由奥氏体回火的延性铁合金生产大型部件的方法

专利名称：由奥氏体回火的延性铁合金生产大型部件的方法
由奥氏体回火的延性铁合金生产大型部件的方法技术领域
本发明总体涉及从延性铁合金生产部件。更具体地,本发明涉及能够生产由延性铁合金铸造的相对大型的部件的方法，其中该部件展示出期望的强度和韧性的组合，例如， 适合用于风力涡轮机的主轴。
背景技术：
图I示意性地呈现了风力涡轮机10，其通常包括转子叶片组件12，转子叶片组件 12包括从轮毂16径向延伸的多个叶片14。轮毂16典型地安装在图2中示意性地呈现的主轴18上,其形成连接到发电机上的传动系的一部分。主轴18、传动系以及发电机都容纳在安装在塔架22上的机舱20内。取决于涡轮机10的尺寸，主轴18可能非常大，且主凸缘直径为大约135厘米或更大。因为主轴18必须在寒冷气候中运行且承受由叶片14上的风的作用导致的大量弯曲和扭矩，轴18受益于具有强度和韧性的平衡。
已经考虑并使用了各种合金来生产由主轴18所代表类型的大型轴。作为示例，在风力涡轮机应用中常使用锻钢用于主轴。由于它们的强度、韧性和可机械加工性，延性铁 (球墨铸铁)合金也被用于生产风力涡轮机主轴。用于这些轴的典型的生产方法包括常规的砂型铸造。然而，这些主轴典型地具有小于十五厘米的截面厚度，并且不面临更新的风力涡轮机设计的苛刻服务要求。由于风力涡轮机应用需要更大的主轴，它们对于强度和韧性的设计要求已经超出了常规延性铁合金的能力。
奥氏体回火是在铁合金上执行以增加强度和韧性的热处理工艺。合金被加热至奥氏体状态，且然后以足够快的速度被冷却至奥氏体回火温度以避免形成珠光体。例如，奥氏体化步骤可能需要将铸件加热至大约1500° F到大约1800° F(大约815°C到大约980°C ) 的温度，且然后将铸件保持在该温度足以完全使奥氏体浸透碳的时间，以产生奥氏体的单相基质微结构(面心立方(FCC)相，或伽马(Y)铁)，其具有由奥氏体化温度的选择决定的恒定碳含量。之后，铸件经历直接淬火到奥氏体回火温度。在中间温度下执行奥氏体回火， 典型地大约450° F到大约750° F(大约230°C到大约400°C )，最经常地在改性盐浴中进行，并保持在奥氏体回火温度下足够的时间，以产生期望的结构性转变并生成用大约百分之二的碳稳定的铁素体和奥氏体的基质。奥氏体回火温度高于马氏体起始温度并因而避免了形成马氏体。
由奥氏体回火产生的微结构取决于合金的特定成分。在包括延性铁合金的铸铁中，微结构包含奥氏铁素体，它是由可延展、高碳稳定的奥氏体基质中的细针状铁素体构成的两相显微结构成分。显而易见的是，奥氏铁素体是在用于各种应用中的奥氏体回火的延性铁(ADI)中可获得的期望特性的原因。例如，美国专利No. 4，484，953，4，880，477， 5，028，281和5，139，579公开了奥氏体回火的延性铁合金以及用于它们的使用的应用，包括用于内燃机的凸轮轴。
然而，对于成功地对延性铁合金进行奥氏体回火存在某些先决条件。在铸造操作之后但在奥氏体回火之前，对于共晶团边界(其为铸造的残留区域)应该有最少的化学显微偏析，且应该存在足够的石墨球数(例如，大于100个球每mm2)。一旦凝固完成，不能满足这些标准使得难以或者不可能获得完全为奥氏铁素体的基质，且结果是铸件的一些区域在固态奥氏体回火热处理期间形成不期望的相。类似于钢的热处理，镍、钥、锰和铜的合金添加常与延性铁一起采用以调整转变反应速率，从而允许奥氏体回火处理期间的彻底硬化。然而，诸如钥和锰的元素在固化期间对晶界强烈偏析，尤其在固化时间长且化学分隔高的厚截面中。一旦固化完成，延性铁中的石墨结构基本上凝结，并且在固态的冷却期间不发生尺寸、形状和石墨分布上的大的变化。
