CN104136635B - 预测通过高变形工艺形成的部件中的淬火裂纹的方法 - Google Patents

Abstract

一种用于热处理由合金形成的部件的工艺。该工艺包括：使用三轴向因子处理合金的单轴应变试验数据，以确定等效多轴应力状态。然后向多轴应力状态应用条件，以标识部件的冷却路径。冷却路径包括热处理温度和冷却速率的边界，其不超过预定应力或应变，和/或避免合金中的预定残余应力型式。然后根据在应用步骤中标识的冷却路径，将部件加热到热处理温度并淬火。

Description

预测通过高变形工艺形成的部件中的淬火裂纹的方法

相关申请的交叉引用

本申请要求2011年12月29日申请的美国临时申请No.61/581354的优先权，该申请的内容通过引用合并到本文中。

背景技术

本发明大体上涉及通过锻造工艺制造且随后被热处理以获得期望微观结构的部件。更具体地，本发明致力于一种用于避免例如用于形成涡轮机旋转部件的类型的高度合金化镍基合金中的淬火裂纹的方法，其工艺包括能够获得最佳微观结构的热处理参数。

燃气涡轮发动机的燃烧器和涡轮区段内的部件通常由超合金材料形成，以便获得高温下可接受的机械性能，该高温由燃烧器中产生的热燃烧气体导致。在现代高压力比的燃气涡轮发动机中，较高的压缩机出口温度也需要使用具有高性能的超合金以用于压缩机部件，包括叶片、轮轴(spool)、盘(轮)和其他部件。给定部件的适当合金成分和微观结构依赖于该部件经受的特定温度、应力和其他条件。例如，旋转硬件如涡轮盘和压缩机轮轴和盘通常由必须经过精密控制的锻造、热处理和表面处理的合金形成，以产生受控的晶粒结构和期望的机械性能。

在这些应用中使用的合金的著名示例包括伽马一级(γ′)相析出强化镍基超合金，其含有铬、钨、钼、铼和/或钴作为主要元素，该主要元素与镍结合以形成伽马(γ)相基体，并且含有铝、钛、钽、铌和/或钒作为主要元素，该主要元素与镍结合以形成γ′析出强化相，特别是Ni₃(Al，Ti)。γ′相镍基超合金的具体示例包括René88DT(R88DT；美国专利No.4957567)和René104(R104；美国专利No.6521175)、以及按商标和市售的某些镍基超合金。R88DT以重量百分比计包括以下成分：约15.0-17.0％的铬，约12.0-14.0％的钴，约3.5-4.5％的钼，约3.5-4.5％的钨，约1.5-2.5％的铝，约3.2-4.2％的钛，约0.50-1.0％的铌，约0.010-0.060％的碳，约0.010-0.060％的锆，约0.010-0.040％的硼，约0.0-0.3％的铪，约0.0-0.01％的钒和约0.0-0.01％的钇，余量为镍和偶存杂质。R104以重量百分比计具有以下公称成分：约16.0-22.4％的钴，约6.6-14.3％的铬，约2.6-4.8％的铝，约2.4-4.6％的钛，约1.4-3.5％的钽，约0.9-3.0％的铌，约1.9-4.0％的钨，约1.9-3.9％的钼，约0.0-2.5％的铼，约0.02-0.10％的碳，约0.02-0.10％的硼，约0.03-0.10％的锆，余量为镍和偶存杂质。盘和其他关键的燃气涡轮发动机部件通常由通过粉末冶金(P/M)、常规铸造和精制(wrought)工艺、以及喷铸或晶核(nucleated)铸造技术获得的坯料锻造成。锻造通常在具有促进成形性的细小晶粒微观结构的坯料上进行，随后常常进行热处理以导致均匀的晶粒生长(粗化)，从而优化性能。该热处理在超固溶温度下进行，也就是说，在合金的γ′析出相进入固体溶液中的固溶温度以上。锻件随后根据特定冷却工艺进行冷却，以在盘内获得所需的析出强化微观结构。

图1中表示现有技术中已知类型的涡轮盘10。涡轮盘10大体上包括外轮缘12、中央轮毂或镗部(bore)14、以及在轮缘12和镗部14之间的辐板16。根据已知实践，轮缘12配置成用于涡轮叶片(未示出)的附连。呈通孔形式的镗孔18位于镗部14的中心，以用于将盘10装配到轴上，且因此镗孔18的轴线与盘10的旋转轴线重合。盘10为一体锻件，且代表用于航空发动机中的涡轮盘，该航空发动机包括但不限于高旁通(high-bypass)燃气涡轮发动机，例如通用电气公司生产的和商用发动机。

