本發明大體(ti) 上涉及鈦合金及其生產(chan) 方法。具體(ti) 而言,本文公開的鈦合金特別適合用於(yu) 諸如燃氣輪機的旋轉機器。
優(you) 先權信息
本申請請求享有2014年5月15日提交的題為(wei) “TITANIUM ALLOYS AND THEIR METHODS OF PRODUCTION"的美國臨(lin) 時申請序列第61/993346號的優(you) 先權,該申請的公開內(nei) 容通過引用並入本文中。
背景技術:
至少一些已知的旋轉機器(諸如但不限於(yu) 蒸汽渦輪發動機和/或燃氣渦輪發動機)包括各種轉子組件,諸如風扇組件、壓縮機和/或渦輪,它們(men) 各自包括轉子組件。至少一些已知的轉子組件包括構件,諸如但不限於(yu) 盤、軸、轉軸、葉片盤("葉盤")、密封件和/或帶葉片的整合環("葉環"),以及獨立的燕尾部附接的葉片。此構件可取決(jue) 於(yu) 燃氣渦輪發動機內(nei) 的軸向位置經曆不同溫度。
例如,在操作期間,至少一些已知的燃氣渦輪發動機可經曆沿發動機的中心縱軸線延伸的軸向溫度梯度。大體(ti) 上,燃氣渦輪發動機構件朝發動機的前部暴露於(yu) 較低的操作溫度,且朝發動機的後部暴露於(yu) 較高的操作溫度。因此,已知的轉子組件和/或轉子構件大體(ti) 上由能夠經得起其在發動機內(nei) 的預計位置處的預期最高溫度的材料製成。
為(wei) 了適應不同溫度,不同發動機構件以具有不同材料性質的不同合金鍛造,這允許了構件經得起不同的預期最高徑向和/或軸向溫度。更具體(ti) 而言,已知的旋轉組件和/或旋轉構件各自大體(ti) 上由能夠經得起整個(ge) 旋轉組件和/或旋轉構件的預期最高溫度的單一合金鍛造成。例如,Ti-17 (Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn-2Zr), Ti-6246 (Ti-6Al-2Sn- 4Zr-6Mo)和Ti-64 (Ti-6Al-4V)可取決(jue) 於(yu) 零件在發動機內(nei) 的相對位置來用於(yu) 燃氣渦輪發動機內(nei) 的旋轉構件。
諸如葉盤或整合地帶葉片的轉子的構件也可使用固態焊接結合工藝由一種或更多種合金製成。在雙金屬葉盤的情況下,轂可由諸如具有優(you) 異的厚截麵性質的β處理(beta processed)的Ti-6246或β處理的Ti-17的一種合金製成,而翼型件可由諸如具有相對小截麵尺寸中的優(you) 異疲勞性質和外物破壞(FOD)性質的α加β處理的Ti-64的第二合金製成。如本文使用的厚截麵是指由鈦合金製成的示例性構件的截麵尺寸,例如,大於(yu) 大約一英寸到兩(liang) 英寸的截麵,或另一個(ge) 實例是從(cong) 大約一英寸到3英寸,再一個(ge) 實例是達到六英寸或更大。翼型件可使用諸如平移摩擦焊接或線性摩擦焊接的工藝固態焊接到轂上。葉盤也可使用相同合金(諸如α加β處理的Ti-64)的轂和翼型件來固態焊接,其中α加β處理的Ti-64轂性質對於(yu) 應用是足夠的。諸如壓縮機轉子鼓的構件也可使用固態焊接結合工藝(諸如慣性焊接)來由一種或更多種合金製成。對於(yu) 慣性焊接的轉子,可能期望具有用於(yu) 轉子的隨後級中的較高溫度的合金。
Ti-64為(wei) α/β處理的鈦合金,其是高度可製造的,具有相對各向同性性質,具有相對低的密度,經得起外物破壞(FOD),相對容易修理,且相對低成本。然而,Ti-64具有有限的厚截麵強度和高周疲勞(HCF)能力,尤其是在低A比下(其中A為(wei) 交變應力除以平均應力的比),且在FOD期間變形至相對高的程度。相比之下,Ti-17和Ti-6246為(wei) β處理的,不太容易製造,由於(yu) β處理而具有更大各向異性性質(尤其是延性),具有較高密度,不太經得起FOD,不容易焊接或修理,且具有較高成本。然而,Ti-17和Ti-6246具有良好的厚截麵強度,具有良好的HCF能力,具有優(you) 於(yu) Ti-64的溫度能力,且在FOD衝(chong) 擊期間變形相對小於(yu) Ti-64。
因此,存在的需要在於(yu) 一種低成本鈦合金,其具有Ti-64的良好質量(例如,相對各向同性性質、相對低的密度、經得起FOD且在FOD其間不太變形太大,且是可修理的),以及Ti-17和Ti6246的一些益處(例如,厚截麵抗拉強度和HCF強度)。
技術實現要素:
本發明的方麵和優(you) 點將在以下描述中闡明,或可從(cong) 描述中清楚,或可通過實施本發明理解到。
在一個(ge) 實施例中,大體(ti) 上提供的是一種物質的成分,鈦合金包括大約5wt%到大約8wt%的鋁;大約2.5wt%到大約5.5wt%的釩;大約0.1wt%到大約2wt%的選自鐵和鉬構成的集合的一種或更多種元素;大約0.01wt%到大約0.2wt%的碳;達到大約0.3wt%的氧;矽和銅;以及鈦。
在一個(ge) 實施例中,大體(ti) 上提供的是一種渦輪構件,其包括由鈦合金製成的製品,鈦合金具有大約5wt%到大約8wt%的鋁;大約2.5wt%到大約5.5wt%的釩;大約0.1wt%到大約2wt%的選自鐵和鉬構成的集合的一種或更多種元素;大約0.01wt%到大約0.2wt%的碳;達到大約0.3wt%的氧;矽或銅中的至少一者;以及鈦。
還大體(ti) 上提供的是一種用於(yu) 製造具有β轉變溫度和矽化鈦溶線溫度的合金構件的方法,其中方法步驟包括:在高於(yu) β轉變溫度的溫度下熱加工鈦合金錠,其中鈦合金錠包括大約5wt%到大約8wt%的鋁;大約2.5wt%到大約5.5wt%的釩;大約0.1wt%到大約2wt%的選自鐵和鉬構成的集合的一種或更多種元素;大約0.01wt%到大約0.2wt%的碳;達到大約0.3wt%的氧;達到2wt%的選自鋯和錫構成的集合的一種或更多種元素;矽或銅中的至少一者;以及鈦;在低於(yu) 合金的β轉變溫度和矽化物溶線溫度兩(liang) 者的溫度下熱加工鈦合金錠;在高於(yu) β轉變溫度但低於(yu) 矽化鈦溶線溫度的溫度下熱加工鈦合金錠;在低於(yu) 合金的β轉變溫度和矽化物溶線溫度兩(liang) 者的溫度下熱加工鈦合金錠,從(cong) 而形成坯錠;在低於(yu) 合金的β轉變溫度和矽化物溶線溫度兩(liang) 者的溫度下熱加工坯錠來形成鍛件;以及在低於(yu) β轉變溫度和矽化物溶線溫度的溫度下溶解熱處理鍛件。
