CN109072390B - 用于精整经挤出的钛产品的改进方法 - Google Patents
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Abstract
本公开内容涉及通过以下精整经挤出的钛合金工件的方法：生成经挤出的近净成形工件，将经挤出的近净成形工件冷却至低于β转变温度的冷却温度，然后在轧制温度下将经挤出的近净成形工件轧制一次或多次，以产生具有所需性质的最终成形工件。
Description
背景技术
钛合金因其低密度(钢密度的60％)及其高强度而闻名。另外，钛合金可具有良好的耐腐蚀性。纯钛在室温下具有α(hcp)晶体结构。
发明内容
广泛地，本专利申请涉及经由联接热挤出和一个或多个轧制步骤的方法用于形成成形钛工件的改进方法。与常规钛材料相比，新的成形工件可实现改进的性质(例如，改进的强度；改进的各向同性性质)。
在一个实施例中，制造钛合金工件的方法可包括(a)将钛合金的铸锭或锻坯加热至高于其β转变温度的温度，以产生经加热的工件，(b)当经加热的工件高于β转变温度时，起始经加热的工件的挤出，从而生成经挤出的近净成形工件，(c)将经挤出的近净成形工件冷却至低于β转变温度的冷却温度，和(d)在轧制温度下，将经挤出的近净成形工件轧制一次或多次，以产生最终成形工件，其中所述轧制温度是低于合金的初熔温度并且与β转变温度的差在600°F(333℃)内的温度。在一些实施例中，钛合金是α-β合金，例如Ti-6Al-4V。在一些实施例中，可在任何挤出和/或轧制步骤之前或之后使用热处理，例如退火(例如，应力消除退火)和/或热处理，以促进最终成形工件的生产。
在一些实施例中，该方法还可包括在加热步骤(a)之后，在起始挤出步骤(b)之前用保护剂保护经加热的工件的表面。保护剂可为润滑剂或分型剂，并且在一些实施例中，保护剂可在轧制步骤(d)之前去除。
在冷却步骤(c)的一些实施例中，冷却温度可为室温。在一些实施例中，该方法还可包括，在冷却步骤(c)之后，在轧制步骤(d)之前清洁/制备近净成形工件，以去除任何保护剂。
在一些实施例中，轧制步骤(d)还可包括在0.1s-1至100s-1的应变速率下的轧制。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从1％到95％的相对减少来均匀地减少近净成形工件，从而得到最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从10％到90％的相对减少来均匀地减少近净成形工件，从而得到最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从20％到85％的相对减少来均匀地减少近净成形工件，从而得到最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从30％到80％的相对减少来均匀地减少近净成形工件，从而得到最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从40％到75％的相对减少来均匀地减少近净成形工件，从而得到最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从50％到70％的相对减少来均匀地减少近净成形工件，从而得到最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从55％到65％的相对减少来均匀地减少近净成形工件，从而得到最终成形工件。
在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从1％到95％的相对减少来减少近净成形工件的第一区段，从而得到其中第一区段减少的最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从10％到90％的相对减少来减少近净成形工件的第一区段，从而得到其中第一区段减少的最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从20％到85％的相对减少来减少近净成形工件的第一区段，从而得到其中第一区段减少的最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从30％到80％的相对减少来减少近净成形工件的第一区段，从而得到其中第一区段减少的最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从40％到75％的相对减少来减少近净成形工件的第一区段，从而得到其中第一区段减少的最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从50％到70％的相对减少来减少近净成形工件的第一区段，从而得到其中第一区段减少的最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤可包括通过从55％到65％的相对减少来减少近净成形工件的第一区段，从而得到其中第一区段减少的最终成形工件。