涡轮盘10的镗部14和辐板16(以及压缩机轮轴和盘的那些)大体上具有低于轮缘12的工作温度。因此，所容许且常常期望镗部14具有与轮缘12不同的性能。取决于所使用的具体的一种或多种合金，轮缘12、镗部14和辐板16的最佳微观结构也可不同。例如，对于镗部14和辐板16，相对较细的晶粒尺寸常常是最佳的，以促进拉伸强度、断裂强度、以及对低循环疲劳(LCF)的抵抗，而在轮缘12中，较粗的晶粒尺寸常常是最佳的，以促进抗蠕变性能、抗应力-断裂性能、以及抗裂纹生长性能，例如，高温下低持续时间(dwell)(保持时间)疲劳裂纹生长速率(DFCGR)。为了满足这些竞争性需求，已经提出了由多种合金形成和/或在轮缘和镗部内具有不同微观结构的盘。例如，美国专利No.4820358、5527020、5527402和6478896公开了双重热处理技术，通过对轮缘和镗部在不同温度下进行热处理，其能够产生单件恒定成分的盘，该盘在轮缘内具有较粗晶粒且在镗部内具有较细晶粒，从而获得不同的晶粒结构和所得的不同性能。

锻造条件、高温热处理、淬火速率以及含有高γ′相含量的改进Ni基组合物结合起来能够产生带有期望几何结构和高温性能的涡轮盘，还导致盘对淬火裂纹(换句话说，在淬火步骤期间归因于使用高冷却速率的裂纹)非常敏感。尽管可通过限制溶液热处理后的冷却(淬火)速率来减轻对淬火裂纹的敏感性，但这样做会限制在锻件的较厚部分中获得期望的微观结构和性能所需的工艺灵活性。对淬火裂纹的敏感性也对盘合金的化学性质和固溶温度以及锻件几何结构具有强加的明显限制，其限制了最大化机械性能的能力。

基于上述情况，可以理解，如果以下方法是可得的，则将是所期望的：该方法能够将用于产生涡轮盘和/或其他对淬火裂纹敏感的部件的热处理工艺的冷却速率最大化，从而扩展这些工艺的灵活性。

发明内容

本发明提供了用于热处理部件以具有带有期望微观结构的区域的工艺、以及通过这种工艺产生的部件。非限制性的示例包括涡轮机的旋转部件，其包括燃气涡轮发动机的涡轮盘。

根据本发明的第一方面，提供了用于热处理由合金形成的部件的工艺。该工艺包括使用三轴向因子(triaxialityfactor)处理合金的单轴应变试验数据，以确定等效多轴应力状态。然后向多轴应力状态应用条件，以标识部件的冷却路径(coolingpath)。该冷却路径包括热处理温度和冷却速率的边界，其不超出预定应力或应变，和/或避免合金中的预定残余应力型式。然后根据在应用步骤中标识的冷却路径，部件被加热到热处理温度并淬火。

根据本发明的第二方面，提供了用于热处理燃气涡轮发动机的涡轮盘的工艺。该工艺包括使用三轴向因子对析出强化合金处理单轴应变试验数据，以确定等效多轴应力状态。涡轮盘由析出强化合金形成。然后向多轴应力状态应用条件，以标识涡轮盘的冷却路径。冷却路径包括热处理温度和冷却速率的边界，其不超出预定应力或应变，和/或避免析出强化合金中的预定残余应力型式。然后根据在应用步骤中标识的冷却路径，涡轮盘被加热到热处理温度并淬火。

本发明的技术效果是能够由具有高γ′相含量的Ni基成分且在结合起来能够获得期望的无畸变几何结构、微观结构和高温性能的锻造条件、高温热处理和淬火速率下产生一种部件。

本发明的其他方面和优点将从以下详细描述被更好地理解。

附图说明

图1是在燃气涡轮发动机中使用的类型的涡轮盘的透视图。

图2概述了在根据本发明的实施例的方法内执行的步骤。

图3包含两张图表，其将单轴断裂应变数据、温度和位置(相对于锻件的表面)与由本发明采用以预测淬火裂纹的三轴向因子相关联。

具体实施方式

将参考在涡轮机中使用的类型的旋转硬件特别是高旁通燃气涡轮发动机的涡轮和压缩机盘及压缩机轮轴来描述本发明。然而，应认识到，本发明的教导和益处不限于这种硬件，而是替代地可适用于和应用于在广泛的应用中使用的硬件上。为方便起见，将具体参考图1中表示的涡轮盘10来描述本发明，但应理解，本发明的教导和益处并不限于该特定涡轮盘10。

