在涡轮盘的中心产生比其边缘处更细(更小)的平均晶粒尺寸从而生产涡轮盘的工艺，边缘周向地围绕中心。中心的更细晶粒尺寸提高了诸如抗低周疲劳(LCF)性和爆裂强度的性质，而边缘的较粗(较大)晶粒尺寸提高了其对蠕变和疲劳裂纹生长的抵抗。对于由γ″析出强化镍基超级合金形成的固定式燃气涡轮发动机的涡轮盘而言，中心的优选平均晶粒尺寸通常不大于ASTM8，例如ASTM8到10或者更细，并且边缘的优选平均晶粒尺寸通常大于ASTM8，例如ASTM2到7或者更大。本发明确定了加工参数，通过该加工参数，可在析出强化的合金中实现期望的晶粒尺寸分布，其可包括合金的某些区域内的平均晶粒尺寸的改进控制。根据本发明的一个方面，通过进行锻后低于固溶线(subsolvus)热处理，可实现更细的平均晶粒尺寸，该锻后低于固溶线热处理用于通过在晶界上提供钉扎作用而在随后的过固溶线热处理期间阻止晶粒粗化。这种作用优选地应用于在包括高的总应变的锻造条件下生产的细晶锻件。
本发明的上述方面将参照图1至图4进行论述，图1至图4表示了在固定式燃气涡轮发动机的涡轮盘上进行的加工步骤。然而，本领域技术人员将会意识到，本发明的教导和优点可适用于众多其它的构件。
该工艺一开始包括由析出强化合金生产细晶坯料(未示出)，析出强化合金例如为γ″析出强化镍基超级合金。坯料优选地具有细晶粒尺寸，更优选地ASTM8或者更细的平均晶粒尺寸，例如ASTM8至大约ASTM10，甚至细达ASTM14至16。除了提高在锻造过程中有益的超塑性外，坯料的细晶粒尺寸还提供了盘的中心所期望的细晶微观结构的基础，如将在下面变得明显的。根据本发明的优选方面，通过固结粉末来生产细晶坯料，例如通过热等静压加工(HIP)或其它已知的固结技术。一种优选的粉末生产技术是常规的氩气雾化工艺，然而其它粉末生产技术是可能的并且也在本发明的范围内。此外，有可能可使用诸如喷铸成形、铸造和锻造等的其它技术来生产细晶坯料。在任何情形下，坯料在包括指定的温度范围的条件下成形，以产生所期望的细晶粒尺寸。
热等静压(HIP)是用于使坯料成形为具有大约ASTM8或更细的平均晶粒尺寸并实现99％或更高的理论密度的优选工艺。利用该工艺，已实现了ASTM14至16的晶粒尺寸。重要的是，该步骤在低于合金固溶线温度的温度下进行，以避免晶粒生长和任何析出物溶解。HIP特别好地适合于该目的，因为在低于析出强化镍基合金的固溶线温度的温度下可用HIP实现的低应变速率。在锻造坯料之前，可以在低于合金固溶线温度的温度下进行预热步骤，以避免晶粒的粗化和由之前步骤有利地实现的超塑性的损失。然后在低于合金固溶线温度的温度下锻造(热加工)坯料，以生产具有对于盘而言合适的几何形状(轮廓)的锻件，以及保持大约ASTM8或更细的平均晶粒尺寸。
现有技术已寻求在锻造期间限制总应变以避免在后续热处理期间的临界晶粒生长，而本发明寻求在锻造期间确保坯料中的足够的总应变。总应变为至少5％，更优选地至少10％至大约20％。最佳应变水平由成分、微观结构和温度决定，并且对于给定的合金而言可以通过在各种应变速率条件下使试样变形且然后进行合适的过固溶线热处理来确定。认为不足和过度的总应变导致了不能控制锻件的临界区域中的晶粒生长。对于大型锻件内的区域而言合适的应变水平可以通过在小的实验室样品上进行试验且然后使用建模技术预测锻件内的局部变形行为而分析预测。此外，对于进行锻造操作而言合适的工具和设备是公知的，因此本文将不论述任何细节。
除了上文公开的受控的总应变水平，锻造操作需要在合金固溶线温度以下进行，换而言之，在低于固溶线温度下进行，以避免任何析出物溶解和晶粒生长。优选地，合金被维持在低于合金固溶线温度至少5℃的温度，并且更优选地，低于固溶线温度约15℃至约35℃。
图1示意性地表示了根据上述处理步骤加工的盘锻件10。盘10被表示为包括包围中心14的边缘12，其中，孔(未示出)随后被限定，以将盘安装到转子轴(未示出)。在锻造操作之后，锻件10在低于固溶线温度下经历热处理。更优选地，为了在随后的在整个锻件10上进行的过固溶线(溶解)热处理期间(图3)保持中心14内的细晶粒，仅仅锻件10的包括中心14的部分经历低于固溶线热处理，而包括边缘12的部分被维持在低于合金固溶线温度的温度。为此目的，图2示意性地表示了一对加热元件18，其接近或接触中心14并且随意地边缘12和中心14之间的锻件10的腹板(web)区域16。加热元件18可以是能够选择性地加热锻件10的区域的任何合适类型，例如电加热元件。在一些情形下，可能期望将边缘12与加热元件18热隔绝，并且/或者在该步骤期间可选择性地冷却边缘12。