本發明的這些及其它特征、方麵和優(you) 點將參照以下描述和所附權利要求變得更好理解。並入且構成本說明書(shu) 的一部分的附圖示出了本發明的實施例,且連同描述一起用於(yu) 闡釋本發明的原理。
附圖說明
看作是本發明的主題在說明書(shu) 的結束部分中具體(ti) 指出且明確提出。然而,本發明可連同附圖參照以下詳細來最佳地理解,在附圖中:
圖1為(wei) 示例性渦扇燃氣渦輪發動機組件的簡圖;
圖2為(wei) 葉盤的等距視圖;
圖3為(wei) 繪出焊接區域的可選位置的穿過葉盤的兩(liang) 級的截麵視圖;
圖4示出了相對於(yu) β退火溫度的某些合金成分的最大β晶粒尺寸的圖表;
圖5示出了基於(yu) 其計算的鋁當量和鉬當量的較寬範圍的市售合金的圖表;以及
圖6從(cong) 圖5擴展,示出了選擇的市售合金的鋁當量和鉬當量的一部分,且包括本發明的示例合金。
具體(ti) 實施方式
現在將詳細參照本發明的實施例,其一個(ge) 或更多個(ge) 實例在附圖中示出。各個(ge) 實例通過闡釋本發明的方式提供,且不限製本發明。實際上,對本領域的技術人員將顯而易見的是,可在本發明中製作出各種改型和變型,而不會(hui) 脫離本發明的範圍或精神。例如,示為(wei) 或描述為(wei) 一個(ge) 實施例的一部分的特征可結合另一個(ge) 實施例使用以產(chan) 生又一個(ge) 實施例。因此,期望本發明覆蓋歸入所附權利要求和其等同物的範圍內(nei) 的此類改型和變型。
化學元素在本公開內(nei) 容中使用其常用化學縮寫(xie) 來論述,諸如元素周期表中常見的。例如,氫由其常用化學縮寫(xie) H表示;氦由其常用化學縮寫(xie) He表示;且以此類推。
應當認識到的是,"軸向"和"軸向地"在本申請各處和基本平行於(yu) 旋轉機器的中心旋轉軸線的基準方向和定向中使用。還應當認識到的是,"軸向-周向邊緣"在本申請中各處用於(yu) 表示定向成基本垂直於(yu) 旋轉機器的中心旋轉軸線的周向邊緣。還應當認識到的是,用語"徑向"和"徑向地"在本申請各處用於(yu) 基本垂直於(yu) 中心旋轉軸線的基準方向和定向。還應當認識到的是,"徑向-周向平麵"在本申請各處用於(yu) 定向成基本垂直於(yu) 旋轉機器的中心旋轉軸線的基準平麵。此外,應當認識到的是,"前"在本申請各處用於(yu) 表示位於(yu) 上遊且朝燃氣渦輪發動機的入口側(ce) 的方向和位置,且"後"在本申請各處用於(yu) 表示位於(yu) 下遊且朝燃氣渦輪發動機的排氣側(ce) 的方向和位置。
大體(ti) 上提供了鈦合金類別的物質成分。構件還提供成由從(cong) Ti-64改性的鈦合金形成,以便保留Ti-64的期望性質(例如,相對各向同性、相對低密度、經得起FOD、可修理性和低成本),同時改善厚截麵強度、HCF能力、蠕變強度和FOD之後的低變形,以接近Ti-17和Ti-6246的那些有益方麵。新的改性Ti-64合金的成本可通過將成分設計成使得可使用較高百分比的可廣泛獲得的Ti-64再循環材料來最小化。此外,坯錠和鍛造處理途徑可保持為(wei) 盡可能接近Ti-64,以便最小化成本。
如所述,渦扇發動機組件內(nei) 的構件(如圖1中所示)可由鈦合金構成。在一個(ge) 實施例中,鈦合金包括大約5wt%到大約8wt%的鋁(例如,大約6wt%到大約7wt%的鋁);大約2.5wt%到大約5.5wt%的釩(例如,大約3wt%到大約5wt%的釩,諸如大約3.5wt%到大約4.5wt%的釩);大約0.1wt%到大約2wt%的鐵(例如,大約0.1wt%到大約1wt%的鐵,諸如大約0.1wt%到大約0.6wt%的鐵);大約0.01wt%到大約0.2wt%的碳(大約0.01wt%到大約0.1wt%的碳);矽和銅中的至少一者,其中矽和銅的組合量為(wei) 大約0.1wt%到大約4wt%(例如,大約0.1wt%到大約2wt%的矽和/或大約0.5wt%到大約4wt%的銅,諸如大約0.5wt%到大約2wt%的銅);可選地,達到大約0.3wt%的氧(例如,達到大約0.2wt%的氧,諸如大約0.1wt%到大約0.2wt%);可選地,達到大約0.05wt%的氮(例如,達到大約0.01wt%的氮,諸如大約0.001wt%到大約0.01wt%的氮);可選地,達到大約2wt%的鉬(例如,大約0.5wt%到大約1.5wt%的鉬,諸如大約0.5wt%到大約1wt%);可選地,達到大約2wt%的錫(例如,大約0.5wt%到大約2wt%的錫,諸如大約0.5wt%到大約1wt%的錫);可選地,達到大約2wt%的鋯(例如,大約0.5wt%到大約2wt%的鋯,諸如大約0.5wt%到大約1wt%的鋯);可選地,達到大約2wt%的鎢(例如,大約0.1wt%到大約2wt%的鎢,諸如大約0.1wt%到大約1wt%的鎢);以及餘(yu) 量的鈦。
換言之,在一個(ge) 實施例中,鈦合金包括:鈦;大約5wt%到大約8wt%的鋁;大約2.5wt%到大約5.5wt%的釩;大約0.1wt%到大約2wt%的鐵;大約0.01wt%到大約0.2wt%的碳;以及矽或銅中的至少一者,其中矽和銅的組合量為(wei) 大約0.1wt%到大約4wt%(例如,大約0.1wt%到大約2wt%的矽和/或大約0.5wt%到大約2wt%的銅)。鈦合金還可選包括達到大約0.3wt%的氧(例如,大約0.1wt%到大約0.2wt%的氧)、達到大約0.05wt%的氮(例如,大約0.001wt%到大約0.05wt%的氮);達到大約2wt%的鉬(例如,大約0.5wt%到大約1wt%的鉬);達到大約2wt%的錫(例如,大約0.5wt%到大約2wt%的錫);達到大約2wt%的鋯(例如,大約0.5wt%到大約2wt%的鋯),達到大約2wt%的鎢(例如,大約0.1wt%到大約2wt%的鎢),或它們(men) 的組合。
例如,上文提到的成分範圍如以下表1所示那樣歸納:
表1:示例性成分範圍
。
