CN105026587B - 热机械加工α-β钛合金 - Google Patents
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Abstract
细化α‑β钛合金中的α相颗粒大小的方法的一个实施方案包括在第一温度范围内的第一工作温度下、在所述α‑β钛合金的α‑β相场中加工α‑β钛合金。所述合金从第一工作温度缓慢冷却。在加工完成并且从第一工作温度缓慢冷却时,所述合金包含初级球状α相粒子微观结构。在第二温度范围内的第二工作温度下、在所述α‑β相场中加工所述合金。第二工作温度低于所述第一工作温度。在第三温度范围内的第三工作温度下、在所述α‑β相场中进行加工。第三工作温度低于所述第二工作温度。在所述第三工作温度下加工之后,所述钛合金包含所需细化α相颗粒大小。
Description
关于联邦资助的研究或研发的声明
本发明是在美国政府支持下、根据美国商务部的国家标准和技术研究所(National Institute of Standards and Technology;NIST)授予的NIST合同号70NANB7H7038来进行的。美国政府可享有本发明的某些权利。
技术背景
技术领域
本公开涉及用于加工α-β钛合金的方法。更具体地说,本公开针对加工α-β钛合金以促进细颗粒、过细颗粒或超细颗粒微观结构的方法。
技术背景描述
具有细颗粒(FG)、过细颗粒(SFG)或超细颗粒(UFG)微观结构的α-β钛合金已被证明展现许多有利性质例如像改进的可成形性、较低成形流动应力(其有利于蠕变成形),和环境至中等操作温度下的较高屈服应力。
如本文使用,在涉及钛合金的微观结构时:术语“细颗粒”是指15μm下至大于5μm范围内的α颗粒大小;术语“过细颗粒”是指5μm下至大于1.0μm的α颗粒大小;并且术语“超细颗粒”是指1.0μm或更小的α颗粒大小。
锻造钛和钛合金以便产生粗颗粒或细颗粒微观结构的已知商业方法通过使用多个再加热和锻造步骤来采用0.03s-1至0.10s-1的应变率。
意图用于制造细颗粒、极细颗粒或超细颗粒微观结构的已知方法应用0.001s-1或更慢的超慢应变率下的多轴锻造(MAF)过程(参见例如,G.Salishchev等,MaterialsScience Forum,第584-586卷,第783-788页(2008))。一般MAF过程描述于例如C.Desrayaud等,Journal of Materials Processing Technology,172,第152-156页(2006)。除了MAF过程以外,另外被称为相等通道角挤压(ECAP)过程的已知相等通道角挤塑(ECAE)可用于获得钛和钛合金中的细颗粒、极细颗粒或超细颗粒微观结构。ECAP过程的描述发现于例如V.M.Segal,USSR专利号575892(1977)中,并且对于钛和Ti-6-4,发现于S.L.Semiatin和D.P.DeLo,Materials and Design,第21卷,第311-322页(2000)中。然而,ECAP过程也需要极低应变率和恒温或接近恒温条件下的极低温度。通过使用这类较高力过程如MAF和ECAP,任何起始微观结构可最终转化成超细颗粒化微观结构。然而,出于在本文中进一步描述的经济原因,目前只进行实验室规模MAF和ECAP加工。
超慢应变率MAF和ECAP过程中的颗粒细化的关键是在由所使用的超慢应变率,即0.001s-1或更慢的应变率所产生的动态再结晶状况下连续运作的能力。在动态再结晶期间,颗粒同时成核、生长并且积累位移。新成核颗粒内的位移的产生连续地减少颗粒生长的驱动力,并且颗粒成核在能量方面为有利的。超慢应变率MAF和ECAP过程使用动态再结晶以便在锻造过程期间连续地使颗粒再结晶。
加工钛合金以便颗粒细化的方法公开于国际专利公开号WO98/17386(“WO′386公开”)中,其全部以引用方式并入本文。WO′386公开中的方法公开加热并且使合金变形以便由于动态再结晶来形成细颗粒微观结构。
超细颗粒Ti-6-4合金(UNS R56400)的相对均匀的立方体可使用超慢应变率MAF或ECAP过程来生产,但是在商业情形中为了执行MAF或ECAP步骤所耗费的累积时间可为过度的。另外,常规大规模、可商购开式压模锻造设备可能不具有实现这类实施方案中所需要的超慢应变率的能力,并且因此,可能需要定制锻造设备来用于进行生产规模超慢应变率MAF或ECAP。
总体上已知较精细的片状起始微观结构需要较小应变以产生球状精细至超细微观结构。然而,虽然可通过使用恒温或接近恒温条件来产生实验室规模数量的精细至超细α-颗粒大小钛和钛合金,但是按比例放大实验室规模过程可能由于产率损失而成问题的。另外,工业规模恒温加工由于操作设备的费用而证明是成本过高的。涉及非恒温、开式模过程的高产率技术证明是困难的,这是由于需要长期设备使用的极慢所需锻造速度,并且由于减少产率的冷却相关开裂。另外,已经淬火的片状α结构展现较低延展性,尤其在较低加工温度下。
总体上已知与具有片状α微观结构的α-β钛合金相比,其中微观结构由球状α相粒子形成的α-β钛合金展现较好延展性。然而,锻造具有球状α相粒子的α-β钛合金不产生显著粒子细化。举例来说,一旦α相粒子已经粗化至一定大小,例如,10μm或更大,几乎不可能在后续热机械加工期间使用常规技术来减小这类粒子的大小,如通过光学金属学所观察到。
细化钛合金的微观结构的一种过程公开于欧洲专利号1 546 429B1(“EP′429专利”)中,其全部以引用方式并入本文。在EP’429专利的过程中,一旦α相在高温下球化,合金淬火以在相对较粗球状α相粒子之间产生呈薄片状α相形式的二次α相。在低于第一α加工的温度下后续锻造导致精细α薄片球化成精细α相粒子。所得微观结构是较粗和较细α相粒子的混合物。由于较粗α相粒子,从EP’429专利中公开的方法所产生的微观结构不适用于进一步颗粒细化成完全由超细至精细α相晶粒形成的微观结构。
全部以引用方式并入本文的美国专利公开号2012-0060981A1(“U.S.′981公开”)公开按工业规模扩大以便通过多个镦粗和拉伸锻造步骤来赋予冗余功(“MUD过程”)。U.S.′981公开公开包含通过从钛或钛合金的β相场淬火所产生的片状α结构的起始结构。MUD过程在低温下执行以在一系列交替变形和再加热步骤期间抑制过量粒子生长。片状起始原料在所使用的较低温度下展现较低延展性,并且按规模扩大开模锻造可能相对于产率而成问题的。
提供产生具有适合较高应变率、减少必需加工时间且/或消除定制锻造设备的需求的较细、极细或超细颗粒微观结构的钛合金的过程是有利的。
概述
根据本公开的一个非限制性方面,细化α-β钛合金中的α相颗粒大小的方法包括在第一温度范围内的第一工作温度下加工α-β钛合金。第一温度范围在α-β钛合金的α-β相场中。α-β钛合金从第一工作温度缓慢冷却。在加工完成并且从第一工作温度缓慢冷却时,α-β钛合金包含初级球状α相粒子微观结构。α-β钛合金随后在第二温度范围内的第二工作温度下加工。第二工作温度低于第一工作温度并且也在α-β钛合金的α-β相场中。