在一些实施例中，轧制步骤还可包括通过从1％到95％的相对减少来减少近净成形工件的至少第二区段(不同于第一区段)，从而得到其中至少第一区段和第二区段减少的最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤还可包括通过从10％到90％的相对减少来减少近净成形工件的至少第二区段，从而得到其中至少第一区段和第二区段减少的最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤还可包括通过从20％到85％的相对减少来减少近净成形工件的至少第二区段，从而得到其中至少第一区段和第二区段减少的最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤还可包括通过从30％到80％的相对减少来减少近净成形工件的至少第二区段，从而得到其中至少第一区段和第二区段减少的最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤还可包括通过从40％到75％的相对减少来减少近净成形工件的至少第二区段，从而得到其中至少第一区段和第二区段减少的最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤还可包括通过从50％到70％的相对减少来减少近净成形工件的至少第二区段，从而得到其中至少第一区段和第二区段减少的最终成形工件。在一些实施例中，轧制步骤还可包括通过从55％到65％的相对减少来减少近净成形工件的至少第二区段，从而得到其中至少第一区段和第二区段减少的最终成形工件。
在一些实施例中，轧制温度可为高于β转变温度并且低于初熔温度的温度。在一些实施例中，轧制温度可为高于β转变温度并且与β转变温度的差在500°F(278℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度可为高于β转变温度并且与β转变温度的差在250°F(139℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度可为高于β转变温度并且与β转变温度的差在100°F(55.6℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度可为高于β转变温度并且与β转变温度的差在50°F(27.8℃)内的温度。在另外其它实施例中，轧制温度可为低于β转变温度并且与β转变温度的差在600°F(333℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度可为低于β转变温度并且与β转变温度的差在300°F(167℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度可为低于β转变温度并且与β转变温度的差在100°F(55.6℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度可为低于β转变温度并且与β转变温度的差在50°F(27.8℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于β转变温度超过600°F(333℃)的温度，轧制步骤(d)还包括限制每个轧制步骤的每次通过减少，以防止最终成形工件中的开裂或内部冶金缺陷发展。
本文所述的新方法可得到具有改进性质的最终成形工件。在一种方法中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少3％的强度(TYS和/或UTS)(L)，其中所述参考的钛合金本体具有与最终成形工件相同的组成，并且处于与最终成形工件相同的回火(temper)，但采用片层、带或板的形式(例如，根据AMS 4911，§3.3.1-3.3.2)，取决于最终成形工件的厚度。最终成形工件和参考的钛合金本体应具有相同的最终厚度，在可接受的商业公差(例如，AMS 2242)范围内。为了生产以相同回火的钛合金本体的参考形式，一般对最终成形工件和参考的钛合金本体提供相同的热历史。
在一个实施例中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少5％的拉伸屈服强度(TYS和/或UTS)(L)。在一个实施例中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少7％的拉伸屈服强度(TYS和/或UTS)(L)。在一个实施例中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少9％的拉伸屈服强度(TYS和/或UTS)(L)。在一个实施例中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少11％的拉伸屈服强度(TYS和/或UTS)(L)。在一个实施例中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少12％的拉伸屈服强度(TYS和/或UTS)(L)。在一个实施例中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少13％的拉伸屈服强度(TYS和/或UTS)(L)。
在一个实施例中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少5％的拉伸屈服强度(TYS和/或UTS)(LT)。在一个实施例中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少7％的拉伸屈服强度(TYS和/或UTS)(LT)。在一个实施例中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少9％的拉伸屈服强度(TYS和/或UTS)(LT)。在一个实施例中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少11％的拉伸屈服强度(TYS和/或UTS)(LT)。在一个实施例中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少12％的拉伸屈服强度(TYS和/或UTS)(LT)。在一个实施例中，与参考的钛合金本体相比，新的最终成形工件实现高至少13％的拉伸屈服强度(TYS和/或UTS)(LT)。