不幸的是，随着延性铁铸件的日益增长的截面厚度，延性铁中固化性能的主要方面决定了化学偏析程度的增加和石墨球数的减少。结果是奥氏体回火热处理期间不完全的微结构转变和不足的奥氏体碳富集，从而导致在残留区域中在冷却到室温时形成包括马氏体的极其易碎的相。此外，由于从奥氏体化温度到奥氏体回火温度的不充分冷却，在大的截面中形成珠光体。诸如淬火介质、铁化学特性以及球数等因素决定所需的重要冷却速率。因此，具有大于大约2. 5英寸(大约6. 4cm)截面厚度的延性铁铸件的彻底硬化通过奥氏体回火是难以达成的，且奥氏体回火的延性铁铸件限于具有相对薄的截面的部件，诸如前述现有技术的凸轮轴，而具有对于风力涡轮机的主轴所需尺寸的较大延性铁铸件的奥氏体回火在产生主要为奥氏铁素体且基本没有易碎相和珠光体的基质方面并不成功。如本文所用， “主要为奥氏铁素体”意味着基质中奥氏铁素体的含量按体积超过85%，而“基本没有”意味着含量按体积少于5%。发明内容
本发明提供了一种方法，通过该方法可利用奥氏体回火工艺提升由延性铁合金形成的部件的属性，例如强度和韧性。该方法能够获得部件中的期望属性，即便该部件具有超过例如十厘米的截面厚度。
该方法需要铸造延性铁合金以生产铸件。该延性铁合金包含铁、碳、硅和合金剂， 且该铸件以最小化或阻止合金剂对铸件晶界的偏析的速率固化。此外，该铸件以足以形成其特征为大于100个球每mm2的石墨球数的石墨球的速率固化。该铸件然后通过将铸件加热至奥氏体化温度足够的持续时间而进行奥氏体回火，从而生成具有包含碳的奥氏体的单相基质的微结构，并且然后在淬火介质中将铸件淬火以便将铸件从奥氏体化温度冷却至高于延性铁合金的马氏体起始温度的奥氏体回火温度，从而避免在铸件中形成马氏体和珠光体。将铸件保持在奥氏体回火温度下足够的持续时间以生成其基质主要为奥氏铁素体且基本没有马氏体和珠光体的微结构，从而提高延展性和韧性。
本发明的其它方面包括由上述方法生产的部件，以及使用该部件的机械和结构。 一个具体但非限制性示例是风力涡轮机的主轴。
本发明的一个技术效果是对具有大于之前可对延性铁部件进行奥氏体回火的截面厚度的延性铁铸件进行奥氏体回火的能力，以产生其基质完全为奥氏铁素体且不包含不期望转变产物尤其是诸如马氏体的易碎相的微结构。据信此能力造成以如下方式铸造延性铁合金的熔融物，即产生具有前述石墨球数以及合金剂对铸件晶界的最小显微偏析的铸件。通过对相对大的延性铁铸件进行奥氏体回火的能力，该能力被提供用于生产展示出强度和韧性的组合的大型延性铁部件，该强度和韧性的组合在适当的条件下可与淬火并回火的锻钢相当。
本发明的其它方面和优点由以下具体实施方式
将更好地被理解。


图I和图2示意性地分别描绘了风力涡轮机和主轴，并呈现了对于本发明的奥氏体回火的延性铁铸件的特定应用。
图3示意性地呈现了用于最初生产图2的主轴的细晶粒铸件离心铸造工艺的横截面视图。
图4是呈现可在通过图3中所示的离心铸造工艺生产的主轴铸件上执行的奥氏体回火处理的图表。
部件列表
10涡轮机110
12组件112
14叶片114
16轮毂116
18轴118
20铸型120
22轴线122
24I=I益12具体实施方式
将参照图I的风力涡轮机10，且尤其是图2中所示类型的风力涡轮机10的主轴18 来描述本发明。更具体地，本发明将参考用于从延性铁合金生产主轴18的工艺进行描述， 尽管应该理解的是本发明也非常适合于由延性铁合金生产多种部件。其它的非限制性示例包括诸如汽缸套的汽车部件，诸如车轮的铁路部件，以及用于汽车、铁路、建筑、采矿和农业产业中的各种其它部件。此类部件在本领域是众所周知的且因而无需进一步描述。