在非限制性实施方案中,在第二工作温度下加工之后,α-β钛合金在最终温度范围内的第三工作温度下加工。第三工作温度低于第二工作温度,并且第三温度范围在α-β钛合金的α-β相场中。在第三工作温度下加工α-β钛合金之后,获得所需细化α相颗粒大小。
在另一个非限制性实施方案中,在第二工作温度下加工α-β钛合金之后,并且在第三工作温度下加工α-β钛合金之前,α-β钛合金在一个或多个逐步降低第四工作温度下加工。一个或多个逐步降低第四工作温度各自低于第二工作温度。一个或多个逐步降低第四工作温度各自在第四温度范围和第三温度范围中的一个范围内。第四工作温度各自低于紧邻前一个第四工作温度。在非限制性实施方案中,在第一温度下加工α-β钛合金、在第二温度下加工α-β钛合金、在第三温度下加工α-β钛合金和在一个或多个逐步降低第四工作温度下加工α-β钛合金中的至少一个包括至少一个开式压模锻造步骤。在另一个非限制性实施方案中,在第一温度下加工α-β钛合金、在第二温度下加工α-β钛合金、在第三温度下加工α-β钛合金和在一个或多个逐步降低第四工作温度下加工α-β钛合金中的至少一个包括多个开式压模锻造步骤,所述方法进一步包括在两个连续压力锻造步骤中间将α-β钛合金再加热。
根据本公开的另一个方面,细化α-β钛合金中的α相颗粒大小的方法的非限制性实施方案包括在第一锻造温度范围内的第一锻造温度下锻造α-β钛合金。在第一锻造温度下锻造α-β钛合金包括至少一遍镦粗锻造和拉伸锻造。第一锻造温度范围包括横跨从低于α-β钛合金的β转变温度300°F直至小于α-β钛合金的β转变温度30°F的温度的温度范围。在第一锻造温度下锻造α-β钛合金之后,α-β钛合金从第一锻造温度缓慢冷却。
α-β钛合金在第二锻造温度范围内的第二锻造温度下锻造。在第二锻造温度下锻造α-β钛合金包括至少一遍镦粗锻造和拉伸锻造。第二锻造温度范围是低于α-β钛合金的β转变温度600F直至低于α-β钛合金的β转变温度350°F,并且第二锻造温度低于第一锻造温度。
α-β钛合金在第三锻造温度范围内的第三锻造温度下锻造。在第三锻造温度下锻造α-β钛合金包括径向锻造。第三锻造温度范围是1000°F和1400°F,并且最终锻造温度低于第二锻造温度。
在非限制性实施方案中,在第二锻造温度下锻造α-β钛合金之后,并且在第三锻造温度锻造α-β钛合金之前,α-β钛合金可退火。
在非限制性实施方案中,在第二锻造温度下锻造α-β钛合金之后,并且在第三锻造温度下锻造α-β钛合金之前,α-β钛合金在一个或多个逐步降低第四锻造温度下锻造。一个或多个逐步降低第四锻造温度低于第二锻造温度。一个或多个逐步降低第四锻造温度各自在第二温度范围和第三温度范围中的一个范围内。逐步降低第四工作温度各自低于紧邻前一个第四工作温度。
根据本公开的另一个方面,细化α-β钛合金中的α相颗粒大小的方法的非限制性实施方案包括在初始锻造温度范围内的初始锻造温度下锻造包含球状α相粒子微观结构的α-β钛合金。在初始锻造温度下锻造α-β钛合金包括至少一遍镦粗锻造和拉伸锻造。初始锻造温度范围是低于α-β钛合金的β转变温度500°F至低于α-β钛合金的β转变温度350°F。
工件在最终锻造温度范围内的最终锻造温度下锻造。在最终锻造温度下锻造工件包括径向锻造。最终锻造温度范围是1000°F至1400°F。最终锻造温度低于初始锻造温度。
附图简述
本文所述的制品和方法的特征和优点可通过参考附图来更好地了解,其中:
图1是根据本公开的细化α-β钛合金中的α相颗粒大小的方法的非限制性实施方案的流程图;
图2是根据本公开的方法的非限制性实施方案的加工步骤之后的α-β钛合金的微观结构的示意图;
图3是根据本公开的方法的非限制性实施方案的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金工件的微观结构的后向散射电子(BSE)显微照片;
图4是根据本公开的方法的非限制性实施方案的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金的微观结构的BSE显微照片;
图5是根据本公开的方法的非限制性实施方案的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金的电子后向散射衍射(EBSD)显微照片;
图6A是根据本公开的非限制性实施方案的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金的微观结构的BSE显微照片,并且图6B是根据本公开的方法的非限制性实施方案进一步锻造并退火的根据图6A的非限制性实施方案的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金的微观结构的BSE显微照片;
图7是根据本公开的方法的非限制性实施方案进一步锻造并退火的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金的EBSD显微照片;
图8是根据本公开的方法的非限制性实施方案进一步锻造并退火的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金的EBSD显微照片;
图9A是根据本公开的方法的非限制性实施方案进一步锻造并退火的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金的实施例2的样品的EBSD显微照片;
图9B是展示图9A示出的实施例2的样品中的具有具体颗粒大小的颗粒的浓度的曲线;
图9C是图9A示出的实施例2的样品的α相颗粒边界的解取向的分布的曲线;
图10A和10B分别是第一和第二锻造并退火样品的BSE显微照片;
图11是实施例3的第一样品的EBSD显微照片;
图12是实施例3的第二样品的EBSD显微照片;
图13A是实施例3的第二样品的EBSD显微照片;
图13B是具有具体颗粒大小的实施例3的样品中的α颗粒的相对量的曲线;
图13C是实施例3的样品中的α相颗粒边界的解取向的分布的曲线;
图14A是实施例3的第二样品的EBSD显微照片;
图14B是具有具体颗粒大小的实施例3的样品中的α颗粒的相对量的曲线;
图14C是实施例3的样品中的α相颗粒边界的解取向的分布的曲线;
图15是根据本公开的方法的非限制性实施方案进一步锻造的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金的微观结构的BSE显微照片;
图16是根据本公开的方法的非限制性实施方案进一步锻造的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金的EBSD显微照片;
图17A是根据本公开的方法的非限制性实施方案进一步锻造的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金的实施例4的样品的EBSD显微照片;