在一个实施例中，新的最终成形工件实现各向同性性质，其中LT方向上的拉伸屈服强度(TYS)与L方向上的拉伸屈服强度(TYS)的差在10ksi内。在一个实施例中，TYS(LT)与TYS(L)的差在8ksi内。在一个实施例中，TYS(LT)与TYS(L)的差在7ksi内。在一个实施例中，TYS(LT)与TYS(L)的差在6ksi内。在一个实施例中，TYS(LT)与TYS(L)的差在5ksi内。在一个实施例中，TYS(LT)与TYS(L)的差在4ksi内。在一个实施例中，TYS(LT)与TYS(L)的差在3ksi内。类似的各向同性性质也可相对于极限拉伸强度(UTS)实现。
在一种方法中，新的最终成形工件也可实现良好的延展性。在一个实施例中，新的最终成形工件实现至少6％的伸长率(L)。在一个实施例中，新的最终成形工件实现至少6％的伸长率(LT)。在一个实施例中，新的最终成形工件实现至少8％的伸长率(L)。在一个实施例中，新的最终成形工件实现至少8％的伸长率(LT)。在一个实施例中，新的最终成形工件实现至少10％的伸长率(L)。在一个实施例中，新的最终成形工件实现至少10％的伸长率(LT)。在一个实施例中，新的最终成形工件实现至少12％的伸长率(L)。在一个实施例中，新的最终成形工件实现至少12％的伸长率(LT)。上述伸长率中的任一可在L和LT两个方向上实现。
本文所述的新方法可给予最终成形工件改进的性质，其可具有在各种产品应用中的适用性。在一个实施例中，钛合金产品可用于航空航天结构应用中。例如，钛合金产品可形成为用于航空航天工业的各种部件，例如尤其是地板梁、座椅导轨和机身框架。由于尤其是改进的拉伸性质、改进的轴承以及改进的对疲劳裂纹的起始和生长的抗性，可在此类部件中实现许多潜在的益处。例如，此类性质的改进组合可导致增强的可靠性。钛合金工件也可用于例如船舶、汽车和/或国防应用中。
如上所述，近净成形工件可经由挤出工艺生产。在其它实施例中，近净成形工件可为锻造产品、成形铸造产品或添加制造产品，而不是挤出产品。然而，本文描述的加工技术和参数仍然适用于由锻造产品、成形铸造产品或添加制造产品制成的这种近净成形工件。
定义
钛合金基于微结构和化学分类成五类：α、近α、β、近β和α-β合金。“α”或“α相”指六方密堆(hcp)晶体结构。“β”或“β相”指体心立方(bcc)晶体结构。“α合金”是基本上没有β相，并且可能无法通过热处理来强化的钛合金。“β合金”是在初始冷却至室温时保持β相的钛合金，其可进行热处理且具有高淬透性。“近β合金”是起始为β合金，但在加热或冷加工时可能部分恢复为具有一些α相的钛合金。“近α合金”是在加热时形成一些有限的β相，但在微结构上看起来类似于α合金的钛合金。“α-β合金”是由α相和一些保留的β相组成的钛合金，保留的β相的量取决于合金的组成和/或β稳定剂(例如V、Mo、Cr、Cu)的存在，β相的量超过近α合金中发现的量。α-β合金可通过热处理(例如固溶热处理)和/或老化来强化。
α-β钛合金可如通过ASTM B348测定的，基于合金的组成分类成等级(例如，5级(其包括具有大约6％Al和4％V的钛合金，例如Ti-6Al-4V)、6级(其包括具有大约5％Al和2.5％Sn的钛合金)和9级(其包括具有大约3％Al和2.5％V的钛合金))。α-β钛合金也可通过其化学组成直接分类(例如，尤其是Ti-6Al-4V、Ti-6Al-6V-2Sn、Ti-Al-2Sn-4Zr-6Mo、Ti-6Al-2Mo-2Cr和Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo)。
如本文使用的，“Ti-6Al-4V”意指5级α-β钛合金，其包含约5.5重量％Al至约6.75重量％Al、约3.5重量％V至约4.5重量％V、最多0.40重量％Fe、最多0.2重量％O、最多0.015重量％H、最多0.05重量％N、最多0.40重量％其他杂质，并且余量是Ti。如可了解的，对于其它钛等级存在类似的规格。
“β转变”定义为在其下材料为100％β相的最低平衡温度。如图9中证实的，在β转变下，钛合金可为α和β相的混合物，取决于合金的组成。图9可在Tamirisakandala,S.,R.B.Bhat和B.V.Vedam."Recent advances in the deformation processing oftitanium alloys."Journal of Materials Engineering and Performance 12.6(2003):661-673中找到。
如本文使用的，“铸锭”意指由熔融钛合金形成的锭，其中合金可在铸锭形成期间熔融一次或多次。
如本文使用的，“锻坯”意指由钛合金的铸锭形成的钛合金坯料，其在坯料形成之前或坯料形成期间已经加工(例如，通过锻造、轧制或皮尔格(pilger))。
如本文使用的，“挤出”或“经挤出的”应意指使用直接或间接挤出制造经挤出的钛合金工件的方法。“直接挤出”或“直接挤出的”意指通过将钛合金的铸锭或锻坯推过具有所需横截面或形状的固定模具，用于制造经挤出的钛合金工件的方法。相反，“间接挤出”或“间接挤出的”意指通过将具有所需横截面或形状的模具推过钛合金的固定铸锭或锻坯，用于制造经挤出的钛合金工件的方法。
