ES2620310T3

ES2620310T3 - Método para la fabricación de chapas de aleación alfa-beta de Ti-Al-V-Mo-Fe

Info

Publication number: ES2620310T3
Application number: ES12801042.8T
Authority: ES
Inventors: Yoji Kosaka; Phani GUDIPATI
Original assignee: Titanium Metals Corp
Current assignee: Titanium Metals Corp
Priority date: 2011-06-17
Filing date: 2012-06-17
Publication date: 2017-06-28
Anticipated expiration: 2032-06-17
Also published as: CN103732770A; US8551264B2; JP2014523483A; EP2721187A4; CA2839303C; RU2014101359A; WO2012174501A1; CN103732770B; CA2839303A1; RU2573158C2; EP2721187A1; EP2721187B1; US20130000799A1; JP5953370B2

Abstract

Un método para producir chapas de Ti-5Al-4V-0,6 Mo-0,4Fe de grano fino a través de un procedimiento de laminado en caliente que comprende, a. forjar planchones de Ti-5Al-4V-0,6 Mo-0,4Fe a llantones, calibre intermedio de placas; b. calentar el llantón hasta una temperatura entre 38°C y 121°C (100°F a 250°F) más alta que beta transus durante 15 a 30 minutos seguido de enfriamiento; c. calentar el llantón hasta una temperatura entre 788°C y 816°C (1450°F y 1500°F), a continuación laminar en caliente hasta un calibre intermedio; d. calentar el calibre intermedio a una temperatura entre 788°C y 816°C (1450°F y 1500°F), a continuación laminar en caliente hasta un calibre final; e. recocer el calibre final en una etapa que consiste en recocido a una temperatura entre 732°C y 816°C (1350°F a 1500°F) durante 30 minutos a 1 hora seguido de enfriamiento; y f. esmerilar el calibre final recocido de la etapa e. con una esmeriladora seguido de decapado para eliminar los óxidos y la capa superficial alfa formada durante el procesamiento termomecánico.

Description

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DESCRIPCION

Metodo para la fabricacion de chapas de aleacion alfa-beta de Ti-Al-V-Mo-Fe Antecedentes

La mayona de las aleaciones de titanio a/p muestran superplasticidad, es dedr, elongacion mayor de 500%, a temperatures subtransus cuando se deforman con velocidades de deformacion mas lentas. La temperatura y la velocidad de deformaci°n a las que ocurre la superplasticidad vanan dependiendo de la c°mp°sid6n de la ^^d^ y de la microestructura ' . Una temperatura optima para la formacion superplastica (SPF) oscila entre 1000°C (1832°F) y 750°C (1382°F) en aleaciones de titanio a/p (2). Las temperatures de SPF y beta transus muestran una correlacion bastante buena si las otras condiciones son las mismas (2).

En el lado de la produccion, existen beneficios significativos derivados de la reduccion de las temperaturas de SPF. Por ejemplo, el descenso de la temperatura de SPF puede dar como resultado una reduccion en los costes de la matriz, una prolongacion de la vida y el potencial para utilizar matrices de acero menos costosas (7). Ademas, se suprime la formacion de una capa enriquecida con oxfgeno (capa superficial alfa "alpha case"). La reduccion de escala y la formacion de la capa superficial alfa pueden mejorar los rendimientos y eliminar la necesidad de molienda qmmica. Ademas, las temperaturas mas bajas pueden suprimir el crecimiento del grano manteniendo asf la ventaja de los granos mas finos despues de las operaciones de SPF (8,9).

El tamano del grano o el tamano de partfcula es uno de los factores mas influyentes para el SPF, ya que el deslizamiento del borde del grano es un mecanismo predominante en la deformacion superplastica. Los materiales con un tamano de grano mas fino disminuyen la tension requerida para el deslizamiento del borde del grano, asf como las temperaturas de SPF (2-4). La eficacia de los granos mas finos en la reduccion de las temperaturas de SPF fue referida previamente en Ti-6Al-4V y otras aleaciones (5,6).