图17B是展示图17A示出的实施例4的样品中的具有具体颗粒大小的颗粒的浓度的曲线;
图17C是图17A示出的实施例4的样品的α相颗粒边界的解取向的分布的曲线;
图18是根据本公开的方法的非限制性实施方案进一步锻造的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金的EBSD显微照片;
图19A是根据本公开的方法的非限制性实施方案进一步锻造的锻造并缓慢冷却α-β相钛合金的实施例4的样品的EBSD显微照片;
图19B是展示图19A示出的实施例4的样品中的具有具体颗粒大小的颗粒的浓度的曲线;并且
图19C是图19A示出的实施例4的样品的α相颗粒边界的解取向的分布的曲线;
在考虑以下根据本公开的某些非限制性实施方案的详述之后,读者将了解前述细节以及其它内容。
某些非限制性实施方案的详述
应了解本文所述实施方案的某些描述已经简化以仅阐明与清楚理解所公开的实施方案相关的那些要素、特征和方面,同时出于清楚目的取消其它要素、特征和方面。本领域普通技术人员,在考虑本发明所公开的实施方案的描述后,将认识到其它要素和/或特征所公开实施方案的具体实行或应用中可为合乎需要的。然而,因为这类其它要素和/或特征可由本领域普通技术人员在考虑本发明所公开实施方案的描述后容易地确定并实施,并且因此并非为全面理解所公开实施方案所必不可少的,所以这类元件和/或特征的描述未在本文中提供。因此,应了解在本文中阐明的描述仅仅示例并说明所公开的实施方案并且并非意欲限制如仅由权利要求书界定的本发明范围。
同样地,本文引用的任何数值范围意在包括其中纳入的所有子范围。举例来说,范围“1至10”意欲包括所引用最小值1与所引用最大值10之间(并且所述最小值1和最大值10包括在内)的所有子范围,也就是说具有等于或大于1的最小值和等于或小于10的最大值。在本文中引用的任何最大数值限制意欲包括其中纳入的所有较低数值限制并且在本文中引用的任何最小数值限制意欲包括其中纳入的所有较高数值限制。因此,申请人保留修正本公开(包括权利要求书)的权力,以便明确引用纳入本文所明确引用的范围内的任何子范围。所有这类范围意在在本文中以固有方式公开,以使得修正以明确引用任何这类子范围将符合美国法典35篇112条的第一段和美国法典35篇132条(a)款的要求。
除非另外指示,否则如本文使用的语法冠词“一个(种)(one)”、“一个(种)(a)”、“一个(种)(an)”以及“所述(the)”意在包括“至少一个(种)”或“一个或多个(一种或多种)”。因此,冠词在本文中用来指代冠词的语法对象的一个或一个以上(即,指代至少一个)。例如,“一个部件”意指一个或多个部件,并且因此可能涵盖多于一个部件,并且所描述的实施方案的实施中可能采用或使用多于一个部件。
所有百分比和比率基于合金组合物的总重量来计算,除非另外指示。
据称以引用的方式全部或部分并入本文的任何专利、出版物或其它公开材料必是仅在以下程度上并入本文:并入的材料不得与本公开内容中阐述的现有定义、声明或其它公开材料冲突。因此,并且在必要的程度上,如本文中阐明的公开内容优先于以引用方式并入本文的任何冲突材料。据称以引用的方式并入本文中、但与本文阐明的现有定义、声明或其它公开材料冲突的任何材料或其部分,仅在并入材料与现有公开材料之间不出现冲突的程度上并入。
本公开包括各个实施方案的描述。应理解的是,本文描述的所有实施方案是示例性的、说明性的以及非限制性的。因此,本发明并不局限于各个示例性、说明性以及非限制性实施方案的描述。事实上,本发明仅由权利要求书限定,所述权利要求书可修正以引用本公开中明确地或固有地描述的、或本公开以其它方式明确地或固有地支持的任何特征。
根据本公开的一个方面,图1是示出根据本公开的细化α-β钛合金中的α相颗粒大小的方法100的多个非限制性实施方案的流程图。图2是由根据本公开的加工步骤产生的微观结构200的示意图。在根据本公开的非限制性实施方案中,细化α-β钛合金中的α相颗粒大小的方法100包括提供102包含片状α相微观结构202的α-β钛合金。本领域普通技术人员知道片状α相微观结构202通过β热处理α-β钛合金随后淬火来获得。在非限制性实施方案中,α-β钛合金β热处理并且淬火104以便提供片状α相微观结构202。在非限制实施方案中,β热处理合金进一步包括在β热处理温度下加工合金。在另一个非限制性实施方案中,在β热处理温度下加工合金包括辊压锻造、锻压、初轧、开模锻造、压力模锻、压力锻造、自动热锻造、径向锻造、镦粗锻造、拉伸锻造和多轴锻造中的一种或多种。
仍然参看图1和2,细化α-β钛合金中的α相颗粒大小的方法100的非限制性实施方案包括在第一温度范围内的第一工作温度下加工106合金。应认识到合金可在第一温度范围内锻造一次或多次,并且可在第一温度范围内的一个或多个温度下锻造。在非限制性实施方案中,当合金在第一温度范围内加工一次以上时,合金首先在第一温度范围内的较低温度下加工,然后在第一温度范围内的较高温度下加工。在另一个非限制性实施方案中,当合金在第一温度范围内加工一次以上时,合金首先在第一温度范围内的较高温度下加工,然后在第一温度范围内的较低温度下加工。第一温度范围在α-β钛合金的α-β相场中。在非限制性实施方案中,第一温度范围是产生包含初级球状α相粒子的微观结构的温度范围。如本文使用,短语“初级球状α相粒子”是指包含钛金属的密集六边形α相同素异形体的总体上等轴粒子,所述同素异形体根据本公开在第一工作温度下加工之后形成,或从现在或今后为本领域普通技术人员所知的任何其它热机械过程形成。在非限制性实施方案中,第一温度范围在α-β相场的较高域中。在特定非限制性实施方案中,第一温度范围是低于β转变300°F直至低于合金的β转变温度30°F的温度。应认识到在可在α-β相场中相对较高的第一温度范围内的温度下加工104合金产生包含初级球状α相粒子的微观结构204。
如本文使用,术语“加工(working)”是指热机械加工或热机械处理(“TMP”)。“热加工”在本文中定义为总体上涵盖将受控热和变形处理组合以获得协同效应,例如像并且不限于改进强度而不损失韧性的各种金属成形过程。热机械加工的此定义与在例如ASMMaterials Engineering Dictionary,J.R.Davis编,ASM International(1992),第480页中归结的含义一致。另外,如本文使用,术语“锻造”、“开式压模锻造”、“镦粗锻造”、“拉伸锻造”和“径向锻造”是指热机械加工的形式。如本文使用,术语“开式压模锻造”是指在模具之间锻造金属或金属合金,其中伴随着每个模具进程的压力机的单一工作行程,材料流动不完全受机械或液压力所限制。开式压模锻造的此定义与在例如ASM MaterialsEngineering Dictionary,J.R.Davis编,ASM International(1992),第298和343页中归结的含义一致。如本文使用,术语“径向锻造”是指使用两个或更多个移动砧或模具来产生沿着其长度具有恒定或变化直径的锻件的过程。径向锻造的此定义与在例如ASM MaterialsEngineering Dictionary,J.R.Davis编,ASM International(1992),第354页中归结的含义一致。如本文使用,术语“镦粗锻造”是指开模锻造工件以使得工件的长度总体上减少并且工件的横截面总体上增加。如本文使用,术语“拉伸锻造”是指开模锻造工件以使得工件的长度总体上增加并且工件的横截面总体上减少。冶金学领域普通技术人员容易了解这些若干术语的含义。