如本文使用的，“近净成形工件”意指经挤出的钛合金工件，在一个或多个轧制步骤之后，其形状足以获得最终成形工件(例如，以提供给客户的最终产品形状)。在一些实施例中，一个或多个轧制步骤可减少近净成形工件的物理特征，使得物理特征从近净形状到最终成形工件的变化可由下式表示：NNSWP(z)x(1-RR(％))＝FSWP(z)。NNSWP(z)表示近净成形工件的物理测量值，z(例如，z可为体积、宽度或厚度)，RR(％)意指通过轧制在物理测量中实现的减少百分比，并且FSWP(z)意指最终成形工件中的物理测量值。在一些实施例中，一个或多个轧制步骤可足以实现近净成形工件的厚度的相对减少，其中“相对减少”定义为在一个或多个轧制步骤之后的近净成形工件近净成形工件中的厚度变化除以在一个或多个轧制步骤之前的厚度，使用下式：R＝(h1–h2)/h1，其中R是相对减少，h1是轧制前的厚度测量，并且h2是轧制后的厚度测量。换言之，相对减少涉及材料厚度的总减少，而与实现相对减少所需的轧制通过次数无关。通常，每次轧制通过使材料的厚度减少不超过25％。在一些实施例中，相对减少可为不均匀的，意指相对减少可根据轧制步骤的配置，对于近净成形工件的不同特征或部分而变化，或者可减少仅近净成形工件的一部分。可替代地，相对减少跨越整个工件可为均匀的，意指厚度减少跨越整个工件是相同的。相对减少(R)可意指近净成形工件的至少一部分的厚度从1％到95％的减少，例如上述相对减少中的任何。作为非限制性例子，近净成形工件可为近净成形c形通道形工件(如图4C中可见的)，在挤出后具有跨越整个c形通道形工件0.255英寸(6.48mm)的初始厚度，在一个或多个轧制步骤之后具有0.055英寸(1.40mm)的最终厚度，并且具有78％的相对减少(R)。
如本文使用的，“轧制”意指金属形成工艺(步骤)，其中经挤出的钛合金产品通过辊器械的一个或多个辊，以减少产品的体积或厚度。如图8中证实的，辊器械(800)可包括多个辊(801)、(802)、(803)，所述辊可以这样的方式排列，使得辊构造成减少经挤出的钛合金产品的一个或多个维度中的厚度。图8可在Tamirisakandala,S.,R.B.Bhat和B.V.Vedam."Recent advances in the deformation processing of titanium alloys."Journal ofMaterials Engineering and Performance 12.6(2003):661-673中找到。
如本文使用的，“最终成形工件”意指具有所需体积或厚度，并且适合于其预期的最终用途目的的经挤出和轧制的钛工件。在一些实施例中，最终成形工件可经由机械加工或表面处理另外完成。一些最终成形工件的一些非限制性例子包括最终成形的pi盒式最终成形C形通道。如本文使用的，“pi盒”意指具有一般类似于希腊字母pi(π)的横截面的材料。
如本文使用的，“应力消除退火”意指在相对低的温度下的热处理过程，以消除产品中的应力。
如本文使用的，“热处理”意指其中将材料加热至高温以改变材料性质的热处理。根据本文所述方法可用的热处理的一些非限制性例子包括尤其是研磨退火、近β转变退火、再结晶退火、固溶热处理和人工老化。
附图说明
图1-3是示出了制造钛合金工件的方法的一个实施例的流程图；
图4A-4C证实了通过根据本发明的方法制造的C形通道成形工件；
图5A-5C证实了通过根据本发明的方法制造的T形支架成形工件；
图6A-6C描绘了通过根据本发明的方法制造、具有均匀相对减少和不均匀厚度的L形支架成形工件；
图7A-7C描绘了通过根据本发明的方法制造、具有不均匀的厚度和不均匀的相对减少的L形支架成形工件；
图8证实了具有三组辊的辊装置的实施例；
图9示出了Ti-6Al-4V合金的微结构变形机制图；
图10A和10B是证实根据从β转变区域冷却，在室温强度和延展性之间的关系的曲线图；
图11A和11B证实了在各种应变速率下以及在高于(11A)和低于(11B)β转变温度的温度下加工的工件之间的屈服强度；
图12A和12B证实了在各种应变速率下以及在高于(12A)和低于(12B)β转变温度的温度下加工的工件之间的极限强度；
图13A和13B证实了在各种应变速率下以及在高于(13A)和低于(13B)β转变温度的温度下加工的工件之间的材料伸长；
图14A和14B证实了在各种应变速率下以及在高于(14A)和低于(14B)β转变温度的温度下加工的工件之间的面积减少；
图15示出了在纵向(L)和长横向(T)方向上的挤出和轧制条件下，实例2的材料的显微照片；和
图16示出了实例2的材料的疲劳裂纹扩展速率。
具体实施方式
现将详细参考附图，附图至少辅助说明本公开所提供的新技术的各种相关实施例。
图1-3是根据本公开内容用于制造钛工件的方法的各种实施例的流程图。工件可为能够从钛合金挤出的任何形状。在一些实施例中，例如，工件可为C形通道支架、T形支架、H或I形状、或L形支架。该方法包括将钛合金加热(10)高于其β转变温度以产生经加热的工件的第一步骤。在一些实施例中，钛合金可为α合金、β合金或α-β合金。在一些实施例中，α-β合金可为Ti-6Al-4V。在一些实施例中，钛合金包括铸锭或锻坯。
在一些实施例中，该方法还可包括在加热步骤(10)之后的保护步骤，其中所述经加热的工件的表面涂布有保护剂，以保护表面免受在挤出期间可能发生的损坏。在一些实施例中，保护剂可包含润滑剂(例如石墨、玻璃、熔融盐(例如熔融的碱金属盐))，和/或分型剂例如陶瓷材料(例如陶瓷粉末)。