圖2示出了可由鈦合金構成的構件的實例,繪出了單級葉盤50的等距視圖,備選稱為(wei) 一體(ti) 地帶葉片的轉子。葉盤50具有轂52,其外接中心旋轉軸線12(也稱為(wei) 圖1的渦扇發動機組件10的軸線12)。翼型件60基本從(cong) 轂52沿徑向延伸。在圖1的高壓壓縮機20中,為(wei) 了針對性能參數(例如,疲勞壽命、FOD容限和蠕變強度)優(you) 化葉盤,可優(you) 選雙金屬葉盤,其中轂52和翼型件60為(wei) 不同合金。翼型件60可使用諸如平移摩擦焊接或線性摩擦焊接的工藝固態焊接到轂52上。因此,可能期望選擇向轂52提供優(you) 異的厚截麵性質且向翼型件60提供相對小截麵尺寸中的優(you) 異疲勞性質和FOD性質的材料。
在圖2中所示的示例性實施例中,轂52由本發明的示例創造性合金製成,其中翼型件60由具有期望的疲勞壽命性能的市售或常規材料(例如,如,Ti-64)製成。在焊接之後,轂52與(yu) 翼型件60之間的界麵可稱為(wei) 焊縫或熱影響區70。在該區70中,轂和翼型件合金的混合物連同較寬範圍的微結構存在。合金的該混合物和微結構的範圍可有損葉盤50的部分的厚截麵疲勞、FOD等。
在另一個(ge) 示例性實施例中,轂52和翼型件60兩(liang) 者由本發明的相同的示例創造性合金製成,或由本發明的單獨的示例創造性合金製成。在轂52和翼型件60為(wei) 相同創造性合金的情況下,在區70中,轂和翼型件合金的混合物不存在,但較寬範圍的微結構存在。該微結構範圍又可有損葉盤50的部分的厚截麵疲勞、FOD等。
為(wei) 了優(you) 化旋轉構件的質量(經由消除螺接接頭)且利用較高溫度的材料,在圖1中所示的高壓壓縮機20中,葉盤的相鄰級可慣性焊接。類似於(yu) 雙金屬轂/翼型件,可能期望具有由第一材料製成的葉盤前級和由第二材料製成的葉盤後級。如圖3中所示,葉盤前級80可由本發明的示例創造性合金製成,且葉盤後級90可由常規材料製成,例如,如Ti-17。再次,焊接區或熱影響區70存在,且前葉盤和後葉盤合金的混合物連同區70中的較寬範圍的微結構存在,呈現出了降低材料性質的區域。
在其它示例性實施例中,相鄰的葉盤前級80和葉盤後級90兩(liang) 者都由本發明的相同示例創造性合金製成,或可由本發明的單獨的示例創造性合金製成。
此外,對於(yu) 圖2和3中所述的實施例,任何示例創造性合金可單獨使用或與(yu) 用於(yu) 翼型件60、轂52、葉盤50、前級葉盤80或後級葉盤90中的一個(ge) 或更多個(ge) 的市售合金組合使用。盡管圖3描述了兩(liang) 個(ge) 級,但可構想出兩(liang) 個(ge) 以上的葉盤級。
盡管材料可僅(jin) 針對這些性質選擇,但應當考慮經由後處理(例如,熔爐熱處理)恢複在平移摩擦焊接或線性摩擦焊接中看到的焊接引起的熱環境造成的材料性質損失。如下文將所述,本發明的合金與(yu) 市售鈦合金良好配對,允許了製造者例如通過轂52材料與(yu) 翼型件60材料之間和相鄰葉盤級80和90的材料之間更好匹配熱處理溫度和處理來*利用該雙金屬材料性質的利益。這些利益還可在本發明的合金與(yu) 其自身焊接(而不隻是與(yu) 市售鈦合金)時實現。
現在轉到合金製造,在這些鈦合金的錠製造過程中,元素可從(cong) Ti-64改變來影響微結構和β轉變接近曲線,以改進微結構(αp和片狀形態)。例如,C、O和N間質用作α穩定劑,且可針對固溶體(ti) 增強存在。另一方麵,Cu, Mo, Fe, Si和W用作β穩定劑,且可用於(yu) 提高淬硬性。然而,太多Mo、Fe和/或W可將密度增大至過高水平,且/或可具有在固態焊接之後的快速冷卻期間形成有害相的潛在可能。例如,在Ti-64與(yu) 其自身的固態焊接之後(例如,經由一個(ge) 盤與(yu) 另一個(ge) 的慣性焊接來形成轉軸,或葉片與(yu) 盤的平移摩擦焊接來形成葉盤),焊接區可包含六角馬氏體(ti) α'(六角相),其相對容易分解成α相,且在隨後的應力緩解/時效處理時析出β相。有用的是注意對於(yu) Ti-64,α'馬氏體(ti) 的開始和結束溫度都高於(yu) 室溫。相比於(yu) Ti-64,具有增大的β穩定劑含量的合金可具有可朝室溫降低和低於(yu) 室溫的馬氏體(ti) 開始和結束溫度。例如,Ti-6246將具有低於(yu) Ti-64的馬氏體(ti) 開始和結束溫度,顯示出保持較高量的β(馬氏體(ti) 結束低於(yu) 室溫)的趨勢,且可形成一定百分比的斜方馬氏體(ti) (指出馬氏體(ti) 開始高於(yu) 室溫)。此外,Ti-17中的低Al含量和Mo和Cr的組合產(chan) 生更重地β穩定的成分,其可具有抑製成低於(yu) 室溫的馬氏體(ti) 開始點和馬氏體(ti) 結束點兩(liang) 者,故可顯示出從(cong) 高溫快速驟冷之後*保持β,例如,這可在固態焊接中發生。在保持β的情況下,可能難以在常規應力緩解/時效熱處理之後形成期望尺寸和分布的α和β相。這會(hui) 發生是因為(wei) 保持的β還可包含細亞(ya) 穩非熱omega(表示隨後的快速驟冷的用語)或亞(ya) 穩omega(區分超過非熱omega的中等成熟的用語),其容易在低溫下轉變,例如,遠低於(yu) 常規應力緩解和時效熱處理溫度期間應用的那些。omega相的此轉變可在構件的再熱期間在上升至最終應力緩解和時效熱處理溫度時發生。與(yu) 亞(ya) 穩omega的轉變相關(guan) 聯的是平衡α沉澱的增加量的並行表示,其數量密度由omega的存在和成熟而增大。朝增加數目的α沉澱的該早期低溫調節持續到最終應力緩解和時效熱處理溫度,導致很細的α+β微結構,其很強,但也具有較低的延性和韌性。較高溫度的應力緩解/時效熱處理溫度可用於(yu) 使細α+β焊接微結構變粗,但這些然後可影響可保持在遠離焊縫的基礎金屬中的性質的平衡,即,遠離焊縫不可接受地降低強度和疲勞能力來在焊縫中獲得韌性。在可在Ti-6246焊縫中形成的斜方馬氏體(ti) 的情況中,在常規應力緩解/時效熱處理之後使該相分解成可接受的平衡α和β的尺寸和分布比在對Ti-64中的六角馬氏體(ti) 施加相似的應力緩解/時效熱處理時又更困難。