在根据本公开的方法的非限制性实施方案中,α-β钛合金选自Ti-6Al-4V合金(UNSR56400)、Ti-6Al-4V ELI合金(UNS R56401)、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo合金(UNS R54620)、Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo合金(UNS R56260)和Ti-4Al-2.5V-1.5Fe合金(UNS 54250;合金)。在根据本公开的方法的另一个非限制性实施方案中,α-β钛合金选自Ti-6Al-4V合金(UNS R56400)和Ti-6Al-4V ELI合金(UNS R56401)。在根据本公开的方法的特定非限制性实施方案中,α-β钛合金是Ti-4Al-2.5V-1.5Fe合金(UNS 54250)。
在第一温度范围内的第一工作温度下加工106合金之后,合金从第一工作温度缓慢冷却108。通过从第一工作温度来缓慢冷却合金,包含初级球状α相的微观结构得以保持并且不转化成二次片状α相,如在快速冷却或淬火之后发生,如在以上论述的EP′429专利中所公开。认为与包含片状α相的微观结构相比,由球状α相粒子形成的微观结构在较低锻造温度下展现较好延展性。
如本文使用,术语“已缓慢冷却”和“正在缓慢冷却”是指以不大于每分钟5°F的冷却速率来冷却工件。在非限制性实施方案中,缓慢冷却108包括以不大于每分钟5°F的预编程匀降速率来炉内冷却。应认识到根据本公开的缓慢冷却可包括缓慢冷却至环境温度或缓慢冷却至合金进一步加工的更低工作温度。在非限制性实施方案中,缓慢冷却包括将α-β钛合金从第一工作温度下的炉腔传送至第二工作温度下的炉腔。在特定非限制性实施方案中,当工件的直径大于或等于12英寸,并且确保工件具有足够热惯性时,缓慢冷却包括将α-β钛合金从第一工作温度下的炉腔传送至第二工作温度下的炉腔。第二工作温度在下文描述。
在非限制性实施方案中,在缓慢冷却108之前,合金可在第一温度范围内的热处理温度下热处理110。在热处理110的特定非限制性实施方案中,热处理温度范围横跨从1600°F直至小于合金的β转变温度30°F的温度的温度范围。在非限制性实施方案中,热处理110包括加热至热处理温度,并且将工件保持在热处理温度下。在热处理110的非限制性实施方案中,工件保持在热处理温度下持续1小时至48小时的热处理时间。认为热处理有助于完成初级α相粒子的球化。在非限制性实施方案中,在缓慢冷却108或热处理110之后,α-β钛合金的微观结构包含至少60体积百分数的α相部分,其中α相包含或由球状初级α相粒子组成。
应认识到包括包含球状初级α相粒子的微观结构的α-β钛合金的微观结构可通过不同于如上所述的过程来形成。在这类情况下,本公开的非限制性实施方案包括提供112包括包含或由球状初级α相粒子组成的微观结构的α-β钛合金。
在非限制性实施方案中,在第一工作温度下加工106合金并且缓慢冷却108合金之后,或热处理110并缓慢冷却108合金之后,合金在第二温度范围内的第二工作温度下加工114一次或多次,并且可在第二温度范围内的一个或多个温度下锻造。在非限制性实施方案中,当合金在第二温度范围内加工一次以上时,合金首先在第二温度范围内的较低温度下加工,然后在第二温度范围内的较高温度下加工。认为当工件首先在第二温度范围内的较低温度下加工,然后在第二温度范围内的较高温度下加工时,增强再结晶。在另一个非限制性实施方案中,当合金在第一温度范围内加工一次以上时,合金首先在第一温度范围内的较高温度下加工,然后在第一温度范围内的较低温度下加工。第二工作温度低于第一工作温度并且第二温度范围在α-β钛合金的α-β相场中。在特定非限制性实施方案中,第二温度范围是低于β变点600°F至350°F并且可在第一温度范围内的一个或多个温度下锻造。
在非限制性实施方案中,在第二工作温度下加工114合金之后,合金从第二工作温度冷却。在第二工作温度加工114之后,合金可以任何冷却速率来冷却,包括但不限于,如本领域普通技术人员知道的炉内冷却、空气冷却和液体淬火中的任何一种所提供的冷却速率。应认识到冷却可包括冷却至环境温度或工件进一步加工的下一个工作温度,如第三工作温度或逐步降低第四工作温度中的一个,如下所述。还应认识到,在非限制性实施方案中,如果合金在第二工作温度下加工之后获得所需颗粒细化度,合金的进一步加工并非必需的。
在非限制性实施方案中,在第二工作温度下加工114合金之后,合金在第三工作温度下加工116,或在一个或多个第三工作温度下加工一次或多次。在非限制性实施方案中,第三工作温度可为第三工作温度范围内的最终工作温度。第三工作温度低于第二工作温度,并且第三温度范围在α-β钛合金的α-β相场中。在特定非限制性实施方案中,第三温度范围是1000°F至1400°F。在非限制性实施方案中,在第三工作温度下加工116合金之后,获得所需细化α相颗粒大小。在第三工作温度加工116之后,合金可以任何冷却速率来冷却,包括但不限于,如本领域普通技术人员知道的炉内冷却、空气冷却和液体淬火中的任何一种所提供的冷却速率。
仍然参看图1和2,同时不遵循任何具体理论,认为通过在α-β相场中的相对较高温度下加工106α-β钛合金,以及可能热处理110,随后缓慢冷却108,微观结构从主要包含α相片状微观结构202的结构转化成球状α相粒子微观结构204。应认识到某些量的β相钛,即钛的体心立方相同素异形体可存在于α相薄片之间或初级α相粒子之间。在任何加工和冷却步骤之后存在于α-β钛合金中的β相钛的量主要取决于存在于特定α-β钛合金中的β相稳定元素的浓度,这为本领域普通技术人员很好理解。应注意随后转化成初级球状α粒子204的片状α相微观结构202可通过在第一工作温度下加工合金并淬火之前β热处理并淬火104合金来产生,如在上文中描述。
球状α相微观结构204充当后续较低温度加工的起始原料。与片状α相微观结构202相比,球状α相微观结构204具有总体上更好延展性。虽然再结晶并细化球状α相粒子所需要的应变可大于使片状α相微观结构球化所需要的应变,但是α相球状粒子微观结构204也表现好得多延展性,尤其在较低温度下加工时。在加工包括锻造的本文中的非限制性实施方案中,较好延展性甚至在中等锻模速度下观察到。换句话说,球状α相微观结构204在中等模具速度下的较好延展性允许的锻造应变的增加超过细化α相颗粒大小的应变要求,例如,较低模具速度,并且可产生较好产率和较短模压时间。