该方法还包括挤出(20)经加热的工件以产生经挤出的近净成形工件的步骤。在一些实施例中，挤出(20)可包括直接挤出。可替代地，挤出(20)可包括间接挤出。在一些实施例中，挤出步骤(20)可包括在高于合金的β转变温度的温度下挤出经加热的工件。在其它实施例中，挤出步骤(20)可包括在高于合金的β转变温度的温度下起始挤出，其中所述挤出步骤(20)的至少一部分可在低于合金的β转变温度的温度下执行。
该方法还包括将近净成形工件冷却(30)至低于其β转变温度的温度的步骤。在一些实施例中，冷却步骤(34)包括冷却至与合金的β转变的差在600°F(333℃)内的温度。在一些实施例中，冷却(30)至与合金的β转变的差在500°F(278℃)内的温度。在一些实施例中，冷却(30)至与合金的β转变的差在400°F(222℃)内的温度。在一些实施例中，冷却(30)至与合金的β转变的差在300°F(167℃)内的温度。在一些实施例中，冷却(30)至与合金的β转变的差在200°F(111℃)内的温度。在一些实施例中，冷却(30)至与合金的β转变的差在100°F(55.6℃)内的温度。在一些实施例中，冷却(30)至低于合金的β转变超过600°F(333℃)的温度。在一些实施例中，如图2和3中可见的，冷却步骤(31)可包括将近净成形工件冷却至低于合金的β转变的任何温度，并且在一些实施例中，温度可为室温。
在一些实施例中，该方法还包括在冷却步骤之后的清洁/制备步骤，其中通过经由清洁/制备步骤去除任何残留的保护剂来制备近净成形工件用于轧制。在一些实施例中，清洁和/或制备可包括喷砂工件的部分或全部，以去除保护剂残留物(例如残留润滑剂或分型剂)并调节表面用于粘附。可将干粉或湿悬浮液施加于表面。可经由机械或高速空气手段来去除过量的粉末或悬浮液，留下薄的保护剂层。
返回参考图1，该方法还包括一个或多个轧制步骤(40)，其中所述轧制包括在轧制温度下，将经挤出的近净成形工件轧制一次或多次，以产生最终成形工件。在一些实施例中，对于一个或多个轧制步骤中的每一个，轧制温度是相同的温度。在一些实施例中，对于一个或多个轧制步骤中的每一个，轧制温度可为不同的。在一些实施例中，轧制温度是低于合金的初熔温度并且与β转变温度的差在600°F(333℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于合金的初熔温度并且与β转变温度的差在500°F(278℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于合金的初熔温度并且与β转变温度的差在400°F(222℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于合金的初熔温度并且与β转变温度的差在300°F(167℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于合金的初熔温度并且与β转变温度的差在250°F(139℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于合金的初熔温度并且与β转变温度的差在100°F(55.6℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于合金的初熔温度并且与β转变温度的差在50°F(27.8℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于β转变温度并且与β转变温度的差在600°F(333℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于β转变温度并且与β转变温度的差在500°F(278℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于β转变温度并且与β转变温度的差在400°F(222℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于β转变温度并且与β转变温度的差在300°F(167℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于β转变温度并且与β转变温度的差在250°F(139℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于β转变温度并且与β转变温度的差在100°F(55.6℃)内的温度。在一些实施例中，轧制温度是低于β转变温度并且与β转变温度的差在50°F(27.8℃)内的温度。
在一些实施例中，一个或多个轧制步骤(40)包括减少近净成形工件的一个或多个方面或部分，以产生与近净成形工件相比，在一个或多个方面或部分中具有1％至95％的相对减少的最终成形工件。在一些实施例中，可减少近净成形工件的仅一个区段。在一些实施例中，可减少近净成形工件的超过一个区段。在一些实施例中，总相对减少可为1％至95％。在一些实施例中，相对减少可不大于总相对减少的90％。在一些实施例中，相对减少可不大于总相对减少的85％。在一些实施例中，相对减少可不大于总相对减少的80％。在一些实施例中，相对减少可不大于总相对减少的75％。在一些实施例中，相对减少可不大于总相对减少的70％。在一些实施例中，相对减少可不大于总相对减少的65％。在一些实施例中，相对减少可为总相对减少的至少1％。在一些实施例中，相对减少可为总相对减少的至少10％。在一些实施例中，相对减少可为总相对减少的至少20％。在一些实施例中，相对减少可为总相对减少的至少30％。在一些实施例中，相对减少可为总相对减少的至少40％。在一些实施例中，相对减少可为总相对减少的至少50％。在一些实施例中，相对减少可为总相对减少的至少55％。