因此,這些事實表明,基礎合金成分的開發必須解決(jue) 將在預計的製造方法應用之後形成的預期瞬變的非平衡微結構,例如,上文提到的馬氏體(ti) 和保持的β+omega微結構,其自然形成隨後的固態焊接。因此,本文中提出的新的合金成分,其中附加的β穩定劑(Fe,Cu,Si和/或Mo)加到仍導致形成主要六角α'馬氏體(ti) 的水平(因此,固態焊接可利用標準應力緩解/時效熱處理加韌,而不影響基礎金屬性質),同時對Ti-64提供附加的淬硬性(改進的微結構),以具有比Ti-64更好的厚截麵性質。此外,如果足夠水平的β穩定元素加至基礎成分,使得斜方馬氏體(ti) 和/或omega相在固態焊接中產(chan) 生,則基礎合金成分設計成使得其可在高溫(例如,在大約1300℉或更高)下應力緩解和/或時效,允許了在焊縫中實現足夠高的韌性,同時不會(hui) 不利地影響基礎合金強度和疲勞。換言之,新成分在厚截麵構件中尤其有用,且不主要依靠快速冷卻和時效來經由細α沉澱(諸如,Ti-6246和Ti-17)實現較高強度。相反,它們(men) 依靠備選的加強機製,其甚至在從(cong) 大截麵尺寸構件中經曆的溶解熱處理溫度的較慢的冷卻速率下保持有效。
在平移摩擦焊接的雙金屬葉盤的情況中,本發明的合金用作轂來替代β處理的Ti-17或β處理的Ti-6246且Ti-64作為(wei) 翼型件將導致創造性合金轂與(yu) Ti-64合金翼型件之間的流動應力和微結構的良好匹配。這可導致具有在焊接過程期間或之後形成缺陷的較低趨勢的固態焊接。
I. 合金中存在矽的處理
如所述,在一個(ge) 實施例中,鈦合金包括大約0.1wt%到大約2wt%的矽(例如,大約0.5wt%到大約2wt%,諸如大約0.5wt%到大約1wt%)。由於(yu) 固溶體(ti) 加強和/或經由存在包含Si的顆粒的加強,故鈦合金中包括Si導致提高的強度和可能提高的HCF強度。此外,Si可導致鈦合金中的改進的微結構,其可導致提高的強度和可能提高的HCF強度。在處理期間,取決(jue) 於(yu) 合金中的Si的水平,溶液中的Si可作為(wei) 矽化鈦化合物沉澱。矽化鈦化合物可為(wei) 含有鈦和矽的任何化合物(例如,Ti5Si3, Ti3Si等),化合物中具有或沒有其它元素(例如,Sn和/或Zr)
當Si被包括為(wei) 鈦合金中的成分時,合金成分可設計成具有足夠的矽,使得矽化鈦化合物的矽化物溶線溫度充分高於(yu) 合金的β轉變溫度。例如,矽化鈦化合物的矽化物溶線溫度可比合金的β轉變溫度高至少大約50℉(例如,比合金的β轉變溫度高大約75℉到大約400℉)。
合金的矽化物溶線溫度與(yu) β轉變溫度之間的差異可允許β加矽化物相場中的錠/坯錠的處理。然而,如果由於(yu) 固化期間的分離而在錠內(nei) 存在矽的顯著變化,則在旨在在β加矽化物相場中的隨後的坯錠處理期間,有可能的是,相對於(yu) 總體(ti) 成分減少矽的局部區域中,該局部區域實際上可高於(yu) 局部矽化物溶線。具有不同矽含量的這些區域可將經由均化處理(如下文所述)來減小,以產(chan) 生足夠小且間隔開的矽化物顆粒的體(ti) 積分數和尺寸,以在後續處理之後導致更細的β晶粒尺寸。另一方麵,如果矽化物顆粒體(ti) 積分數和/或尺寸不適當,則即使坯錠在β加矽化物相場中再結晶,也不可實現一致的非常改進的β結構。由於(yu) 分離而富有矽含量的區域在旨在低於(yu) β轉變的處理期間也可局部地導致材料高於(yu) β轉變。如果這發生,則相信(不期望由任何特定理論限定),在這些富矽區域中,矽化物顆粒將以壓住β晶粒的這些顆粒形成。因此,即使這些富矽區域可高於(yu) 局部β轉變,改進的微結構也可在αβ處理期間保持,諸如坯錠鍛造、構件鍛造和/或溶解熱處理。
二相顆粒的存在而延遲晶粒生長原來由Zener進行了理論研究。該問題並未*,其中特定合金係統解決(jue) 方案相當複雜,必須考慮描述顆粒與(yu) 移動晶粒邊界的相互作用的許多因素。進一步,總體(ti) 描述以以下形式進行
PZ = C3 ( sf/d)
其中PZ =Zener阻力壓力
C3=可基本變到達到5x的幾何常數
s=晶粒邊界界麵能量
f=二相顆粒的體(ti) 積分數
d=顆粒的平均直徑
指出了較高體(ti) 積分數下的較細顆粒提供增大的阻力效果。提到的來自1%到10%的體(ti) 積分數和1到10微米平均直徑的二相顆粒的阻力影響是常見的。關(guan) 於(yu) 晶粒邊界如何與(yu) 來回移動C3的值的二相顆粒的相互作用和晶粒邊界如何包繞二相顆粒,本領域內(nei) 存在明顯的爭(zheng) 論。
參看圖4,隨兩(liang) 相材料中的退火溫度變化的最大預計再結晶β晶粒尺寸可由以下方程表示:Dmax=rp/f,其中rp=顆粒半徑,且f=初始體(ti) 積分數。具有采用的顆粒尺寸和體(ti) 積分數的若幹合金的計算表明可預計大約1到大約100mil左右的再結晶β晶粒尺寸。
因此,在一個(ge) 特定實施例中,合金成分在足夠高於(yu) β轉變的矽化物溶線下形成,使得下文所述的處理方案實用。例如,在某些實施例中,本文公開的鈦合金可具有大約1700℉到大約1950℉的β轉變溫度,以及大約1775℉到大約2200℉的矽化物溶線溫度。
在合金處理期間,Si趨於(yu) 在固化期間分離。因此,均化處理能夠可選地在任何後續處理步驟之前執行,以便使錠中的Si成分的局部峰值/穀值平滑化。即,具有較小尺寸的合金中的Si的更均勻的分布可形成為(wei) 在β加矽化物相場中再結晶時產(chan) 生較細β晶粒再結晶的潛在可能。例如,均一處理可在高於(yu) 合金的β轉變溫度和矽化鈦化合物的矽化物溶線溫度兩(liang) 者的處理溫度下執行。Ti-64中的Si的擴散看起來比從(cong) 二元Ti-Si係統中確定的更快,導致可能較低的均化溫度和/或較短的均化時間,參看Iijima, Y., Lee, S.Y., Hirano, K. (1993) Phil. Mag. A 68: 901-14頁,其公開內(nei) 容通過引用並入本文中。作為(wei) 備選,均化處理可在熱加工坯錠操作的一部分之後執行。均化處理的另一個(ge) 潛在優(you) 點在於(yu) 以下:如果在固化期間,局部矽濃度高於(yu) 某一水平,且/或冷卻速率低於(yu) 某一速率,則富矽顆粒可沉澱。高於(yu) 最終熱處理狀態中的某一尺寸範圍,這些顆粒可降低機械性質,諸如疲勞、延性、抗衝(chong) 擊性和可焊接性。均化處理和高於(yu) 某一速率的可選的受控冷卻的使用將導致這些顆粒的*溶解,或冷卻期間的較細顆粒的沉澱,導致性質的改善,諸如疲勞、延性、抗衝(chong) 擊性和可焊接性。在隨後的處理步驟期間,預計可形成附加的富矽顆粒,然而,這些顆的尺寸將可能小於(yu) 初始固化和冷卻期間產(chan) 生的那些。