虽然仍然未遵循任何具体理论,进一步认为因为与片状α相微观结构202相比,球状α相粒子微观结构204具有较高延展性,可根据本公开(例如步骤114和116)使用一系列较低温度加工来细化α相颗粒大小以触发球状α相粒子204、206内的受控再结晶和颗粒生长波。最后,在根据本文中的非限制性实施方案加工的α-β钛合金中,通过第一加工106和冷却步骤108获得的球化中产生的初级α相粒子本身并非精细或超细的,而是实际上包括或由很多重结晶精细至超细α相颗粒208组成。
仍然参看图1,根据本公开的细化α相颗粒的非限制性实施方案包括在第二工作温度下加工114合金之后,并且在第三工作温度下加工116合金之前的任选退火或再加热118。任选退火118包括将合金加热至横跨从低于α-β钛合金的β转变温度500°F直至低于α-β钛合金的β转变温度250°F的退火温度范围内的退火温度持续30分钟至12小时的退火时间。应认识到可在选择较高温度时采用较短时间,并且可在选择较低温度时采用较长退火时间。认为尽管以一些颗粒变粗为代价,但是退火增加再结晶,并且最终有助于α相颗粒细化。
在非限制性实施方案中,在加工合金的任何步骤之前,合金可再加热至工作温度。在一个实施方案中,任何加工步骤可包括多个加工步骤,如例如,多个拉伸锻造步骤、多个镦粗锻造步骤、镦粗锻造和拉伸锻造的任何组合、多个镦粗锻造和多个拉伸锻造的任何组合和径向锻造。在根据本公开的细化α相颗粒大小的任何方法中,在工作温度下的任何加工或锻造步骤中间,合金可再加热至此工作温度。在非限制性实施方案中,再加热至工作温度包括将合金加热的所需工作温度并且将合金保持在温度下30分钟至6小时。应认识到在工件从炉中取出较长时间,如30分钟或更长,以便进行中间调节,例如切割末端,再加热可延长至超过6小时,例如至12小时,或本领域技术人员知道整个工件再加热至所需工作温度的无论多长时间。在非限制性实施方案中,再加热至工作温度包括将合金加热的所需工作温度并且将合金保持在温度下30分钟至12小时。
在第二工作温度下加工114之后,合金在第三工作温度下加工116,其可为最终加工步骤,如在上文中描述。在非限制性实施方案中,在第三温度下加工116包括径向锻造。当以前加工步骤包括开放压力锻造时,开放压力锻造向工件的中心区域赋予更多应变,如共同待决的美国申请序列号13/792,285中所公开,所述申请全部以引用方式并入本文。应注意径向锻造提供较好最终大小控制,并且向合金工件的表面区域赋予更多应变,以使得锻造工件的表面区域的应变可类似于锻造工件的中心区域的应变。
根据本公开的另一个方面,细化α-β钛合金中的α相颗粒大小的方法的非限制性实施方案包括在第一锻造温度下锻造α-β钛合金,或在第一锻造温度范围内的一个或多个锻造温度下锻造一次以上。在第一锻造温度下,或在一个或多个第一锻造温度下锻造合金包括至少一遍镦粗锻造和拉伸锻造。第一锻造温度范围包括横跨从低于β转变温度300°F直至小于合金的β转变温度30°F的温度的温度范围。在第一锻造温度下锻造合金并且可能使它退火之后,合金从第一锻造温度缓慢冷却。
合金在第二锻造温度下,或在第二锻造温度范围内的一个或多个第二锻造温度下锻造一次或一次以上。在第二锻造温度下锻造合金包括至少一遍镦粗锻造和拉伸锻造。第二锻造温度范围为低于β变点600°F至350°F。
合金在第三锻造温度下,或在第三锻造温度范围内的一个或多个第三锻造温度下锻造一次或一次以上。在非限制性实施方案中,第三锻造操作为第三锻造温度范围内的最终锻造操作。在非限制性实施方案中,在第三锻造温度下锻造合金包括径向锻造。第三锻造温度范围包括横跨1000°F和1400°F的温度范围,并且第三锻造温度低于第二锻造温度。
在非限制性实施方案中,在第二锻造温度下锻造合金之后,并且在第三锻造温度下锻造合金之前,合金在一个或多个逐步降低第四锻造温度下锻造。一个或多个逐步降低第四锻造温度低于第二锻造温度。第四工作温度各自低于紧邻前一个第四工作温度,如果有的话。
在非限制性实施方案中,高α-β场锻造操作,即,在第一锻造温度下锻造产生15μm至40μm的初级球状α相粒子大小范围。第二锻造过程开始于低于β变点500°F至350°F之间的多个锻造、再加热和退火操作,例如一个至三个镦粗和拉伸,随后低于β变点550°F至400°F之间的多个锻造、再加热和退火操作,例如一个至三个镦粗和拉伸。在非限制性实施方案中,在任何锻造步骤中间,工件可再加热。在非限制性实施方案中,在第二锻造过程中的任何再加热步骤下,合金可在低于β变点500°F与250°F之间退火持续30分钟至12小时的退火时间,在选择较高温度时采用较短时间,并且在选择较低温度时采用较长时间,如本领域技术人员所认识到。在非限制性实施方案中,合金可在低于α-β钛合金的β转变温度600°F至450°F之间的温度下锻造缩小。用于锻造的V形模具可在此时点与润滑化合物例如像氮化硼或石墨片一起使用。在非限制性实施方案中,合金在1100°F至1400°F下执行的一系列2至6次减小中,或多个系列的2至6次减小和再加热中进行径向锻造,其中温度开始于不超过1400°F并且对于每次新的再加热,降低至不小于1000°F。
根据本公开的另一个方面,细化α-β钛合金中的α相颗粒大小的方法的非限制性实施方案包括在初始锻造温度范围内的初始锻造温度下锻造包含球状α相粒子微观结构的α-β钛合金。在初始锻造温度下锻造合金包括至少一遍镦粗锻造和拉伸锻造。初始锻造温度范是低于α-β钛合金的β转变温度围500°F至350°F。
合金在最终锻造温度范围内的最终锻造温度下锻造。在最终锻造温度下锻造工件包括径向锻造。最终锻造温度范围是低于β变点600°F至450°F。最终锻造温度低于一个或多个逐步降低锻造温度中的每一个。
以下实施例旨在进一步描述某些非限制性实施方案而不限制本发明的范围。本领域的普通技术人员将认识到,可能存在于本发明范围内的以下实施例的变化形式,本发明的范围仅由权利要求书限定。
实施例1
包含Ti-6A1-4V合金的工件根据形成基本上球状初级α微观结构的领域的技术人员的常用方法在第一工作温度范围内加热并锻造。工件然后加热至第一锻造温度范围内的1800°F的温度持续18小时(如根据图1中的方框110)。然后它在炉中以每小时-100°F或每分钟1.5与2°F之间缓慢冷却至1200°F,然后空气冷却至环境温度。锻造并缓慢冷却合金的微观结构的后向散射电子(BSE)显微照片呈现于图3和4中。