在一些实施例中，轧制还可包括以0.1s-1至100s-1的应变速率的轧制。在一些实施例中，应变速率可为1s-1至100s-1的速率。在一些实施例中，应变速率可为1s-1至50s-1的速率。在一些实施例中，应变速率可为1s-1至10s-1的速率。
在一些实施例中，相对减少可为均匀的，如图4A-4C中可见，其中所述最终成形工件的所有部分都具有均匀的相对减少。图4A描绘了在一个或多个轧制步骤(40)之前的经挤出的C形通道支架。图4B描绘了与近净成形工件相比，具有均匀的相对减少的最终成形工件(如图4C中可见的，比较两个形状)。
在一些实施例中，如图4A-4C和图5A-5C中可见的，相对减少可为均匀的，并且最终成形工件的一个或多个方面的绝对测量跨越整个最终成形工件可为相同的(例如，厚度或体积在整个最终成形工件各处可为相同的)。图5A描绘了在一个或多个轧制步骤(40)之前的经挤出的T形支架。图5B描绘了最终成形工件，与近净成形工件相比具有均匀的相对减少(如图5C中可见的，比较两个形状)，并且还在最终成形工件的所有部分各处具有均匀的绝对厚度测量，因为第一区段(501)具有的厚度与第二区段(502)的厚度相同。
在一些实施例中，如图6A-6C中可见的，相对减少跨越最终成形工件可为均匀的，但一个或多个方面的绝对测量可不同(例如，厚度中的减少百分比跨越整个最终成形工件可为相同的，但从最终成形工件的部分到部分的绝对厚度可为不同的)。图6A描绘了在一个或多个轧制步骤(40)之前的经挤出的L形支架。图6B描绘了最终成形工件，与近净成形工件相比具有均匀的相对减少(如图6C中可见的，比较两个形状)，但在最终成形工件的各部分各处具有不均匀的厚度，因为第一区段(601)具有与第二区段(602)不同的厚度。
在一些实施例中，如图7A-7C中可见的，相对减少和绝对测量跨越个最终成形工件可为不均匀的。图7A描绘了在轧制步骤(40)之前的经挤出的L形支架。图7B描绘了最终成形工件，与近净成形工件相比具有不均匀的相对减少(如图7C中可见的，比较两个形状)，并且在最终成形工件的各部分各处具有不均匀的厚度，因为第一区段(701)具有与第二区段(702)不同的厚度。
返回参考图2，该方法还可包括在冷却步骤(31)之后再加热(32)近净成形工件的步骤，其中所述再加热(32)步骤包括将经挤出的近净成形工件加热到再加热温度，所述再加热温度低于合金的初熔温度并且与其β转变的差在600°F(333℃)内。在一些实施例中，再加热温度是低于合金的初熔温度并且与其β转变的差在500°F(278℃)内的温度。在一些实施例中，再加热温度是低于合金的初熔温度并且与其β转变的差在400°F(222℃)内的温度。在一些实施例中，再加热温度是低于合金的初熔温度并且与其β转变的差在300°F(167℃)内的温度。在一些实施例中，再加热温度是低于合金的初熔温度并且与其β转变的差在200°F(111℃)内的温度。在一些实施例中，再加热温度是低于合金的初熔温度并且与其β转变的差在100°F(55.6℃)内的温度。
在一些实施例中，在一个或多个轧制步骤(40)的每个轧制步骤之后，可将近净成形工件再加热(32)，以允许在再加热温度下执行后续轧制步骤。在一些实施例中，近净成形工件可以可替代地在一个或多个轧制步骤(40)的每个轧制步骤之间冷却(31)且再加热(32)。在一些实施例中，一个或多个轧制步骤(40)全部可包括低于β转变超过600°F(333℃)的轧制温度，其中所述一个或多个轧制步骤(40)中的每一个还可包括限制每个轧制步骤的相对减少，以防止最终成形工件中的开裂或内部冶金缺陷的发展。在一些实施例中，可调节对再加热的时间(例如，更长的时间)和/或温度(例如，更热的温度)的各种调节，以消除残余应力，允许位错运动和晶体结构的松弛。这可确保维持足够的延展性，以耐受在较低温度下的变形。
在一些实施例中，如图3中可见的，再加热步骤(33)可包括将经挤出的近净成形工件加热到高于其β转变温度且低于其初熔温度的温度，其中所述再加热步骤(33)随后可为在高于合金的β转变温度的温度下执行的一个或多个轧制步骤(41)。在一些实施例中，如果在一个或多个轧制步骤(41)的任何给定轧制步骤期间，近净成形工件的温度低于合金的β转变温度，则近净成形工件可被再加热(33)。在一些实施例中，该方法还包括一个或多个其它轧制步骤(42)，其可低于合金的β转变温度执行。
实例1
用挤出工艺生产四个Ti-6Al-4V样品，并且通过四种不同的制造路径加工。所选择的材料具有大约1810°F(988℃)的研磨测量的β转变(BT)。选择两种温度用于加工：BT+50°F(28℃)(1860°F(1016℃))和BT-10°F(5.6℃)(1800°F(982℃))。高于β转变(BT)的温度限制在高于β转变50°F(28℃)，以限制在加热期间的晶粒生长。选择低于β转变的温度作为在工作窗口中维持产物的尝试，希望球化类型转换至在1775°F(968℃)下结束。低于1775°F(968℃)的温度，产品仍可能分解成工作结构，但预期这种转换将由薄片扭结主导。
轧制减少的加工速度选择为表示10s-1和2.5s-1的应变速率的高速和低速。在高速情况下的离开速度为20-30英寸/秒(50.8-76.2cm/秒)，并且在低速情况下的离开速度为5-6英寸/秒(12.7-15.2cm/秒)。
挤出样品在已经预热至所需温度的辐射加热炉中加热。在炉内添加轨道以使样品悬浮在炉内并使其与辊的入口对齐。将冷产物加载到轨道上并且关闭到炉内8分钟。计算显示产品在1-3分钟内处于温度下，但另外的时间用于确保炉在打开后有时间匀化并且给予一些安全因素用于加热不均匀性。在8分钟后，将产品沿着轨道用刚性臂推向辊装置。一旦在轧制咬合中，产品就被纺车轮拉动通过。在通道的末端处，放置引导结构以使进入轮的产品居中并且防止推进臂能够到达轮的可能性。