参考图2，轴18示出为具有管状形状，且在一端处形成有凸缘，尽管可以理解的是图2仅为示意性的图示，且对于轴18的不同构造也在本发明的范围内。轴18具有相对于轴18的旋转的纵向轴线轴对称的几何形状。为了用于风力涡轮机10中，主轴18将具有远超过20英寸(大约50cm)的外径，且更典型地超过24英寸(大约60cm)，且典型的范围为大约25到60英寸(大约63到大约152cm)，尽管更小或更大的直径也是可预见的。此外， 轴18将典型地具有超过2. 5英寸(大约6. 4cm)的截面厚度，且更典型地超过4英寸(大约IOcm)，且典型的范围为大约6到8英寸(大约15到20cm)，尽管更小或更大的直径同样是可预见的。轴18的其它方面，包括其在风力涡轮机10中的安装以及涡轮机10的操作另外在本领域也是已知的，并且因而不在此处详细讨论。
如果轴18将为延性铁合金的铸件，上述类型的截面厚度传统上已经太大而不允许进行能够获得产生完全奥氏铁素体基质并避免诸如马氏体的易碎相的完全微结构转变的奥氏体回火处理。然而，根据本发明的优选方面，对于在延性铁合金上执行的奥氏体回火处理的有效性的先前的限制可以通过首先将轴18的铸件生产成具有细化晶粒微结构、高石墨球数以及合金剂对铸件的晶界最小的显微偏析而克服。
可根据本发明处理多种延性铁合金以包含对于延性铁而言典型的合金剂，例如， 碳、硅和锰以及可选地铜、镍和/或钥，以及平衡铁和附属杂质，诸如铬、磷、硫等。对于这些成分的其中一些的特定范围包括按重量算大约3. 0%到大约3. 9%的碳，大约I. 9%到大约2.7%的娃，闻达0. 3%的猛，闻达0. 8的铜，闻达0. 2%的镇，闻达0. 05%的络，闻达0. 02% 的钒，高达0. 01%的硫，以及高达0. 3%的钥，以及平衡铁和附属杂质。如本领域已知的，碳的含量对于石墨形成以及可铸造性考虑都是必须的。硅的作用通常是固化期间促进石墨而不是亚稳定的铁碳化物的形成。主要由于硅的存在，碳成分在固化期间作为球形石墨而分离。球形石墨赋予了延性铁合金已知的诸如高强度和韧性的期望属性。可包括钥以增加奥氏体回火延性铁中的奥氏铁素体的可硬性以及延缓珠光体形成。可包括锰以清除硫，硫优选地在合金中不存在但常难以避免地作为杂质存在。对于具有相对厚的截面的铸件，诸如主轴18，磷被认为是有害的，因为它抵销了钥的效果。因此，磷含量优选地被保持在尽可能低的水平，例如，低于0. I重量百分比。同样在大型截面铸件例如轴18中，相对高的铜、镍以及钥含量对于奥氏铁素体可硬性考虑会是需要的，例如，朝向它们的上述范围的上端。通常，优选的合金添加物以及它们的相对量可进行平衡以获得对于给定截面尺寸足够的可硬性，同时最小化合金偏析、层(level)以及成本。
为了获得细化晶粒微结构、高石墨球数以及合金剂对晶界的最少显微偏析，可使用快速固化工艺铸造延性铁合金的熔融物，其在本文中用来指能够以足以获得高石墨球数的速率固化延性铁合金的熔融物的工艺。作为示例，合适的快速固化工艺获得大于每平方毫米100的石墨球数，更优选地，每平方毫米大约150到大约300。此类冷却速率也能够获得贯穿铸件的细化晶粒尺寸并最小化合金剂对铸件的晶界的显微偏析。显微偏析的可接受水平通过获得高于每平方毫米100的球数以及基本上没有马氏体和珠光体的基质而指示， 换言之，基质中的马氏体和珠光体含量少于5体积百分比。另一方面，如果到奥氏体回火温度的冷却速率不够，则共晶团边界处的过多显微偏析可以由基质中的低球数以及高珠光体组成指示，或者由基质中的低球数以及由于等温奥氏体回火期间奥氏体的稳定性不足导致过多的马氏体含量(高于5体积百分比)以及低奥氏铁素体含量(低于85体积百分比) 来指示。
离心铸造是快速固化铸造技术的知名示例。如本领域中已知的，离心铸造通常使得需要在围绕其纵向轴线22旋转的圆柱形铸型20内分散合金的熔融物，如图3中所示。铸型20以充分的速度旋转，以确保熔融合金24被径向向外抵靠铸型20的内表面推动，此处合金快速固化以获得由于合金被铸型20快速冷却而得到的细晶铸件。有利的是，快速固化过程也因为石墨增加的成核以及缓慢增长而促进得到高石墨球数，并限制合金剂对晶界的显微偏析的机会。对于铸型20合适的旋转速度将例如取决于铸型20的内径以及对于铸件期望的厚度而变化。