与锻造操作一样，在中心12上进行的锻后低于固溶线热处理需要具有低于合金固溶线温度的最高温度，以避免晶粒生长和任何析出物溶解。优选地，中心14被加热至低于合金固溶线温度至少50℃的温度，而且更优选地，低于固溶线温度大约50℃至大约120℃。对于γ″析出强化镍基超级合金，认为合适的范围是大约1500°F至大约1800°F(大约815℃至大约980℃)。优选地，中心14保持在低于固溶线温度大约2小时至大约6小时，并且更优选地，大约4小时至大约6小时。虽然并不希望被限定至任何特定理论，但是认为低于固溶线热处理导致了钉扎作用，其中，锻件10的晶界被钉扎并且因此在后续的过固溶线热处理期间阻止了晶粒生长(下文论述)。认为钉扎作用是在细晶晶界处减少了应变能/位错能的结果，使得在过固溶线热处理期间没有足够的能量来导致晶粒生长。
从形成粉末这点起，上文所描述的加工将合金维持在低于其固溶线温度的温度。此时，优选地，通过将整个锻件10加热至高于其合金的固溶线温度(但低于初始熔化温度)的温度，整个锻件10经历过固溶线热处理，如在图3中示意性地表示的。合适的过固溶线温度通常为高于合金固溶线温度大约15℃至30℃。对于γ″析出强化的镍基超级合金，认为过固溶线热处理的合适范围是大约1900°F至大约2000°F(大约1040℃至大约1090℃)。如本领域中已知的，过固溶线热处理用于溶化(溶解)合金中的析出物并使其晶粒结构再结晶。虽然整个锻件10经受过固溶线热处理并且中心14内的析出物也被溶解，但是作为利用前述低于固溶线热处理实现的中心14内的钉扎作用的结果，在该过固溶线热处理期间，仅仅边缘12内的晶粒经历晶粒生长。优选地，锻件10在过固溶线温度下保持足以使合金的所有成分溶解的时间，例如，大约4小时至大约6小时。优选地，过固溶线热处理的温度和持续时间在边缘12内导致了足够的晶粒生长(粗化)而实现了大于ASTM8的晶粒尺寸，例如ASTM2到7或更大。相反，中心14内的晶粒尺寸优选地不经历粗化并因此优选地在坯料平均晶粒尺寸的1或2ASTM尺寸内，且更优选地至少与刚锻好的(as-forged)锻件10(图1)的晶粒同样细，例如ASTM8或更细，并且更优选地ASTM8至10。
在过固溶线热处理之后，以适当的速率冷却锻件10，以使γ基体内或晶界处的析出物再次析出，以便实现盘所期望的特定机械性质。合适的冷却步骤的示例包括仅仅受控空气冷却或受控空气冷却后在油或另一合适介质中淬火。如果期望减小残余应力并形成析出物，锻件10也可使用已知技术进行时效处理，例如在高于合金时效温度的温度下使用短的应力释放循环。在锻件10的所有热处理完成后(图4)，作为过固溶线热处理的结果，在边缘12中存在较大(较粗)的晶粒，而作为本发明的晶粒钉扎低于固溶线热处理的结果，在坯料和锻件10中原来存在的细晶粒优选地保留在中心14内。锻件10然后可经历常规的机械加工，以获得盘所期望的尺寸和其它特征。
在导致了本发明的研究中，PM坯料由合金ARA725形成。报导了该合金包含重量为大约17％至大约23％的铬、大约6％至大约8％的钼、大约3％至大约4％的铌、大约4％至大约6％的铁、大约0.3％至大约0.6％的铝、大约1％至大约1.8％的钛、大约0.002％至大约0.004％的硼、最高大约0.35％的锰、最高大约0.2％的硅、最高大约0.03％的碳、剩余镍以及附带的杂质。坯料的实际化学成分是重量为大约20％的铬、大约7.5％的钼、大约3.5％的铌、大约5.0％的铁、大约0.5％的铝、大约1.5％的钛、大约0.003％的硼、大约0.30％的锰、大约0.10％的硅、大约0.02％的碳、以及剩余镍和附带的杂质。坯料具有比ASTM