将炉紧邻轧制装置放置。使产品暴露于环境空气15英寸(38cm)的距离，直到轧制咬合开始。这提供了用于冷却产品的媒介物，特别是当产品接近0.100英寸(2.54mm)厚时的最终通过。
将这四个小片加热并且运行四次通过，其中它们以相等的增量从0.205的挤出物减少到0.100英寸(5.21至2.54mm)厚。产品上的每个翅片为相同厚度，但可为不同的。每次通过后，允许部分落入托盘内用于空气冷却。
辊(图8中描绘的)不同于常规2辊或4辊轧机。在这种情况下，辊被布置为在产品的主要(最大)表面上提供接触压力，并且独立地推进以在不同辊之间产生间隙。可修改这种类型的辊设计以产生通道、H'、L'、T和各种其它结构构件。对于小辊和某些形状的情况，干涉将对于轴承壳体开始发生。将轴承放置在轮内并且在侧面上仅具有动力链轮将减轻很多干扰情况。这也产生了用于施加载荷的更刚性的结构。使用更大的轮也将提供更多的空间，并且增加每次通过可能的减少。
在样品加工之后，对所有样品执行光退火，其中将小片加热至1325°F(718℃)(+/-25°F(14℃))并保持1小时。然后取出部分并允许空气冷却。这种光退火主要旨在去除晶体内的大部分堆积位错，而不是旨在改变所得到的微结构。
在一些情况下，将玻璃施加到样品小片，以评估其在轧制过程中作为润滑剂或保护剂如何良好地执行。观察到它在辊的前面积聚，直到它作为大型池通过。使用玻璃时的所有情况都经历过这些类型的缺陷。在具有玻璃池压痕的区域中，当不可压缩的液体填充表面轮廓时，先前的粗糙度保留。当将过量的干润滑剂(石墨、二硫化钼和/或六方氮化硼)施加于辊时，也可看到相同的效果。以大数量(相对于薄膜)，这些材料表现得像流体，并且可产生与液体玻璃类似的结果。最好的表面可伴随在辊上的少量干润滑剂或只是在小片上二氧化钛的轻微粉化而无需另外的辊润滑剂出现。
α/β钛合金的二次热加工的较不常见的方法是β加工。该方法中，加工高于β转变温度发生。这导致针状α相或魏氏微结构(Widmanstatten microstructure)。薄片状微结构导致更高的断裂韧性、疲劳裂纹扩展抗性和抗蠕变性。较少的缺陷(debits)在强度、延展性方面发生。包括β锻造和β挤出的β热加工的主要益处是降低的流动应力和改进的模具或特征填充。钛的挤出占优势地高于β转变温度执行，以实现不管晶粒尺寸中的增加，钛的可成形性中的增加。重结晶后从高于β转变的冷却速率对魏氏微结构的形成具有显著影响。在这种冷却过程中，α晶粒在先前的β晶粒内以片状/篮织图案形成。更快的冷却速率降低了晶界α相的厚度，并且在先前晶粒内产生尽可能细的经转化的微结构。这有助于保存以后的亚转变热可加工性。这也对室温性质具有影响，如图10A和10B中可见的。图10A和10B可在Sieniawski,J.,Ziaja,W.,Kubiak,K.和Motyka,M.，2013.Microstructure andmechanical properties of high strength two-phase titanium alloys.TitaniumAlloys-Advances in Properties Control，第69-80页中找到。
当材料穿过Ti-6Al-4V的β转变时，存在最佳冷却速率。理想地，需要每秒4-9℃的冷却速率以达到最佳延展性，同时仍具有高强度。高于每秒9℃可导致形成更薄的α薄片，并且导致更高的强度但更低的延展性。快于每秒18℃的冷却导致马氏体的形成。这进一步降低了延展性，伴随强度中的较少增加。
高于β转变加工
对于每次减少通过，高于β转变加工两个样品。与减少量有关的材料性质的表示示出了性质如何通过各种轧制通过而变化。图11A中给出了在挤出后轧制过程中的各个阶段时两个样品的强度趋势。察看图12A中的产率和极限强度图，可见两种加工条件均产生了强化，然而具有较低应变速率的小片证实显著更高的产率和极限强度改进。在测试结果中也观察到一定水平的纹理化。如图13A和14A中可见的，在所有情况下都观察到伸长率和面积减少两者中的总体降低。较慢加工的样品证实比较快加工的小片显著更低的伸长率。高于重结晶温度执行的工作提示最可能的根本原因在于冷却速率。检查微结构为观察到的行为提供了一些解释。
挤出材料的微结构是从挤出物可见的特征。对明显更厚的产品的空气冷却的标准实践产生每秒2-7℃的冷却速率和来自魏氏微结构的更高水平的延展性。对于经挤出的产品，通常需要水淬以在Ti-6Al-4V中获得马氏体。四次通过后的微结构证实a.)较大的先前β晶粒和b.)部分马氏体结构相对于挤出物的单向束。不受任何一种理论的限制，它可能是由于通过辊的辐射和传导损失两者的薄区段的快速冷却。
传导冷却效应可解释为什么在接触时间较长的较慢加工小片中效果更明显。在航空航天结构中，延展性的丧失是不期望的，但这可通过更温暖的辊、更高的设定点温度、来往轧制咬合改进的环境管理来管理。加热的出口区带将允许在初始冷却期间的缓慢冷却，以形成所需的微结构。混合(低于β转变和高于β转变加工步骤)可能产生β工作材料的最佳性质组合。
低于β转变加工
当低于β转变赋予工作时，纹理可在材料中出现。纹理是在材料中的方向性赋予，并且起于在一个占优势方向上的工作。在一个方向上可见大量加工的带生产时，通过使用具有较高冷加工性的合金(例如商业纯级别)，或者在热加工之后以及在冷加工通过之间执行β退火以减轻方向性来允许生产。在退火之前的带的热轧制之后，横向延展性是不可测量的，并且与侧向轧制方向相比，在横向方向上观察到脆性行为。另外，钛中各向异性的存在增加了水溶液中对应力腐蚀开裂的敏感性。