不論是否執行任何均化處理,合金都經曆在β處理溫度下的高溫β處理,該溫度高於(yu) 合金的β轉變溫度和矽化鈦顆粒的矽化物溶線溫度兩(liang) 者。例如,高溫β處理可從(cong) 比矽化物溶線溫度僅(jin) 略高到高幾執行(例如,高大約10℉到高大約400℉)。該高溫β處理可有助於(yu) 確保合金基本所有都在β相。
在高溫β處理之後,合金坯錠然後可在低於(yu) 合金的β轉變溫度和矽化物溶線溫度兩(liang) 者的溫度下經曆低溫α/β加工。該α/β加工至少部分地保持,且導致在之後或隨後步驟中再結晶。
在α/β加工之後,合金坯錠然後可在β處理溫度下經曆β處理(例如,退火操作或β鍛造操作,見Lütjering, G., Williams, J.C. (2003) Titanium. Springer-Verlag, Berlin和Semiatin S.L.等人(1997) JOM 49(6), 33-39,其公開內(nei) 容也通過引用並入本文中),β處理溫度高於(yu) 合金的β轉變溫度,但低於(yu) 矽化鈦化合物的矽化物溶線溫度。因此,該β處理可將β晶粒再結晶至較細尺寸。如上文所述,矽化鈦的體(ti) 積分數和顆粒尺寸可影響這裏再結晶的β晶粒尺寸。在完成該β處理步驟之後,合金坯錠可使用本領域中的技術人員已知的多種冷卻技術經曆β處理後的冷卻過程,冷卻技術諸如但不限於(yu) 風扇空氣、油、氣體(ti) 和水驟冷,以產(chan) 生鍛造後的冷卻製品。在一個(ge) 實施例中,合金坯錠盡可能快地冷卻,以最小化在室溫下形成的微結構的尺寸。在驟冷期間,β相開始在低於(yu) β轉變溫度下轉變成α相。然而,快速驟冷導致形成較薄的α片晶,這隨後在後續的α/β加工中轉變成較小的α顆粒,且繼而又控製所得製品中的HCF。
後續的α/β加工步驟通常然後執行,其設計成在低於(yu) 合金的β轉變溫度和矽化物溶線溫度兩(liang) 者的溫度下,將α片晶轉變成初生(或等軸)α顆粒,其具有盡可能小的尺寸。與(yu) 以上β處理步驟組合,該α/β加工導致小得多的前β晶粒尺寸,這繼而又導致顯著更細的α晶團尺寸(其中各個(ge) 晶團為(wei) 具有相似晶體(ti) 定向的板組織)。在第二α/β處理步驟之後,初生α晶粒尺寸可較小,因為(wei) 其以較薄片晶(相比於(yu) α/β處理的Ti-64)開始,這導致改善的強度和HCF性質。還將注意的是,更細得多的晶團尺寸導致坯錠和構件級處的改善的超聲可檢查性。
處理的坯錠然後可在低於(yu) 合金的β轉變溫度和矽化物溶線溫度兩(liang) 者的鍛造溫度下進行α/β鍛造。應當認識到的是,用於(yu) 鍛造後冷卻過程的冷卻速率可取決(jue) 於(yu) 若幹因素。
鍛造後冷卻製品然後可溶解熱處理至低於(yu) β轉變和矽化物溶線溫度(例如,比β轉變低大約50℉到大約250℉的溫度)的溫度,但在高於(yu) α/β構件鍛造處理溫度的溫度下,且保持一定時間,以確保整個(ge) 零件處於(yu) 熱處理溫度(例如,達到大約4小時),以產(chan) 生包含β相基質中的初生α的顆粒的溶解熱處理的製品。
該溶解熱處理的製品然後可經曆受控的溶解後冷卻處理來產(chan) 生溶解後冷卻的製品。在溶解後熱處理之後的冷卻速率大體(ti) 上期望盡可能快。例如,具有大約6英寸或更大的截麵尺寸的製品的受控的溶解後冷卻速率可比從(cong) 大致線性冷卻速率計算的大約100℉/分鍾更快(例如,從(cong) 比溶液溫度低大約25到50℉到次生α沉澱開始)。例如,通過水驟冷,冷卻盡可能快地發生。然而,在製品的較厚截麵中,不可避免地存在較慢的冷卻速率,特別是在製品的厚度內(nei) 。因此,在一個(ge) 實施例中,合金結構設計(例如,經由預加工)成使得較慢的冷卻速率(與(yu) 這些加厚部分相關(guan) 聯)最小化,且/或受控,使得實現強度改善/具有良好延性的HCF。
適用於(yu) 溶解加熱過程的方法將是本領域的技術人員已知的。溶解加熱處理方法的實例可包括在空氣、真空或惰性(即,氬)氣氛中熱處理。受控的溶解後冷卻過程可具有對達到強度(具體(ti) 是HCF)和期望延性的影響,且再次可涉及本領域的技術人員已知的多種冷卻技術,諸如風扇空氣、油、氣體(ti) 、聚合物、鹽和水驟冷。
作為(wei) 備選,溶解熱處理可在高於(yu) β轉變但低於(yu) 矽化物溶線下進行。該處理方法導致細晶粒的β退火的結構(例如,對於(yu) 機身構件良好),其中所得的結構具有與(yu) Ti-64β退火的結構相似的疲勞裂紋增長性質,但由於(yu) β晶粒尺寸較小且存在Si和/或Cu和Fe和/或Mo,故厚截麵強度和HCF將更好。坯錠和鍛造處理可流線化,例如,包括最初的β熱加工,隨後是α-β熱加工,以在高於(yu) β轉變但低於(yu) 矽化物溶線的鍛造的溶解熱處理之前由坯錠形成鍛件。
可選地,在溶解熱處理之前,鍛件可預加工,以便提高冷卻速率來進一步提高強度和HCF性質。此外或作為(wei) 備選,可涉及最終鍛造操作之後的粗加工和特定冷卻方法的鍛造後冷卻的製品的構造可選擇成實現期望的受控溶解後冷卻速率範圍。在延性可為(wei) 較小問題的製品的部分中,高於(yu) 期望範圍的受控的溶解後冷卻速率是可接受的。類似地,落入期望範圍下的受控的溶解後冷卻速率在可允許較低強度或HCF的製品的部分中是可接受的。