在图3和4的BSE显微照片中,观察到在α-β相场中的相对较高温度下锻造之后,随后缓慢冷却,微观结构包含穿插有β相的初级球状α相粒子。在显微照片中,灰色阴影水平与平均原子序数相关,从而指示化学组成变量,并且也基于晶体取向而局部变化。显微照片中的颜色浅的区域是富含钒的β相。由于钒的相对较高原子序数,β相似乎为更亮色调灰色。颜色较暗的区域是球状α相。图5是展示衍射图质量的相同合金样品的电子后向散射衍射(EBSD)显微照片。另外,颜色浅的区域是β相,因为它在这些实验中展示更清晰衍射图案,并且暗色的区域是α相,因为它展示不太清晰衍射图案。观察到在α-β相场中的相对较高温度下锻造α-β钛合金,随后缓慢冷却,产生包含穿插有β相的初级球状α相粒子的微观结构。
实施例2
使用与实施例1类似的方法产生的Ti-6-4材料4”立方体形状的两个工件加热至1300°F并且经由在约0.1至1/s应变率下操作的相当快速、开模多轴锻造的两个周期(6次打击直至3.5”高度)锻造以达到至少3的中心应变。在打击之间进行十五秒暂停以允许绝热加热的一些损耗。工件随后在1450°F下退火近1小时,然后移至1300°F下的炉中以均热约20分钟。第一工件最后空气冷却。第二工件再次经由在约0.1至1/s的应变率下操作的相当快速、开模多轴锻造的两个周期(6次打击直至3.5”高度)锻造以赋予至少3的中心应变,即6的总应变。也在打击之间进行十五秒暂停以允许绝热加热的一些损耗。图6A和6B是第一和第二样品分别在其经历加工之后的BSE显微照片。另外,灰色阴影水平与平均原子序数相关,从而指示化学组成变化,以及相对于晶体取向的局部变化。在图6A和6B示出的此样品中,颜色浅的区域是β相,而颜色较暗的区域是球状α相粒子。球状α相粒子内部的灰色水平的变化揭示晶体取向变化,如存在亚颗粒和重结晶颗粒。
图7和8是分别是实施例2的第一和第二样品的EBSD显微照片。此显微照片中的灰色水平代表EBSD衍射图案的质量。在这些EBSD显微照片中,亮区域是β相并且暗区域是α相。一些这些区域似乎较暗并且有子结构的阴影:这些区域是原始或初级α粒子内的未再结晶的应变区域。其由在那些α粒子周围成核并生长的较小、无应变重结晶α颗粒包围。最亮小颗粒是在α粒子之间穿插的重结晶β颗粒。在图7和8的显微照片中发现通过锻造类似于实施例1样品的球状材料,初级球状α相粒子开始再结晶成原始或初级球状粒子内的更精细α相颗粒。
图9A是实施例2的第二样品的EBSD显微照片。显微照片中的灰色阴影水平代表α颗粒大小,并且颗粒边界的灰色阴影水平指示其解取向。图9B是具有具体颗粒大小的样品中的α颗粒的相对量的曲线,并且图9C是样品中的α相颗粒边界的解取向的分布的曲线。如可从图9B确定,在锻造实施例1的球状样品,然后在1450°F下退火,然后再次锻造时获得的较大数量的α颗粒是过细的,即,直径为1-5μm并且恰好在允许一些颗粒生长和再结晶的中间、静态进展的在1450°F下的退火之后,所述α颗粒总体上比实施例2的第一样品更精细。
实施例3
使用与实施例1类似的方法产生的成形为合金材料4”立方体的两个工件加热至1300°F并且经由在约0.1至1/s的应变率下操作的相当快速、开模多轴锻造的一个循环(3次打击直至3.5”高度)来锻造以达到至少1.5的中心应变。在打击之间进行十五秒暂停以允许绝热加热的一些损耗。工件随后在1400°F下退火1小时,然后移至1300°F下的炉中以均热30分钟。第一工件最后空气冷却。第二工件再次经由在约0.1至1/s的应变率下操作的相当快速、开模多轴锻造的一个周期(3次打击直至3.5”高度)锻造以赋予至少1.5的中心应变,即3的总应变。也在打击之间进行十五秒暂停以允许绝热加热的一些损耗。
图10A和10B分别是第一和第二锻造并退火样品的BSE显微照片。另外,灰色阴影水平与平均原子序数相关,从而指示化学组成变化,以及相对于晶体取向的局部变化。在图10A和10B示出的此样品中,颜色浅的区域是β相,而颜色较暗的区域是球状α相粒子。球状α相粒子内部的灰色水平的变化揭示晶体取向变化,如存在亚颗粒和重结晶颗粒。
图11和12是分别是实施例3的第一和第二样品的EBSD显微照片。此显微照片中的灰色水平代表EBSD衍射图案的质量。在这些EBSD显微照片中,亮区域是β相并且暗区域是α相。一些这些区域似乎较暗并且有子结构的阴影:这些区域是原始或初级α粒子内的未再结晶的应变区域。其由在那些α粒子周围成核并生长的较小、无应变重结晶α颗粒包围。最亮小颗粒是在α粒子之间穿插的重结晶β颗粒。在图11和12的显微照片中发现通过锻造类似于实施例1样品的球状材料,初级球状α相粒子开始再结晶成原始或初级球状粒子内的更精细α相颗粒。
图13A是实施例3的第一样品的EBSD显微照片。显微照片中的灰色阴影水平代表α颗粒大小,并且颗粒边界的灰色阴影水平指示其解取向。图13B是具有具体颗粒大小的样品中的α颗粒的相对量的曲线,并且图13C是样品中的α相颗粒边界的解取向的分布的曲线。如可从图13B确定,在锻造实施例1的球状样品,然后在1400°F下退火再次在退火期间重结晶并生长所获得的α颗粒产生大多数颗粒精细的较宽α颗粒大小分布,即,直径为5-15μm。
图14A是实施例3的第二样品的EBSD显微照片。显微照片中的灰色阴影水平代表α颗粒大小,并且颗粒边界的灰色阴影水平指示其解取向。图14B是具有具体颗粒大小的样品中的α颗粒的相对量的曲线,并且图14C是样品中的α相颗粒边界的解取向的分布的曲线。如可从图14B确定,在锻造实施例1的球状样品,然后在1400°F下退火,然后再次锻造时所获得的许多α颗粒是过细的,即,直径为1-5μm。更粗糙的未再结晶颗粒是在退火期间生长最多的的残余颗粒。它展示必须仔细选择退火时间和温度以完全有利,即允许重结晶部分增加而没有过量颗粒生长。
实施例4
使用与实施例1类似的方法产生的Ti-6-4材料的10”直径工件进一步经由1450°F与1300°F之间的温度下执行的四个镦粗和拉伸来锻造,其分解为首先一系列拉伸和1450°F的再加热直至减为7.5”直径,然后其次,由1450°F下的约20%镦粗和1300°F下的拉伸回到7.5”直径组成的两个类似镦粗和拉伸序列,然后第三,在1300°F下拉伸减至5.5”直径,然后第四,由1400°F下的约20%镦粗和1300°F下的拉伸回到5.0”直径组成的两个类似镦粗和拉伸序列,并且最后在1300°F下拉伸减至4”。
图15是所得合金的BSE显微照片。另外,灰色阴影水平与平均原子序数相关,从而指示化学组成变化,以及相对于晶体取向的局部变化。在样品中,颜色浅的区域是β相,并且颜色较暗的区域是球状α相粒子。球状α相粒子内部的灰色阴影水平的变化揭示晶体取向变化,如存在亚颗粒和重结晶颗粒。
图16是实施例4的样品的EBSD显微照片。此显微照片中的灰色水平代表EBSD衍射图案的质量。在图16的显微照片中发现通过锻造实施例1的球状样品,初级球状α相粒子再结晶成原始或初级球状粒子内的更精细α相颗粒。再结晶转化是几乎完全的,因为只可发现很少的剩余未再结晶区域。
图17A是实施例4的样品的EBSD显微照片。此显微照片中的灰色阴影水平代表颗粒大小,并且颗粒边界的灰色阴影水平指示其解取向。图17B是展示具有具体颗粒大小的颗粒的相对浓度的曲线,并且图17C是α相颗粒边界的解取向的分布的曲线。从图17B可确定在锻造实施例1的球状样品并且在1450°F与1300°F之间的温度下经由4次镦粗和拉伸来进行额外锻造之后,α相颗粒是过细的(1μm至5μm直径)。