与预期相反，当评估亚β加工的小片时，在材料的强度中可见很少的各向异性。纵向和横向屈服和极限性质非常强烈地相关联，特别当以缓慢应变速率加工时。如图11B和12B中可见的，以较慢的应变速率产生的样品显示出比在较高温度下更高的强化效果，并且通过低于β转变工作产生的材料在极限强度方面几乎是各向同性的。尽管在机械测试中证实相对有限的纹理，但在纵向方向上存在显著的晶粒伸长(参见图13B)。对应于图11A-14B的数据在下表1中提供。
表1-图11A-14B的数据
*快速≈20-30英寸/秒的离开速度；缓慢≈5-6英寸/秒的离开速度
**样品A在1860°F(1016℃)下轧制；样品B在1800°F(982℃)下轧制
实例2
将几种Ti-6Al-4V合金挤出为条(4英寸(10.2cm)宽)，然后由于各种轧制减少而轧制成各种最终厚度，其显示于下表2中。将样品1加工至55％的减少，将样品2加工至65％的减少，并且将样品3加工至75％的减少。经挤出的带的初始厚度为0.3英寸(7.62mm)。挤出步骤在2200°F(1204℃)下执行。轧制减少步骤在1750°F(954℃)下执行。光退火(用于消除应力)在1450°F(788℃)下执行30分钟，然后允许样品空气冷却。然后测试最终带的机械性质，其结果在下文提供。
根据ASTM E8测量强度和伸长率性质，其结果呈现于表2中。所有强度值都以ksi/(MPa)提供。
表2-实例2合金的室温性质
与常规Ti-6Al-4V产品相比，样品材料实现显著更高的强度(参见例如AMS 4928和AMS 4911)。此外，该材料实现具有约65％的轧制减少的各向同性性质，实现在L和LT方向之间小于5ksi的强度差。
根据ASTM E21，在600°F(316℃)下，测量样品2(65％的相对降低)的高温拉伸性质，其结果呈现于表3中。
表3-实例2合金的高温性质
根据ASTM E466对样品2(65％的相对减少)执行疲劳测量，其结果在表4中提供。
表4：对于样品2(65％RR)在Kt＝2.3(开孔)和30Hz下的疲劳测量
| 应力(MPa) | 失效周期 |
| 410 | 113,106 |
| 200 | 3,000,000(中断) |
根据ASTM E238对样品2(65％的相对减少)执行轴承测量，其结果呈现于表5中。
表5：对于样品2(65％RR)在e/D＝1.5下的轴承测量
在高应变速率和低应变速率两种情况下均观察到在轴向方向上的晶粒伸长。在垂直截面内获取且在切向方向上观察的微结构证实在先前β晶粒的纵向方向上的延长。如所示的，挤出物具有β加工的微结构，而经挤出的加上经轧制的材料具有符合AMS标准的α-β加工的微结构。
图16示出了在应力比0.10、频率10Hz、室温和实验室大气空气的测试条件下，根据ASTM E647执行的疲劳裂纹扩展速率。疲劳裂纹扩展结果相对于α-β片层产品与AMS标准一致。
虽然已详细描述了本公开内容的各种实施例，但显而易见，本领域技术人员将想到那些实施例的修改和适应。然而，应明确地理解，这些修改和适应在本公开内容的精神和范围内。
Claims (12)
1.一种制造钛合金工件的方法，其包括：
a.将钛合金的铸锭或锻坯加热至高于其β转变温度的温度，以产生经加热的工件；
b.当所述经加热的工件高于所述β转变温度时，起始所述经加热的工件的挤出，从而生成经挤出的近净成形工件，其中所述经挤出的近净成形工件包括非平面的形状，其中所述非平面的形状选自由pi盒、C形状、T形状、H形状、I形状和L形状组成的组；
c.将所述经挤出的近净成形工件冷却至低于所述β转变温度的冷却温度；和
d.在一个或多个轧制温度下，将所述经挤出的近净成形工件轧制一次或多次，以产生最终成形工件，其中所述轧制温度低于所述β转变温度；
其中完成所述轧制步骤，以使得所述最终成形工件保持所述经挤出的近净成形工件的所述非平面的形状，并且其中所述最终成形工件在至少一个维度中与所述经挤出的近净成形工件相比更薄。
2.根据权利要求1所述的方法，其中所述钛合金是α-β钛合金。
3.根据权利要求1所述的方法，其中所述轧制温度低于所述β转变温度并且与所述β转变温度的差在600°F内。
4.根据权利要求1所述的方法，其中所述轧制温度低于所述β转变温度并且与所述β转变温度的差在50°F内。
5.根据权利要求1所述的方法，其中所述轧制步骤(d)还包括以0.1s-1至100s-1的应变速率的轧制。
6.根据权利要求1所述的方法，其中所述轧制步骤包括通过从1％到95％的相对减少来均匀地减少所述近净成形工件，从而得到所述最终成形工件。
7.根据权利要求6所述的方法，其中所述相对减少为40％至75％。
8.根据权利要求1所述的方法，其中所述轧制步骤包括通过从1％到95％的第一相对减少来减少所述近净成形工件的第一区段，从而得到其中所述第一区段减少的最终成形工件。
9.根据权利要求8所述的方法，其中所述轧制步骤还包括通过从1％到95％的第二相对减少来减少所述近净成形工件的至少第二区段，从而得到其中至少所述第一区段和第二区段减少的最终成形工件，其中所述第一相对减少不同于所述第二相对减少。
10.根据权利要求1所述的方法，其中所述最终成形工件实现超过参考的钛合金本体高至少3％的在L方向上的拉伸屈服强度；其中所述参考的钛合金本体具有与所述最终成形工件相同的组成，并且处于与所述最终成形工件相同的回火。
11.根据权利要求10所述的方法，其中所述最终成形工件包括各向同性强度性质，其中在LT方向上的拉伸屈服强度与L方向上的拉伸屈服强度的差在10ksi内。
12.根据权利要求11所述的方法，其中所述最终成形工件实现至少6％的在L方向上的伸长率和至少6％的在LT方向上的伸长率。
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