在本发明的某些实施例中，轮缘12、镗部14和辐板16均由相同的合金制成。优选的合金为用析出相强化的，该析出相可在合金的处理期间固溶。在形成涡轮盘10的情境中，优选的合金为γ′析出相强化的镍基合金，并且可基于最终产品将经受的操作条件来选择特定的合金。合适材料的非限制性示例包括上述γ′相镍基超合金R88DT和R104、以及按商标 和市售的某些镍基超合金。本发明特别关注的是具有高γ′相含量的Ni基组分，例如约30％体积及以上、更优选为约42％体积及以上、且最优选为49％体积及以上，其中固溶温度高于约2100°F(约1150℃)，其包括R88DT和R104。

本发明包括锻造工艺、热处理和淬火速率，其能够在最终产品的不同部位中产生不同晶粒尺寸和最佳的析出物尺寸及尺寸分布，其中特定部位中的晶粒尺寸被定制为用于那些部位处的工作条件。使用图1的盘10作为示例，预制件可最初以相对较高的应变率锻造成，以在获得的锻制型材的至少一部分内生成细晶粒结构，然后，该型材经历热处理和淬火而导致或促成在盘10的不同部位中生成不同的晶粒尺寸。该热处理可为超固溶(supersolvus)热处理，以溶解γ′相析出物并导致再结晶和晶粒生长，其由于在前述锻造工艺的锻制型材内保留的塑性应变而发生，随后依照合适的冷却路径进行淬火，以获得所需的晶粒尺寸并形成γ′析出相的所需尺寸和尺寸分布。如文中所用，术语“冷却路径”是指一种工艺，该工艺包括以特定顺序进行的任何数量的热处理温度、保持时间和淬火速率，以便在部件中获得所需的微观结构。

锻造预制件可通过各种已知工艺产生，包括通过粉末冶金(P/M)、传统铸造和精制工艺、以及喷铸或晶核铸造成型技术产生的坯料。预制件将典型地具有细晶粒尺寸，例如约ASTM10或更细的平均晶粒尺寸，以促进可锻性。在锻造期间，预制件可在某一温度、应变水平和应变率下锻造，其将促成所需的晶粒尺寸，例如，最终将限定盘10的镗部14的型材部分内的较细晶粒。预制件中的应变水平优选为足够高，以导致后续热处理期间的再结晶和晶粒生长，其优选地实施以获得具有期望特性的微观结构。作为非限制性的示例，如果合金为析出强化合金如R88DT或R104，则最终热处理优选地在超固溶(固溶)热处理温度下进行，也就是说，在高于合金固溶温度的温度下进行。在超固溶热处理期间，型材内的γ′相析出物溶解，这允许再结晶和晶粒生长发生。然后，型材根据预定的冷却路径进行冷却。例如，型材可最初缓慢冷却以减少该型材中积累的塑性应变，从而避免淬火裂纹。由于析出动力学的过冷，这种短时间的缓慢冷却将可能对所需的析出具有极小影响。一旦析出开始，所需的微观结构和淬火裂纹限制就达到平衡。另外，一旦处于该较低温度(淬火后续阶段)，就可使用更快速的淬火。如可以看到的，冷却路径(取决于时间和温度)可能包括多种冷却速率和时间。

如前所述，淬火速率通常被限制以避免淬火裂纹。由高度合金化以饱含高γ′相含量的Ni基合金形成的改进P/M盘已知对淬火裂纹特别敏感。用于避免淬火裂纹所采取的典型措施对Ni基合金的化学组成、γ′相含量和性能具有很大的限制。基于单轴应变-裂纹或应力-裂纹标准来预测淬火裂纹的现有努力并未很好地应对在通过锻造或其他高变形工艺产生的盘和其他部件的几何结构内存在的复杂的多维度应变或应力状态。

为了建模和预测淬火裂纹的潜在性的目的，除了淬火裂纹分析以及之前发展的冷却速率敏感性应力-裂纹标准之外，本发明认为三轴效应是关键。利用该原理的淬火裂纹标准具有允许高度合金化的Ni基合金被淬火而不产生裂纹的可能性，同时还获得能够促成期望性能的精确微观结构，例如盘和涡轮机的其他旋转硬件所要求的那些。