由于铸型20的旋转，由离心铸造技术生产的铸件通常是轴对称的。过去，离心铸造延性铁部件典型地限于具有轴对称几何形状的非重要应用，诸如用于市政自来水、污水管线的管道等，其典型地不会被视为用于奥氏体回火处理的待选者。然而，本发明利用了可在离心铸造部件的快速固化期间形成的精细微结构来获得主轴18的期望属性。应该指出的是能够获得快速固化速率的其他铸造技术也在本发明的范围内，包括已经被更改以达成获得本发明所要求的精细微结构、降低的显微偏析程度和高石墨球数所需的高固化速率的永久铸模和砂型铸造技术，其又产生奥氏体回火期间的期望响应，即，大部分为奥氏铁素体并基本没有马氏体和珠光体的基质，且更优选地是完全的奥氏铁素体转变以及没有诸如马氏体的易碎相。然而，应该指出的是常规永久铸模和砂型铸造技术不能达成用来与本发明一起使用的足够快的固化速率，尤其是考虑到对于主轴18期望的上述截面厚度时。
在进行奥氏体回火处理之前，铸件例如可在大约450°C到大约750°C的温度下退火足以消除任何碳化物和/或珠光体的持续时间，并提供基质中一致的碳含量。据信合适的退火处理为大约2到大约10小时，尽管更短或更长的持续时间也在本发明的范围内，以达成应力释放和退火两者。
在铸造以及如果使用的可选退火之后，延性铁铸件经历奥氏体h回火热处理循环，其如图4中所示包括加热至奥氏体化温度(Ty)足以产生具有包含碳的奥氏体的单相基质的持续时间。此类处理可使得需要加热至大约815°C至大约980°C的奥氏体化温度，并将铸件保持在该奥氏体化温度下大约一到大约三小时的持续时间。之后，将铸件在适当的淬火介质中直接淬火以将铸件从奥氏体化温度冷却至奥氏体回火温度(Ta)。如本领域中已知的，奥氏体回火温度高于延性铁合金的马氏体起始温度，以避免铸件中马氏体的形成。用于与本发明一起使用的合适的奥氏体回火温度据信在大约230°C到大约400°C的范围之间， 且奥氏体回火温度可保持大约一到大约四小时的持续时间，尽管更高和更低的温度和更长或更短的持续时间也是可预见的。在奥氏体回火温度下，铸件经历奥氏铁素体转变，其中母奥氏体(FCC Y-铁)被转变成铁素体(BCCa-铁)以及高碳稳定性的奥氏体。通常，高奥氏体回火温度将提高疲劳强度和延展性，而低奥氏体回火温度将提高强度和耐磨性。因此， 可选择奥氏体回火温度来根据主轴18的特定要求提升其某些属性。
在此应该指出淬火方法和淬火速率的重要性。用于将铸件从奥氏体化温度冷却至奥氏体回火温度的设备可进行优化以提升奥氏体回火工艺的动力学，并促进跨越整个截面厚度的完全转变，从而限制形成易碎相的倾向。特别是，该设备优选地促进从铸件到淬火介质(其典型地为盐浴)的更有效的热传递。因此，可采用常规盐浴的改型和替代物以潜在地促进奥氏铁素体转变。此类改型和替代物也可能能够补偿导致一个或更多优选属性(细化晶粒微结构、高石墨球数以及最少显微偏析)不被完全满足的铸造过程的缺点。在任何情况下，铸件都被足够快地淬火以避免珠光体形成，例如以至少5. 5°C /分钟的速率。最小淬火速率将部分地取决于合金中存在多少镍、钥、铜等。
在奥氏体回火渗透之后，可允许铸件冷却至室温。所得到的经过奥氏体回火的铸件特征在于彻底硬化并具有大部分(如果不是完全)是奥氏铁素体且基本(如果不是完全)没有马氏体和珠光体的基质构成的微结构。如果使用离心铸造工艺来形成铸件，则该铸件将倾向于在其与铸型20的界面处具有较细晶粒结构，其有利地在奥氏体回火热处理期间促进铸件的外周边表面附近的奥氏体回火响应。结果，可以在主轴18的外周边表面附近轻易获得对于铸件期望的机械特性，包括强度和韧性，其中更高的结构要求典型地是所需的。