在受控溶解後冷卻之後,溶解後冷卻的製品可在大約1100℉(大約593℃)到大約1350℉(大約732℃)或更高的溫度下經曆時效和/或應力緩解熱處理達大約1小時到大約8小時的周期,隨後非受控冷卻至大約室溫,以產(chan) 生最終製品。可使用低於(yu) 1100℉的溫度,但可需要更長時間。已知的是,添加過高水平的Si可由於(yu) 矽化物顆粒的存在和/或形成α相中的有序Ti3Al顆粒的較大趨勢而導致降低的延性和/或韌性,例如,見Woodfield, A. P.等人的(1988) Acta Metallurgica, 36(3), 507-515,其公開內(nei) 容也通過引用並入本文中。對於(yu) 給定的成分,在溶解熱處理期間存在的初生α的體(ti) 積分數將設置局部初生α成分,且因此,其在隨後的時效和/或應變緩解處理期間形成有序Ti3Al顆粒的趨勢。如果有序Ti3Al顆粒具有在時效和/或應力緩解熱處理期間形成的趨勢,則溫度可升高到高於(yu) Ti3Al溶線。在此情況下,可能需要控製熱處理之後的冷卻速率,以最小化Ti3Al顆粒的形成。如果需要隨後的時效和/或應力緩解溫度,則Ti3Al顆粒的形成程度和對諸如延性和韌性的性質的影響需要在選擇後續熱處理時考慮。
當Si被包括在Ti合金中時,合金成分可設計成具有一定水平的Si,使得矽化物溶線低於(yu) β轉變,或Si可*在溶液中。針對合金成分的此範圍的坯錠和構件鍛造和熱處理途徑可以以類似於(yu) 常規Ti-64處理的方式進行。因此,坯錠可任選地均化,然後β鍛造,隨後α-β預應變,隨後β退火或β鍛造,其中最終的坯錠處理低於(yu) β轉變執行。所有後續的構件鍛造和熱處理步驟然後可低於(yu) β轉變進行。存在於(yu) αβ處理和/或熱處理溫度下的任何矽化物都可在熱機械處理和/或熱處理期間防止局部β晶粒變粗和初生α變粗。如上文所述,有可能的是,甚至在較低水平的Si下,α基質的順序仍可發生,這取決(jue) 於(yu) 初生α的體(ti) 積分數,以及加至合金的其它元素(諸如Al,O,C和/或N)的水平。如果這發生,則可能需要調整時效和/或應力緩解熱處理溫度和/或時間。
II.合金中存在銅的處理
當Cu被包括為(wei) 合金成分中的組分時,其中存在或不存在Si,Cu可在相對較低溫度(例如,大約800℉到大約1000℉或更高,取決(jue) 於(yu) 合金中的Cu的水平)下形成鈦合金中的鈦銅化合物沉澱(例如,Ti2Cu),這可加強α相,導致改善的強度和HCF性質。Cu 的添加還可導致初生相和次生相兩(liang) 者的改進,這也可導致改善的強度和HCF性質。
類似於(yu) Si,Cu也趨於(yu) 在固化期間分離,故上文所述的可選的均化處理(高於(yu) β轉變溫度)可用於(yu) 使錠中的Cu成分的峰值/穀值平滑,或可在坯錠熱加工操作的一部分之後執行來將錠轉變成坯錠。可選的均化處理還可溶解尺寸可能相對大的任何初生鈦銅化合物沉澱。
在銅存在於(yu) 合金中時,無Si存在,則用於(yu) 形成合金製品的過程可類似於(yu) 合金Ti-64的(例如,最初β加工、α/β預應變、β鍛造或退火來再結晶β晶粒,以及最終α/β坯料處理),其中可選的均化過程(諸如上文所述)在處理之前或在坯錠處理的一部分之後,且時效處理在所有坯錠和構件處理(包括任何焊接操作,諸如慣性焊接)之後來由Cu帶來強度性質。
在Cu存在的情況下,合金然後可設計成使得在坯錠轉化和部分鍛造加熱處理和驟冷(諸如上文所述)之後,附加的低溫時效處理可用於(yu) 析出Ti2Cu或其它含鈦銅的顆粒,導致改善的強度和HCF性質。
例如,含銅鈦合金錠可在高於(yu) 合金的β轉變溫度進行高溫β處理,隨後在低於(yu) 合金的β轉變溫度的溫度下低溫α/β處理,且然後通過後續高溫β過程處理,隨後水驟冷。最終α/β加工然後可在低於(yu) 合金的β轉變溫度的溫度下執行。構件鍛造然後可在低於(yu) 合金的β轉變的溫度下執行。最後,溶解熱處理然後可在低於(yu) 合金的β轉變溫度但略高於(yu) α/β鍛造溫度的溫度下執行,隨後驟冷(例如,如上文所述的快速驟冷)。在溶解熱處理驟冷和與(yu) 構件製造相關(guan) 聯的任何附加應力緩解操作(例如,慣性平移摩擦或其它固態或熔合焊接)後的典型時效/應力緩解操作之後,然後執行沉澱鈦銅顆粒的低溫時效處理。
對於(yu) 具有Si的合金含Cu合金,坯錠和構件處理和熱處理途徑將取決(jue) 於(yu) Si添加水平而遵循之前論述的含Si的合金,隻是將需要最終沉澱時效熱處理來帶來含Cu的沉澱。沉澱鈦銅顆粒的該低溫熱處理可與(yu) 構件製造相關(guan) 聯的任何附加應力緩解操作(例如,慣性平移摩擦或其它固態或熔合焊接)組合或在其之後執行。如前文所述,有可能的是,在Si添加的情況下,初生α基質的順序可取決(jue) 於(yu) 初生α體(ti) 積分數、Si和加至合金的其它元素(諸如Al,O,C和/或N)發生。如果這順序發生,則可能需要調整時效和/或應力緩解熱處理溫度和/或時間。
III.其它合金組分
如上文所述,Sn能夠可選地包括在合金成分中,且可能用於(yu) 將含Si合金中的矽化鈦(例如,Ti5Si3)相穩定至較高溫度。因此,Sn可用於(yu) 保持矽化物溶線溫度足夠高於(yu) β轉變溫度,以允許處理期間用於(yu) 坯錠轉化的較寬的處理場,特別是在高於(yu) 合金的β轉變溫度但低於(yu) 矽化鈦溶線的矽化物溶線溫度的β處理溫度下的β處理期間。
類似地,Zr可任選地被包括在合金成分中,特別是在升高溫度下,可能用作含Si合金中的矽化鈦相(例如,Ti5Si3)的穩定組分。