实施例5
Ti-6-4的实尺坯段在β场中执行的一些锻造操作之后加以淬火。此工件经由总共5镦粗和拉伸在以下方法中进一步锻造:前两个镦粗和拉伸在第一温度范围中执行以开始薄片分解和球化过程,将它的大小保持在约22”至约32”范围内并且长度或高度范围为约40”至75”。它然后在1750°F下退火6小时并且以每小时-100°F来炉冷却至1400°F,目的是获得与实施例1样品类似的微观结构。它然后经由2次镦粗和拉伸与1400°F与1350°F之间的再加热来锻造,将它的大小保持在约22”至约32”范围内,其中长度或高度为约40”至75”。然后,另一个镦粗和拉伸以1300°F与1400°F之间的再加热来执行,大小范围为约20”至约30”并且长度或高度范围为约40”至70”。随后拉伸减至约14”直径以1300°F与1400°F之间的再加热来执行。这包含一些V形模锻制步骤。最后,片段在1300°F至1400°F的温度范围内径向锻造以减至约10”直径。在整个此过程中,插入中间调节和末端切割步骤以防止裂纹扩张。
图18是所得样品的EBSD显微照片。此显微照片中的灰色阴影水平代表EBSD衍射图案的质量。在图18的显微照片中发现通过首先在高α-β场中锻造、缓慢冷却,然后在低α-β场中锻造,初级球状α相粒子开始再结晶成原始或初级球状粒子内的更精细α相颗粒。应注意如与其中在此温度范围内执行四个这类镦粗和拉伸的实施例3形成对照,只在低α-β场中执行三个镦粗和拉伸。在本发明情况下,这导致较低再结晶部分。额外序列镦粗和拉伸使得微观结构非常类似于实施例3。另外,低α-β系列镦粗和拉伸期间的中间退火(图1的方框118)改进重结晶部分。
图19A是实施例5的样品的EBSD显微照片。此显微照片中的灰色阴影水平代表颗粒大小,并且颗粒边界的灰色阴影水平指示其解取向。图19B是具有具体颗粒大小的颗粒的相对浓度的曲线,并且图19C是α相颗粒的取向的曲线。从图19B可确定在锻造实施例1球状样品之后,通过经由5次镦粗和拉伸和在1750°F至1300°F下执行退火的额外锻造,α相颗粒被认为是精细(5μm至15μm)至过细的(1μm至5μm直径)。
应了解本说明书示出与清晰了解本发明相关的本发明的那些方面。对于本领域普通技术人员显而易知并且因此不促进更好了解本发明的某些方面未予以呈现以便简化本说明书。虽然本文中仅必要地描述了有限数量的本发明实施方案,但是本领域普通技术人员在考虑前述描述后将了解可使用本发明的许多改进和变化。本发明的所有这类变化和改进意图由前述描述和以下权利要求书来涵盖。
Claims (48)
1.一种细化α-β钛合金中的α相颗粒大小的方法,所述方法包括:
在第一温度范围内的第一工作温度下加工α-β钛合金,其中所述第一温度范围在所述α-β钛合金的所述α-β相场中;
将所述α-β钛合金从所述第一工作温度缓慢冷却,其中在所述第一工作温度下加工完成并且从所述第一工作温度缓慢冷却后,所述α-β钛合金包含初级球状α相粒子微观结构,其中缓慢冷却步骤包括以不大于每分钟5℉的冷却速率来冷却所述α-β钛合金;
在第二温度范围内的第二工作温度下加工所述α-β钛合金,其中所述第二工作温度低于所述第一工作温度,并且其中所述第二温度范围在所述α-β钛合金的所述α-β相场中;并且
在第三温度范围内的第三工作温度下加工所述α-β钛合金,其中所述第三工作温度低于所述第二工作温度,其中所述第三温度范围在所述α-β钛合金的所述α-β相场中,并且其中在所述第三工作温度下加工之后,所述α-β钛合金包含所需细化α相颗粒大小。
2.根据权利要求1所述的方法,其中所述α-β钛合金选自Ti-6Al-4V合金(UNS R56400)、Ti-6Al-4V ELI合金(UNS R56401)、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo合金(UNS R54620)、Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo合金(UNS R56260)和Ti-4Al-2.5V-1.5Fe合金(UNS 54250)。
3.根据权利要求1所述的方法,其中所述α-β钛合金选自Ti-6Al-4V合金(UNS R56400)和Ti-6Al-4V ELI合金(UNS R56401)。
4.根据权利要求1所述的方法,其中所述α-β钛合金是Ti-4Al-2.5V-1.5Fe合金(UNS54250)。
5.根据权利要求1所述的方法,其中所述第一温度范围横跨低于β变点300℉直至低于所述α-β钛合金的β转变温度30℉的温度。
6.根据权利要求1所述的方法,其中所述第二温度范围是低于所述α-β钛合金的β变点600℉至350℉。
7.根据权利要求1所述的方法,其中所述第三温度范围是1000℉至1400℉。
8.根据权利要求1所述的方法,其中缓慢冷却包括炉内冷却。
9.根据权利要求1所述的方法,其中缓慢冷却包括将所述α-β钛合金从所述第一工作温度下的炉腔传送至所述第二工作温度下的炉腔。
10.根据权利要求1所述的方法,其进一步包括在将所述α-β钛合金从所述第一工作温度缓慢冷却的步骤之前:
在横跨低于所述α-β钛合金的β变点300℉直至低于所述α-β钛合金的β转变温度30℉温度的热处理温度范围内的热处理温度下热处理所述α-β钛合金;并且
将所述α-β钛合金保持于所述热处理温度下。
11.根据权利要求10所述的方法,其中将所述α-β钛合金保持于所述热处理温度下包括将所述α-β钛合金保持于所述热处理温度下1小时至48小时。
12.根据权利要求1所述的方法,其进一步包括在所述第二工作温度下加工所述α-β钛合金之后将所述α-β钛合金退火。
13.根据权利要求1所述的方法,其进一步包括在所述一个或多个第二工作温度下加工所述α-β钛合金一次或多次之后将所述α-β钛合金退火。
14.根据权利要求12或权利要求13所述的方法,其中将所述α-β钛合金退火包括在低于所述α-β钛合金的β变点500℉至250℉的退火温度范围内的温度下加热所述α-β钛合金30分钟至12小时。
15.根据权利要求1所述的方法,其中在所述第一温度下加工理所述α-β钛合金、在所述第二温度下加工所述α-β钛合金和在所述第三温度下加工所述α-β钛合金中的至少一个包括至少一个开式压模锻造步骤。
16.根据权利要求1所述的方法,其中在所述第一温度下加工所述α-β钛合金、在所述第二温度下加工所述α-β钛合金和在所述第三温度下加工所述α-β钛合金中的至少一个包括多个开式压模锻造步骤,所述方法进一步包括在两个连续压力锻造步骤中间再加热所述α-β钛合金。
17.根据权利要求16所述的方法,其中再加热所述α-β钛合金包括将所述α-β钛合金加热至以前工作温度并且将所述α-β钛合金保持在所述以前工作温度下30分钟至12小时。
18.根据权利要求15所述的方法,其中所述至少一个开式压模锻造步骤包括镦粗锻造。