根据上述生产的主轴18据信能够展示出可以与低合金钢匹敌的强度-韧性组合， 同时提供诸如更好的耐磨性和更好的振动及噪音阻尼的潜在优点，以及对于降低重量和节省成本的可能性。经过奥氏体回火彻底硬化的轴18的可机械加工性同样可与经过热处理的钢相当。然而，轴18还可能展示出与通过淬火以及回火操作生产的具有类似尺寸和设计的轴相比更小且更可预测的生长。结果，奥氏体回火期间发生的尺寸变化可以被精确地预测从而限制所需的最终机械加工操作的量。因而，大部分机械加工可以在铸造之后而铸件仍然相对软时立即执行。
尽管已经就优选实施例描述了本发明，但很明显的是本领域技术人员可以选择其他形式。因此，本发明的范围仅由所附权利要求限制。
权利要求
1.一种生产部件(18)的方法，所述方法包括铸造包含铁、碳、硅和合金剂的延性铁合金，以生产具有截面厚度的铸件，所述铸件以抑制所述合金剂的偏析的速率被固化，并使得所述铸件包含特征为大于100个球每mm2的石墨球数的石墨球；且然启通过如下方式对所述铸件进行奥氏体回火将所述铸件加热至奥氏体化温度足够的持续时间以生成具有包含碳的奥氏体的单相基质的微结构，且然后在淬火介质中对所述铸件进行淬火以将所述铸件从所述奥氏体化温度冷却至高于所述延性铁合金的马氏体起始温度的奥氏体回火温度，以避免在所述铸件中形成马氏体和珠光体，所述铸件被保持在所述奥氏体回火温度下足够的持续时间以产生具有主要为奥氏铁素体且基本上没有马氏体和珠光体的基质的微结构。
2.根据权利要求I所述的方法，其特征在于，所述铸造步骤是快速固化铸造技术。
3.根据权利要求I或2所述的方法，其特征在于，所述铸造步骤是离心铸造技术，所述离心铸造技术包括在围绕其轴线旋转的圆柱形铸型内分散所述延性铁合金的熔融物，并且所述铸件是轴对称的。
4.根据权利要求I到3中任一项所述的方法，其特征在于，所述铸件在所述铸造步骤之后具有大约150到大约300个球每mm2的球数。
5.根据权利要求I到4中任一项所述的方法，其特征在于，所述铸件具有至少十厘米的截面厚度。
6.根据权利要求I到5中任一项所述的方法，其特征在于，所述奥氏体化温度处于大约 815°C到大约980°C的范围中。
7.根据权利要求I所述的方法，其特征在于，所述奥氏体回火温度处于大约230°C到大约400°C的范围中。
8.根据权利要求I到7中任一项所述的方法，其特征在于，所述延性铁合金包含按重量算大约3.0%到大约3.9%的碳，大约I. 9 %到大约2. 7 %的硅，高达0. 3 %的锰，高达0. 8的铜，高达0. 2%的镍，高达0. 05%的铬，高达0. 02%的钒，高达0. 01 %的硫，以及高达0. 3% 的钥，以及平衡铁和附属杂质。
9.通过权利要求I到8中任一项所述的方法制造的部件(18)。
10.根据权利要求9所述的部件(18)，其特征在于，所述部件(18)为风力涡轮机(10) 的主轴(18)。
全文摘要
本发明涉及由奥氏体回火的延性铁合金生产大型部件的方法，具体而言，涉及一种方法，由延性铁合金形成并具有厚截面的部件(18)的特性通过该方法可利用奥氏体回火工艺提升。该方法使得需要铸造包含铁、铜、硅和合金剂的延性铁合金。该铸件以抑制合金剂对铸件的晶界的偏析的速率固化，并且使得该铸件包含具有大于100个球每mm2的数量的石墨球。然后通过如下方式对铸件进行奥氏体回火加热至奥氏体化温度以产生具有包含碳的奥氏体的单相基质的微结构，且然后将铸件淬火至奥氏体回火温度。将铸件保持在奥氏体回火温度下足够的持续时间以生成其基质主要为奥氏铁素体且基本没有马氏体和珠光体的微结构，从而提高延展性和韧性。
文档编号F16C3/02GK102534148SQ201110437539
公开日2012年7月4日 申请日期2011年12月16日 优先权日2010年12月16日
发明者G·K·布斯, J·R·帕罗利尼, S·D·托马森, S·桑吉拉拉, 朴埈永 申请人:通用电气公司