如所述,碳能夠可選地以大約0.01wt%到大約0.2wt%(大約0.01wt%到大約0.1wt%)的量存在於(yu) 合金成分中。在一個(ge) 實施例中,碳的量可從(cong) Ti-64中通常發現的標稱水平增大至大約1000wppm或更大(但低於(yu) 含鈦碳化合物溶線,例如,Ti2C),以便提高強度和HCF性質。作為(wei) 備選,合金中的C的量可增大到高於(yu) 含鈦碳的化合物溶線,其中含鈦碳的化合物溶線溫度高於(yu) β轉變溫度。在此情況下,含鈦碳化合物顆粒可類似於(yu) 上文參照Si所述那樣使用和處理。即,含鈦碳的化合物顆粒可用於(yu) 在坯錠轉化期間控製β結晶,以便獲得盡可能細的前β晶粒尺寸。合金中的C的這樣使用可連同Si(控製前β晶粒尺寸)和/或Cu(用於(yu) 沉澱加強)來使用。已知C加至Ti合金趨於(yu) 增大β轉變,且導致相對淺的β接近曲線。這允許了初生α的相對低體(ti) 積分數存在於(yu) 遠低於(yu) β轉變的溫度下,增大了可在顆粒規模實現的微結構的範圍。由於(yu) 初生和次生α相中的固溶體(ti) 中的C和改進的初生α晶粒尺寸的組合,故在低於(yu) α相中的固體(ti) 可溶極*,C的添加可導致提高的性質,諸如強度和HCF。如Si添加的情況中那樣,由於(yu) 在初生α相中形成有序Ti3Al顆粒的較大趨勢,故過高水平的C還可導致可能降低延性和/或韌性。如果有序Ti3Al顆粒具有在時效和/或應力緩解熱處理期間形成的趨勢,則溫度可升高到高於(yu) Ti3Al溶線。在此情況下,可能需要控製熱處理之後的冷卻速率,以最小化Ti3Al顆粒的形成。如果需要隨後的時效和/或應力緩解溫度,則Ti3Al顆粒的形成程度和對諸如延性和韌性的性質的影響需要在選擇後續熱處理時考慮。
如所述,氧能夠可選地存在於(yu) 合金成分中,達到大約0.3wt%,或作為(wei) 備選,大約0.1wt%到大約0.2wt%。如Si添加的情況中那樣,由於(yu) 在初生α相中形成有序Ti3Al顆粒的較大趨勢,故過高水平的O還可導致降低延性和/或韌性。如果有序Ti3Al顆粒具有在時效和/或應力緩解熱處理期間形成的趨勢,則溫度可升高到高於(yu) Ti3Al溶線。在此情況下,可能需要控製熱處理之後的冷卻速率,以最小化Ti3Al顆粒的形成。如果需要隨後的時效和/或應力緩解溫度,則Ti3Al顆粒的形成程度和對諸如延性和韌性的形狀的影響需要在選擇後續熱處理時考慮。
如所述,Fe和Mo能夠可選地以以下量單獨或組合地存在於(yu) 合金中[對於(yu) Fe,大約0.1wt%到大約2wt%的鐵(例如,大約0.1wt%到大約1wt%,諸如大約0.1wt%到大約0.6wt%),對於(yu) Mo,達到大約2wt%(例如,大約0.5wt%到大約1.5wt%,諸如大約0.5wt%到大約1wt%)]。Fe和Mo兩(liang) 者都是β穩定劑,且將趨於(yu) 降低合金的β轉變。
α穩定劑(表示為(wei) '鋁當量',由Aleq = Al + 1/3*Sn + 1/6*Zr +10*O + 20*N + 20/3*C限定,其中各種元素以重量百分比表示),且β穩定劑(以'鉬當量'表示,由Moeq = Mo + 2/3*V + 2.9*Fe + 1.6*Cr + 0.28*Nb + 10/13*Cu限定,其中各種元素以重量百分比表示)可被包括在鈦合金中。盡管在鋁當量或鉬當量中沒有針對Si的係數存在,但可能的是,Si將基於(yu) 在初生α基質中形成有序Ti3Al顆粒的增大趨勢結合到鋁當量中。圖5示出了基於(yu) 上文提到的鋁當量和鉬當量定義(yi) 繪出的商業(ye) 鈦合金的較寬範圍。1區包含近α市售合金,其具有低β穩定劑含量,且通常在厚截麵尺寸中很難硬化。這些合金可用作用於(yu) 葉盤的轂材料,然而其應用可由於(yu) 厚截麵尺寸中的有限的淬硬性和相對較弱的疲勞性質而受限。1區合金可形成在由於(yu) 固態焊接而驟冷之後的主要六角的馬氏體(ti) 結構。固態焊接通常可通過在一定溫度下時效來加韌,該溫度將不會(hui) 遠離焊縫和熱影響區來使基礎合金性質變差。注意,固態焊接可通過僅(jin) 影響焊縫附近的材料中的局部熱處理來加韌,然而存在關(guan) 於(yu) 此途徑的控製問題,包括殘餘(yu) 應力控製。因此,可能更期望熱處理整個(ge) 焊接的構件。
2區包含β或近β市售合金,其具有高β穩定劑含量,且通常在驟冷和時效之後可在厚截麵尺寸中硬化。由於(yu) 其優(you) 異的淬硬性,諸如2區中的Ti-17的合金可用作葉盤的轂材料。2區合金可在固態焊接引起的驟冷之後形成保持β。保持β焊縫可強度低於(yu) 遠離焊縫的基礎合金,且需要焊接後時效來提高焊縫的強度。在低溫下時效可導致超細α或omega相沉澱引起的焊縫中的過度硬化。在高溫下時效可導致堅韌焊縫,然而,取決(jue) 於(yu) 基礎合金成分,用於(yu) 使焊縫加韌的較高時效溫度可導致遠離焊縫的基礎合金材料的強度和疲勞降低。
3區包含具有中等水平的β穩定劑含量的α加β合金,且可在驟冷和時效之後硬化至中等截麵尺寸。注意,圖5和6中的3區示為(wei) 虛線,且可延伸至界定1區和2區所示的邊界。諸如3區中的Ti-6246的合金可由於(yu) 其淬硬性用作葉盤的轂材料。在固態焊劑引起的驟冷之後,3區合金可形成斜方馬氏體(ti) 、六角馬氏體(ti) 和/或保持β的組合。焊縫可具有高於(yu) 遠離焊縫的基礎合金的強度,且需要焊接後熱處理來降低焊縫的強度。可能需要在高溫下時效,以便降低強度和使焊縫加韌,然而,取決(jue) 於(yu) 基礎合金成分,用於(yu) 使焊縫加韌的高時效溫度可導致遠離焊縫的基礎合金材料的強度和疲勞降低。如上文所述,固態焊接可通過僅(jin) 影響焊縫附近的材料中的局部熱處理來加韌,然而存在關(guan) 於(yu) 此途徑的控製問題,包括殘餘(yu) 應力控製。因此,可能更期望熱處理整個(ge) 焊接的構件。
圖6示出了在1區和3區的中心的圖5的下部,且還示出了以下表2中的實驗合金。實驗合金可由於(yu) 增大的β穩定劑含量而具有超過Ti-64的提高的淬硬性,但還具有高時效溫度,允許了固態焊接的構件的熱處理來使固態焊縫加韌,而不會(hui) 降低遠離焊縫的基礎合金性質。
在實驗合金具有對於(yu) 厚截麵應用(諸如大截麵尺寸葉盤)不足的強度和疲勞性質的情況中,附加的處理步驟可加入,以改進初生α晶粒尺寸,而不論合金是否包含矽、銅、或矽和銅兩(liang) 者。表2概述了處理成如由線性截斷方法測得的大約15微米和大約2微米的兩(liang) 種不同初生α晶粒尺寸的厚截麵Ti-64鍛件的室溫、HCF光滑條、A比=1、一千萬(wan) 次循環的跳動應力。減小初生α晶粒尺寸的鍛造方法包括但不限於(yu) 在較低最終α/β鍛造溫度下處理,或沿多個(ge) 方向鍛造,例如,見US2014/0261922, EP1546429B1和US2012/0060981。表2示出了初生α晶粒尺寸的大約七倍的減小導致HCF強度的大約30%的提高。因此,改造初生α晶粒尺寸的附加處理可導致具有提高的性質平衡的構件。