Existen dos enfoques para mejorar la formabilidad superplastica de las aleaciones de titanio. La primera aproximacion es desarrollar un proceso termomecanico que crea granos finos tan pequenos como de 1 a 2 pm o menos para mejorar el deslizamiento del borde del grano. Se estudio la deformacion a una temperatura mas baja que el laminado en caliente o la forja convencional y se desarrollo un procedimiento de SPF para Ti-64 (5,6).

El segundo enfoque es desarrollar un nuevo sistema de aleacion que muestra superplasticidad a una temperatura mas baja con una velocidad de deformacion mas alta. Existen varios factores materiales que aumentan la superplasticidad a temperaturas mas bajas (1), tales como (a) tamano de grano alfa, (b) fraccion volumetrica y morfologfa de dos fases, y (c) difusion mas rapida para acelerar el deslizamiento del borde del grano (11,16). Por lo tanto, una aleacion que tenga beta transus inferior tiene potencial para exhibir superplasticidad a baja temperatura. Un buen ejemplo de una aleacion es SP700 (Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe) que exhibe superplasticidad a temperaturas tan bajas como 760°C (1400°F)(8). La Fig. 1 muestra la relacion entre beta transus y las temperaturas de SPF (1,7,9,12,1620) referidas. Como tendencia general, las aleaciones con baja beta transus presentan superplasticidad a temperaturas mas bajas. Debido a que Ti-54M tiene beta transus inferior y contiene Fe como difusor rapido, se espera que la aleacion presente superplasticidad a temperatura mas baja con un esfuerzo de fluencia menor que Ti- 64. Por lo tanto, puede ser posible conseguir unas caractensticas de formacion superplastica satisfactorias a baja temperatura en esta aleacion sin recurrir a metodos especiales de procesamiento necesarios para conseguir tamanos de grano muy finos.

Ti-6Al-4V (Ti-64) es la aleacion mas comun en aplicaciones practicas ya que la aleacion ha sido bien caracterizada. Sin embargo, Ti-64 no se considera la mejor aleacion para SPF ya que la aleacion requiere una temperatura mas alta, tfpicamente superior a 875°C (1607°F), con tasas de deformacion lentas para maximizar la SPF. La SPF a una temperatura mas alta con una velocidad de deformacion mas baja da como resultado una vida de matriz mas corta, una capa superficial alfa excesiva y una menor productividad.

Ti-54M, desarrollada en Titanium Metals Corporation, exhibe propiedades mecanicas equivalentes a Ti-6Al-4V en la mayona de las formas de producto. El Ti-54M muestra maquinabilidad, forjabilidad superior, menor esfuerzo de fluencia y mayor ductilidad con respecto a Ti6Al-4V (10). Ademas, se ha informado de que Ti-54M tiene superior superplasticidad en comparacion con Ti-6Al-4V, que es la aleacion mas comun en esta solicitud aplicacion (2). Este resultado se debe en parte a la composicion qmmica de la aleacion, asf como a un tamano de grano mas fino que es un factor cntico que aumenta la superplasticidad de los materiales de titanio. (21)

El metodo de procesamiento convencional de aleaciones de titanio se muestra en la Fig. 2A. En primer lugar, el llanton es laminado en caliente a calibres intermedios despues de calentar de aproximadamente 900°C (900°F) a aproximadamente 982°C (1800°F). Los calibres tfpicos de las chapas intermedias son de aproximadamente 0,254 cm a aproximadamente 1,524 cm. Las chapas intermedias se calientan despues de aproximadamente 900°C (1650°F) a aproximadamente 982°C (1800°F), seguido de laminado en caliente hasta las chapas finales. Los

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calibres tfpicos de las chapas finales son de aproximadamente 0,025 cm (0,01") a aproximadamente 0,5 cm (0,20"). Despues del laminado transversal en caliente final, las chapas pueden apilarse en un envase de acero para evitar un enfriamiento excesivo durante el laminado. Despues del laminado hasta el calibre final, las chapas se recuecen de aproximadamente 704°C (1300°F) a aproximadamente 843°C (1550°F) seguido de enfriamiento por aire. La ultima etapa del procedimiento es esmerilar y decapar la superficie para eliminar la capa superficial alfa en la superficie formada durante el procesamiento termomecanico.