本发明利用一种结合单轴试验和锻件的有限元模型(FEM)对锻件中由应力和应变状态的三轴性引起的真实应变-裂纹值进行建模的方法。该模型通过三轴性纠正了由于纯粹单轴分析所导致的延性降低。利用通过本发明可获得的更精确的淬火裂纹标准，热处理工艺窗口(windows)和设备可设计成在锻件的某些部位内获得特定的和更佳的微观结构和性能。

如图2中所示，建模方法包括首先通过单轴应变试验获得与期望部件的材料相关的数据。例如，可在与期望部件具有相似微观结构的所关注的Ni基合金上进行拉伸试验，例如为靠近盘10的镗部14的细晶粒。拉伸试验在各种温度下进行，以确定试验温度下合金的单轴断裂应变。拉伸试验的结果可在列出最大单轴应变(取决于温度和冷却速率)的值的表格中进行编译，该最大单轴应变通过不含缩颈或空隙的合金实现，其随后可用于预测是否可能由于特定的热处理条件而发生淬火裂纹。

在图2的第二步骤中，源自单轴应变试验的值的表格通过将值插入公式(manjoinc方程式)中而得到修正，该公式应对与位置和温度相关的三轴性。该公式如下：

$F_T=\frac{\sqrt{2}({\mathrm{\σ}}_1+{\mathrm{\σ}}_2+{\mathrm{\σ}}_3)}{\sqrt{{({\mathrm{\σ}}_1-{\mathrm{\σ}}_2)}^2+{({\mathrm{\σ}}_2-{\mathrm{\σ}}_3)}^2+{({\mathrm{\σ}}_3-{\mathrm{\σ}}_1)}^2}}$

${\mathrm{\ϵ}}_f=\mathrm{Min}\left[\frac{{\mathrm{\ϵ}}_u}{F_T}{;\mathrm{\ϵ}}_u\left(2^{1-F_T}\right)\right].$

其中F_T是三轴向因子，σ_i为主应力(i＝1、2、3)，ε_u为单轴载荷的断裂应变，ε_f为多轴载荷的断裂处的等效应变。众所周知的是，延性断裂与三轴性强相关，三轴性为静力学应力和等效应力的比值。由于多轴载荷效果，获得的基于三轴的应变-裂纹值(ε_f)被认为解决了材料中的延性下降，或者断裂处应变水平的降低。因此，这些值被认为更精确地预测在给定热处理条件下(包括温度和冷却速率)的合金内部的淬火裂纹。单轴应变-裂纹试验数据(ε_u)提供了等效多轴应力状态(ε_f)的断裂应变。通过本发明，任何多应力状态下的延性断裂应变可与特定热处理温度和冷却速率的可测量单轴断裂应变相关。这些所得值代表特定的应力或应变和/或特定的残余应力型式，其应当在合金中避免，以便避免淬火裂纹。

图3包含两张图表，其将单轴断裂应变数据、温度和位置(相对于锻件表面)与由本发明采用以预测淬火裂纹的三轴向因子(F_T)相关联。图表A代表实际断裂应变、单轴断裂应变和三轴的比值之间的关系。该关系通过使用镍基超合金样品的U形缺口试验进行验证，该样品在导致本发明的研究期间被评估。在图表B中，点1(P1)是与样品表面水平的位置，且其他的点(P2-P6)从表面和P1点递增0.05英寸(约1.27mm)而定位。

对于图2的第三步骤，条件被应用到通过上述使用三轴向因子的两个公式计算的所得基于三轴的应变-裂纹值，以标识热处理参数的边界，其避免可导致淬火裂纹的应变值。这可通过将数据输入到基于FEM的热处理模型中而实现，以计算淬火条件下的动力学三轴性，由此绘制出在淬火条件下接近表面的断裂应变轨迹。在超过由FEM计算出的三轴修正断裂应变的表面附近的任何总有效应变被预测会导致淬火裂纹。该信息用于标识潜在热处理(淬火冷却速率)参数的边界，其避免可导致淬火裂纹的应变值。标识的热处理参数边界可进一步通过用各种淬火介质对次规模试样和全规模生产零件进行淬火试验来证实。

通过利用上述预测模型，盘的热处理(冷却路径)可被设计为获得对于改善性能所可能的最高冷却速率，同时避免淬火裂纹，例如，通过控制热处理延迟转移时间和局部倾斜气体冷却。更具体地且对应于图2中标出的第四和第五步骤，用作前述步骤的基础的合金预制件随后进行锻造，并在避免前述步骤中标识的淬火裂纹的应变率值和热处理参数的临界值处或附近进行热处理。应变率和热处理条件可根据热处理后锻件所需的特定微观结构(例如晶粒尺寸)和性能而被选择，以优化应变率或热处理条件(包括温度和冷却速率)。通过这些附加步骤，本发明的方法已经在对燃气涡轮盘的产品试用中得到证实。