19.根据权利要求15所述的方法,其中所述至少一个开式压模锻造步骤包括拉伸锻造。
20.根据权利要求15所述的方法,其中所述至少一个开式压模锻造步骤包括镦粗锻造和拉伸锻造中的至少一个。
21.根据权利要求15所述的方法,其中在所述第三工作温度下加工所述α-β钛合金包括径向锻造所述α-β钛合金。
22.根据权利要求1所述的方法,其进一步包括:
在所述第一工作温度下加工所述α-β钛合金之前,在β热处理温度下β热处理所述α-β钛合金;
其中所述β热处理温度在从所述α-β钛合金的β转变温度至大于所述α-β钛合金的β转变温度300℉温度的温度范围内;并且
将所述α-β钛合金淬火。
23.根据权利要求22所述的方法,其中β热处理所述α-β钛合金进一步包括在所述β热处理温度下加工所述α-β钛合金。
24.根据权利要求23所述的方法,其中在所述β热处理温度下加工所述α-β钛合金包括锻压。
25.一种细化α-β钛合金中的α相颗粒大小的方法,所述方法包括:
在第一锻造温度范围内的第一锻造温度下锻造α-β钛合金,
其中在所述第一锻造温度下锻造所述α-β钛合金包括至少一遍镦粗锻造和拉伸锻造,并且
其中所述第一锻造温度范围横跨低于所述α-β钛合金的β变点300℉直至低于所述α-β钛合金的β转变温度30℉温度;
将所述α-β钛合金从所述第一锻造温度缓慢冷却,其中缓慢冷却步骤包括以不大于每分钟5℉的冷却速率来冷却所述α-β钛合金;
在第二锻造温度范围内的第二锻造温度下锻造所述α-β钛合金,
其中在所述第二锻造温度下锻造所述α-β钛合金包括至少一遍镦粗锻造和拉伸锻造,
其中所述第二锻造温度范围包括横跨低于所述α-β钛合金的β变点600℉至350℉的温度范围,并且
其中所述第二锻造温度低于所述第一锻造温度;并且
在第三锻造温度范围内的第三锻造温度下锻造所述α-β钛合金,
其中在所述第三锻造温度下锻造所述α-β钛合金包括径向锻造,
其中所述第三锻造温度范围是1000℉至1400℉,并且
其中所述第三锻造温度低于所述第二锻造温度。
26.根据权利要求25所述的方法,其中所述α-β钛合金是Ti-6Al-4V合金(UNS R56400)、Ti-6Al-4V ELI合金(UNS R56401)、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo合金(UNS R54620)、Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo合金(UNS R56260)和Ti-4Al-2.5V-1.5Fe合金(UNS 54250)中的一种。
27.根据权利要求25所述的方法,其中所述α-β钛合金是Ti-6Al-4V合金(UNS R56400)和Ti-6Al-4V ELI合金(UNS R56401)中的一种。
28.根据权利要求25所述的方法,其中所述α-β钛合金是Ti-4Al-2.5V-1.5Fe合金(UNS54250)。
29.根据权利要求25所述的方法,其中所述缓慢冷却包括炉内冷却。
30.根据权利要求25所述的方法,其中缓慢冷却包括将所述α-β钛合金从设定于所述第一锻造温度下的炉子传送至设定于所述第二锻造温度下的炉子。
31.根据权利要求25所述的方法,其进一步包括在将所述α-β钛合金从所述第一锻造温度缓慢冷却的步骤之后在所述第一锻造温度范围内的热处理温度下热处理所述α-β钛合金,并且将所述α-β钛合金保持于所述热处理温度下。
32.根据权利要求31所述的方法,其中将所述α-β钛合金保持于所述热处理温度下包括将所述α-β钛合金保持于所述热处理温度下1小时至48小时时间范围内的热处理时间。
33.根据权利要求25所述的方法,进一步包括在所述第二锻造温度下锻造之后将所述α-β钛合金退火。
34.根据权利要求33所述的方法,其中退火包括将所述α-β钛合金加热至横跨低于所述α-β钛合金的β变点500℉至250℉的退火温度范围内的退火温度并且持续30分钟至12小时。
35.根据权利要求25所述的方法,其进一步包括在任何所述至少一个或更多个压力锻造步骤中间,再加热所述α-β钛合金。
36.根据权利要求35所述的方法,其中再加热包括将所述α-β钛合金加热回到以前工作温度,并且将所述α-β钛合金保持在所述以前工作温度下持续横跨30分钟至6小时的范围内的再加热时间。
37.根据权利要求25所述的方法,其中径向锻造包括一系列至少两次并且不超过六次减小,其中所述径向锻造温度范围是1100℉至1400℉。
38.根据权利要求25所述的方法,其中径向锻造包括在开始于不超过1400℉并且降低至不小于1000℉的径向锻造温度下的多个系列的至少两次并且不超过六次减小,其中在每次减小之前执行再加热步骤。
39.根据权利要求25所述的方法,其进一步包括:
在所述第一锻造温度下锻造所述钛合金之前,在β热处理温度下β热处理所述α-β钛合金,
其中所述β热处理温度从所述α-β钛合金的β转变温度至大于所述α-β钛合金的β转变温度300℉温度;并且
将所述α-β钛合金淬火。
40.根据权利要求39所述的方法,其中β热处理所述α-β钛合金进一步包括在所述β热处理温度下加工所述α-β钛合金。
41.根据权利要求40所述的方法,其中在所述β热处理温度下加工所述α-β钛合金包括锻压。
42.一种细化α-β钛合金中的α相颗粒大小的方法,所述方法包括:
在初始锻造温度范围内的初始锻造温度下锻造包含球状α相粒子微观结构的α-β钛合金,
其中在所述初始锻造温度下锻造所述α-β钛合金包括至少一遍镦粗锻造和拉伸锻造,
其中所述初始锻造温度是低于所述α-β钛合金的β变点500℉至350℉;
将所述α-β钛合金从所述初始锻造温度缓慢冷却,其中缓慢冷却步骤包括以不大于每分钟5℉的冷却速率来冷却所述α-β钛合金;并且
在最终锻造温度范围内的最终锻造温度下锻造所述α-β钛合金,
其中在所述最终锻造温度下锻造所述α-β钛合金包括径向锻造,
其中所述最终锻造温度范围是1000℉至1400℉,并且
其中所述最终锻造温度低于所述初始锻造温度。
43.根据权利要求23所述的方法,其中在所述β热处理温度下加工所述α-β钛合金包括辊压锻造、初轧、开模锻造、压力锻造、和自动热锻造中的至少一种。
44.根据权利要求43所述的方法,其中所述开模锻造选自径向锻造、镦粗锻造、拉伸锻造和多轴锻造。
45.根据权利要求43所述的方法,其中所述压力锻造选自压力模锻、径向锻造、镦粗锻造和多轴锻造。
46.根据权利要求40所述的方法,其中在所述β热处理温度下加工所述α-β钛合金包括辊压锻造、初轧、开模锻造、压力锻造、和自动热锻造中的至少一种。
47.根据权利要求46所述的方法,其中所述开模锻造选自径向锻造、镦粗锻造、拉伸锻造和多轴锻造。
48.根据权利要求46所述的方法,其中所述压力锻造选自压力模锻、径向锻造、镦粗锻造和多轴锻造。
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