Un metodo para fabricar chapas delgadas de aleaciones de titanio de alta resistencia (principalmente para Ti6Al-4V) fue estudiado previamente por VSMPO en la Patente de Estados Unidos Num. 7.708.845 y se muestra en la Fig. 2B(22). La Patente de Estados Unidos Num. 7.708.845 requiere laminado en caliente a temperaturas muy bajas para obtener granos finos para lograr superplasticidad a baja temperatura. El metodo descrito en la Patente de Estados Unidos Num. 7.708.845 puede conseguirse con trenes de laminado con muy alta potencia, que a menudo carece de flexibilidad para satisfacer el requisito de un lote pequeno con una variedad de calibres (22). El procedimiento descrito en la Patente de Estados Unidos Num. 7.708.845 se proporciona en la figura como comparacion. En la Patente de Estados Unidos Num. 7.708.845, el laminado se realiza a temperaturas muy bajas, lo que puede causar una carga excesiva del tren de laminado, limitando por lo tanto la aplicabilidad. K. Zay et al "Influence of machanical surface treatments on the high cycle fatigue performance of TIMETAL 54M" Materials Science and Engineering A, 528, 2011, paginas 2554-2558, se refieren a la aleacion Ti-54M y sus tratamientos superficiales mecanicos.

Por lo tanto, existe la necesidad en la industria de proporcionar un nuevo metodo para fabricar aleaciones de titanio que tenga mayor aplicabilidad en comparacion con los metodos convencionales y de la tecnica anterior.

Referencias

(1) N.E. Paton y C.H. Hamilton: in Titanium Science and Technology, editado por G. Lutjering et.al., publicado por Deutsche Gesellschaft fur Metallkunde E.V., 1984, pags. 649-672

(2) Y. Kosaka and P. Gudipati, Key Engineering Materials, 2010, 433: pags. 312-317

(3) G.A. Sargent, A.P. Zane, P.N. Fagin, A.K. Ghosh, y S.L. Semiatin, Met. and Mater. Trans. A, 2008, 39A; pags. 2949-2964

(4) S.L. Semiatin y G.A. Sargent, Key Engineering Materials, 2010, 433: pags. 235-240

(5) G.A. Salishchev, O.R. Valiakhmetov, R.M. Galeyev y F.H. Froes, in Ti2003 Science and Technology, editado por C. Lutjering et. al., publicado por DCM, 2003, pags. 569-576

(6) I.V. Levin, A.N. Kozlov, V.V. Tetyukhin, A.V. Zaitsev y A.V. Berestov, idem, pags. 577-580

(7) B. Giershon y I. Eldror, in Ti2007 Science and Technology, editado por M. Ninomi et. al., JIS publ, 2007, pags. 1287-1289

(8) H. Fukai, A. Ogawa, K. Minakawa, H. Sata y T. Tsuzuji, in Ti2003 Science and Technology, editado por C. Lutjering et. al., publicado por DCM, 2003, pags. 635-642

(9) W. Swale y R. Broughton, in Ti2003 Science and Technology, editado por C. Lutjering et. al., publicado por DCM, 2003, pags. 581-588

(10) Y. Kosaka, J.C. Fanning y S. Fox, in Ti2003 Science and Technology, editado por C. Lutjering et. al., publicado por DCM, 2003, pags. 3027-3034

(11) B. Poorganji, T. Murakami, T. Narushima, C. Ouchi y T. Furuhara, in Ti2007 Science and Technology, editado por M. Ninomi et al, publicado por JIM, 2007, pags. 535-538

(12) M. Tuffs and C. Hammond, Mater. Sci. and Tech., 1999, 15: Num. 10, pags. 1 154

(13) H. Inagaki, Z. Metalkd, 1996, 87: pags.179-186

(14) L. Hefty, Key Engineering Materials, 2010, 433: pags. 49-55

(15) N. Ridley, Z.C. Wand y G.W. Lorimer, in Titanium'95 Science and Technology, pags. 604-611

(16) M. Tuffs y C. Hammond: Mater. Sci. and Tech., vol. 15(1999), Num.10, pag. 1154

(17) R.J. Tisler y R.L. Lederich: in Titanium"95 Science and Technology, pag. 598

(18) Y. Combres y J-J. Blandin, idem, pag. 598

(19) in Materials Properties Handbook - Titanium Alloys, editado por R. Boyer et. al., publicado por ASM International, 1994, pag. 1101.