表2:處理成兩(liang) 種初生α晶粒尺寸的Ti-64厚截麵塊的10^7跳動高周疲勞應力
。
IV.合金構件
圖1為(wei) 具有中心旋轉軸線12的示例性渦扇發動機組件10的簡圖。在示例性實施例中,渦扇發動機組件10包括進氣側(ce) 14和排氣側(ce) 16。渦扇發動機組件10還包括核心燃氣渦輪發動機18,其包括高壓壓縮機20、燃燒器22和高壓渦輪24。此外,渦扇發動機組件10包括設置在核心燃氣渦輪發動機18軸向下遊的低壓渦輪26,以及設置在核心燃氣渦輪發動機22的軸向上遊的風扇組件28。風扇組件28包括從(cong) 轉子轂32沿徑向向外延伸的風扇葉片30的陣列。此外,渦扇發動機組件10包括設置在風扇組件28與(yu) 低壓渦輪26之間的第一轉子軸34,以及設置在高壓壓縮機20與(yu) 高壓渦輪24之間的第二轉子軸36,使得風扇組件28、高壓壓縮機20、高壓渦輪24和低壓渦輪26相對於(yu) 渦扇發動機組件10的中心旋轉軸線12串流連通且同軸對準。
在操作期間,空氣穿過進氣側(ce) 14進入,且穿過風扇組件28流至高壓壓縮機20。壓縮的空氣被輸送至燃燒器22。在穿過排氣側(ce) 16流出渦扇發動機組件10之前,來自燃燒器22的空氣流驅動高壓渦輪24和低壓渦輪26。
高壓壓縮機20、燃燒器22、高壓渦輪24和低壓渦輪26各自包括至少一個(ge) 轉子組件。旋轉或轉子組件大體(ti) 上取決(jue) 於(yu) 它們(men) 在渦扇發動機組件10內(nei) 的相對軸向位置而經曆不同的溫度。例如,在示例性實施例中,渦扇發動機10朝前風扇組件28具有大體(ti) 上較冷的操作溫度,且朝後高壓壓縮機20具有較熱的操作溫度。因此,高壓壓縮機20內(nei) 的轉子構件大體(ti) 上由相比於(yu) 風扇組件28的轉子構件的製造材料能夠經得起更高溫度的材料製成。
盡管渦扇發動機組件10代表旋轉機器類別的一個(ge) 成員,但其它成員包括陸基燃氣輪機、渦輪噴氣、渦輪軸發動機、無涵道發動機、無涵道風扇、固定翼和螺旋槳轉子等,以及分布式推進器,諸如分布式風扇或吊艙等。本領域的技術人員將認識到的是,實施本發明將包括製作和使用可用於(yu) 操作此旋轉機器的旋轉機器部分形式的構件。例如,示例性旋轉機器部分包括盤、葉盤、翼型件、葉片、導葉、一體(ti) 地帶葉片的轉子、框架、整流罩、密封件、變速箱、殼、支座、軸等。
類似地,本領域的技術人員將認識到的是,實施本發明將包括製作和使用機體(ti) 部分形式的構件,例如,包括翼梁、肋、框架、箱、吊架、機身、穩定器、起落架、翼、座位軌道和整流罩等。
另外,具有諸如圖2的翼型件60的製品的構件可由創造性的合金製造。示例製品可具有厚截麵,鑄造和鍛造,或為(wei) 結構航空鑄件,等。
實例
表3比較了示例性鈦合金,比較合金和具有Ti-64的創造性合金:
表3,選擇的實驗合金的化學成分(wt%)
。
表4,表3中的選擇的合金的室溫拉伸性質
。
表5,表3中的選擇的合金的300F拉伸性質
。
表6,表3中的選擇的實驗合金的600F拉伸性質
。
表4,5和6示出了表3中列出的一些合金的隨溶解熱處理的冷卻速率變化的室溫、300℉和600℉的拉伸性質。相比於(yu) Ti-64基準,合金A,看到了大約130℉每分鍾的緩慢冷卻速率,在室溫下測試的合金G(Ti-64加Fe、Mo和Si)和J(Ti-64加Fe、Mo、Si和Cu)具有略微較低的塑性伸長,但最終且0.2%屈服強度高大約25-30ksi。
表7示出了穿過600F模量的升高室溫的合金對拉伸模量性質的影響。當C、Fe和Mo連同Si加入時,室溫和600F下存在拉伸模量的較小增大。類似於(yu) C,Fe、Mo和Cu加至Ti-64基,存在溫室和600F中的拉伸模量的小增長。增大的模量導致葉盤應用的情況中的翼型件應力的潛在減小,可能允許較薄的翼型件設計成具有較低重量和改善的性能。
表7:表3中選擇的實驗合金的彈性模量(Msi)
。
表8示出了具有大約2的應力集中(Kt)的開槽條的一千萬(wan) 次循環的室溫HCF跳動應力,A比=無限和0.5。在A=無*,在一千萬(wan) 次循環HCF跳動應力中看到的大約45%的改善,而在A=0.5時,一千次循環HCF跳動應力改善為(wei) 大約10%。
表8:表3中選擇的實驗合金的10^7跳動高周疲勞應力
。
對外物破壞(FOD)的抵抗力使用壓縮的氣體(ti) 彈道鑽機評估,在範圍從(cong) 大約600到大約1000英尺每秒的速度下在合金A,G,J和K片上發射大約0.175''的鋼珠軸承。
基線Ti-64(合金A)顯示出在大約800ft/s和更低下無插入。在大約1000ft/s下,發生插入,但未觀察到徑向開裂。合金G,J和K在所有測試速度下顯示出相當或更好的結果,在衝(chong) 擊區域周圍具有相似或更小的變形。在合金J的情況下,珠在大約1000ft/s下未插入,表明在涉及的高衝(chong) 擊應變率下的優(you) 異的強度和韌性的組合。
盡管按照一個(ge) 或更多個(ge) 特定實施例描述了本發明,但將清楚的是,其它形式可由本領域的技術人員采用。將理解的是,連同本文的成分使用的"包括"公開且包括了其中成分基本上由所述組分構成(即,包含所述組分且沒有顯著不利影響公開的基本新穎特征的其它組分)的實施例,以及其中成分由所述組分構成(即,除自然且不可避免存在於(yu) 各個(ge) 所述組分中的汙染物外,僅(jin) 包含所述組分)的實施例。
本書(shu) 麵描述使用了實例來公開本發明,包括最佳模式,且還使本領域的任何技術人員能夠實施本發明,包括製作和使用任何裝置或係統,以及執行任何並入的方法。本發明的範圍由權利要求限定,且可包括本領域的技術人員想到的其它實例。如果此類其它實施例包括並非不同於(yu) 權利要求的書(shu) 麵語言的結構元件,或如果它們(men) 包括與(yu) 權利要求的書(shu) 麵語言無實質差別的等同結構元件,則期望此類其它實例在權利要求的範圍內(nei) 。