10更细的平均晶粒尺寸，并以大约10％的名义应变水平在约1010℃的温度下被锻造。认为该合金具有大约1030℃的固溶线温度。
所得到的锻件的一部分然后在大约900℃的温度下经受持续大约4小时的低于固溶线热处理，而锻件的其余部分不经受该热处理。此后，整个锻件在大约1050℃的温度下经受持续大约4小时的过固溶线热处理。在检查时，锻件的未经历低于固溶线热处理的部分被确认为经历了其晶粒结构的粗化，带有大约ASTM2到7的平均晶粒尺寸。另一方面，锻件的已经受低于固溶线热处理的部分被确认为基本保持了坯料和锻件的晶粒结构，并具有大约ASTM8或更细的平均晶粒尺寸。
在此应该注意的是，虽然在锻件上选择性地进行低于固溶线热处理而阻止了锻件的有限部分中的晶粒生长，但是可以预见，整个锻件可经历低于固溶线热处理，在这种情况下，在整个锻件中晶粒生长将受到阻碍。通过这样做，整个锻件10将具有细的晶粒尺寸且整体表现出相似的疲劳性能。
虽然已通过特定实施例描述了本发明，但是显而易见的是，本领域的技术人员可采用其它形式，包括使用其它析出强化合金，或者通过改变所公开的方法，例如取代加工步骤或包括额外的加工步骤。因此，我们的发明的范围仅仅由所附权利要求限定。

Claims (9)

1.一种由具有固溶线温度的析出强化金属合金形成制品的方法，所述方法的特征在于：
形成所述金属合金的粉末；
在低于所述合金的固溶线温度的温度下固结所述粉末，以形成具有平均晶粒尺寸的坯料；
在低于所述合金的固溶线温度的温度下锻造所述坯料，以形成具有不比所述坯料的平均晶粒尺寸更粗的平均晶粒尺寸的锻件(10)，所述坯料被锻造，以便实现至少5％的总应变；
在低于所述合金的固溶线温度的温度下对所述锻件(10)的至少第一部分(14)进行热处理，以钉扎所述第一部分(14)内的晶粒；
在高于所述合金的固溶线温度的温度下对整个所述锻件(10)进行热处理，以溶解所述锻件(10)中的析出物，而不粗化所述第一部分(14)中的晶粒；以及
冷却所述锻件(10)，其中，所述第一部分(14)内的平均晶粒尺寸在所述坯料的平均晶粒尺寸的1或2ASTM尺寸内。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述坯料的平均晶粒尺寸不比ASTM8更粗。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述坯料被锻造，以便实现至少5％至大约20％的总应变。
4.根据权利要求1至3中的任一项所述的方法，其特征进一步在于，在于所述固溶线温度以上对所述锻件(10)进行热处理的步骤之后，对所述锻件(10)进行时效处理，以在所述锻件(10)中形成析出物。
5.根据权利要求1至4中的任一项所述的方法，其特征在于，在所述固溶线温度以下对所述锻件(10)的第一部分(14)进行热处理的步骤不在所述锻件(10)的第二部分(12)上进行，并且，作为在所述固溶线温度以上对所述锻件(10)进行热处理的步骤的结果，所述第二部分(12)中的晶粒被粗化到比所述坯料的平均晶粒尺寸更粗的平均晶粒尺寸。
6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，在于所述固溶线温度以上对所述锻件(10)进行热处理的步骤之后，所述第二部分(12)中的晶粒具有ASTM2至7的平均晶粒尺寸。
7.根据权利要求1至6中的任一项所述的方法，其特征在于，所述合金是γ″析出强化镍基合金。
8.根据权利要求1至7中的任一项所述的方法，其特征在于，所述合金由重量为大约17％至大约23％的铬、大约6％至大约8％的钼、大约3％至大约4％的铌、大约4％至大约6％的铁、大约0.3％至大约0.6％的铝、大约1％至大约1.8％的钛、大约0.002％至大约0.004％的硼、最高大约0.35％的锰、最高大约0.2％的硅、最高大约0.03％的碳、剩余镍以及附带的杂质组成。
9.根据权利要求1至8中的任一项所述的方法，其特征进一步在于，在所述冷却步骤之后，对所述锻件(10)进行机械加工，以生产燃气涡轮发动机的旋转构件。
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