尽管已经关于具体实施例描述了本发明，但是显而易见的是，本领域技术人员可以采用其他形式。例如，部件的物理配置可以不同于文中所示，并且也可采用除了所提及之外的材料和试验方法。因此，本发明的范围将仅仅由所附权利要求限定。

Claims (20)

1.一种热处理由合金形成的部件的工艺，所述工艺包括：

使用三轴向因子处理所述合金的单轴应变试验数据，以确定等效多轴应力状态；

向所述多轴应力状态应用条件，以标识用于所述部件的冷却路径，其中所述冷却路径包括热处理温度和冷却速率的边界，其不超过预定应力或应变，和/或避免所述合金中的预定残余应力型式；且然后

根据在所述应用步骤中标识的所述冷却路径，将所述部件加热到热处理温度并对所述部件进行淬火。

2.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，所述合金为析出强化合金。

3.根据权利要求2所述的工艺，其特征在于，所述析出强化合金为包括γ'相析出物的镍基合金。

4.根据权利要求2所述的工艺，其特征在于，还包括在所述处理步骤之前对所述合金进行单轴应变试验，以获得单轴应变试验数据。

5.根据权利要求2所述的工艺，其特征在于，所述加热步骤的温度为所述析出强化合金的超固溶温度。

6.根据权利要求2所述的工艺，其特征在于，所述析出强化合金具有49%及以上的γ'相体积分量，其中固溶温度高于1150℃。

7.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，在所述加热步骤之后，所述部件的各部分具有不同的平均晶粒尺寸。

8.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，还包括在所述处理步骤之前通过将所述单轴应变试验数据输入以下公式中而计算所述合金用的三轴向因子：

其中F_T是所述三轴向因子，且σ₁、σ₂、σ₃为主应力。

9.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，所述处理步骤包括通过将所述单轴应变试验数据和所述三轴向因子输入以下公式中而计算多轴载荷的断裂处的等效应变：

其中F_T是所述三轴向因子，ε_u为单轴载荷的断裂应变，且ε_f为多轴载荷的断裂处的等效应变。

10.根据权利要求1所述的工艺，其特征在于，所述部件为燃气涡轮发动机的旋转部件。

11.根据权利要求10所述的工艺，其特征在于，所述旋转部件为涡轮盘。

12.一种热处理燃气涡轮发动机的涡轮盘的工艺，所述工艺包括：

使用三轴向因子对析出强化合金处理单轴应变试验数据，以确定等效多轴应力状态，其中所述涡轮盘由所述析出强化合金制成；

向所述多轴应力状态应用条件，以标识用于所述涡轮盘的冷却路径，其中所述冷却路径包括热处理温度和冷却速率的边界，其不超过预定应力或应变，和/或避免所述析出强化合金中的预定残余应力型式；且然后

根据在所述应用步骤中标识的所述冷却路径，将所述涡轮盘加热到热处理温度并对所述涡轮盘进行淬火。

13.根据权利要求12所述的工艺，其特征在于，所述析出强化合金为包括γ'相析出物的镍基合金。

14.根据权利要求12所述的工艺，其特征在于，所述析出强化合金具有49%及以上的γ'相体积分量，其中固溶温度高于1150℃。

15.根据权利要求12所述的工艺，其特征在于，还包括在所述处理步骤之前对所述合金进行单轴应变试验，以获得所述单轴应变试验数据。

16.根据权利要求12所述的工艺，其特征在于，所述热处理温度为所述析出强化合金的超固溶温度。

17.根据权利要求12所述的工艺，其特征在于，在所述加热步骤之后，所述涡轮盘的各部分具有不同的平均晶粒尺寸。

18.根据权利要求12所述的工艺，其特征在于，还包括在所述处理步骤之前通过将所述单轴应变试验数据输入以下公式中而计算所述析出强化合金用的三轴向因子：

其中F_T是三轴向因子，且σ₁、σ₂、σ₃为主应力。

19.根据权利要求12所述的工艺，其特征在于，所述处理步骤包括通过将所述单轴应变试验数据和所述三轴向因子输入以下公式中而计算基于三轴的应变-裂纹值：

其中F_T是所述三轴向因子，ε_u为单轴载荷的断裂应变，且ε_f为多轴载荷的断裂处的等效应变。

20.根据权利要求12所述的工艺，其特征在于，还包括锻造由所述析出强化合金形成的预制件以产生所述涡轮盘。