(20) G.A. Sargent, A.P. Zane, P.N. Fagin, A.K. Ghosh, y S.L. Semiatin: Met. and Mater. Trans. A, vol. 39A, 2008, pag. 2949

(21) "Superplastic Forming Properties of TIMETAL ® 54M" Key Engineering Materials, 433(2010), pag. 311

(22) Patente de Estados Unidos Num. 7.708.845 B2

(23) A. K. Mukherjee: Mater. Sci. Eng., vol. 8 (1971), pag. 83

(24) H. Inagaki: Z. Metalkd, vol. 87(1996), pag. 179

Compendio de la invencion

La presente descripcion se refiere a un metodo de fabricacion de chapas de aleacion de titanio que son susceptibles de operaciones de SPF a baja temperatura. El presente metodo se consigue mediante la combinacion de una qmmica de aleacion espedfica y un procedimiento de laminado de chapas. Por consiguiente, la presente descripcion

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proporciona un metodo para producir chapas Ti-SAl-4V-0,6 Mo-0,4Fe de grano fino a traves de un procedimiento de laminado en caliente que comprende,

a. forjar planchones de Ti-5Al-4V-0,6 Mo-0,4Fe a llantones, calibre intermedio de placas;

b. calentar el llanton hasta una temperatura comprendida entre 38°C y 121°C (100°F a 250°F) mas alta que beta transus durante 15 a 30 minutos seguido de enfriamiento;

c. calentar el llanton hasta una temperatura entre 788°C y 816°C (1450°F y 1500°F), a continuacion laminar en caliente hasta un calibre intermedio;

d. calentar el calibre intermedio a una temperatura entre 788°C y 816°C (1450°F y 1500°F), a continuacion laminar en caliente hasta un calibre final;

e. recocer el calibre final en una etapa que consiste en recocido a una temperatura entre 732°C y 816°C (1350°F a 1500°F) durante 30 minutos a 1 hora seguido de enfriamiento; y

f. esmerilar el calibre final recocido de la etapa e. con una esmeriladora seguido de decapado para eliminar los oxidos y la capa superficial alfa formada durante el procesamiento termomecanico.

En una realizacion, la aleacion de titanio es Ti-54M, que se ha descrito previamente en la Patente de Estados Unidos Num. 6.786.985 de Kosaka et al. Titulada "Alpha-Beta Ti-Al-V-Mo-Fe Alloy".

Breve descripcion de los dibujos

FIG. 1. Esquema que muestra la relacion entre beta transus y la temperatura de SPF para aleaciones comerciales seleccionadas.

FIG. 2A. Etapas de procesamiento de chapas de la ruta convencional.

FIG. 2B. Etapas de procesamiento de chapas de un procedimiento de la tecnica anterior para producir chapas de grano fino.

FIG. 2C. Etapa de procesamiento de chapas del procedimiento descrito para producir chapas de grano fino. FIG. 3A. Fotograffa que muestra la microestructura de una aleacion de titanio, antes de los ensayos de SPF, procesada de acuerdo con el Procedimiento A como se describe en la presente memoria.

FIG. 3B. Fotograffa que muestra la microestructura de una aleacion de titanio, antes de los ensayos de SPF, procesada de acuerdo con el Procedimiento B como se describe en la presente memoria.

FIG. 4. Grafico que ilustra la elongacion con la temperatura de ensayo en la chapa del Procedimiento A Ti- 54M y la chapa Ti-64.

FIG. 5A. Microestructura longitudinal de una zona de agarre de la muestra de cupon de SPF sometida a ensayo a 788°C (1450°F).

FIG. 5B. Microestructura longitudinal de una seccion reducida de la muestra de cupon de SPF sometida a ensayo a 788°C (1450°F).

FIG. 6. Grafico que muestra las curvas de esfuerzo real-deformacion real obtenidas por medio de las pruebas de velocidad de deformacion por saltos de Ti-54M (Procedimiento A) a 5x10-4/S.

FIG. 7A. Comparacion del esfuerzo de fluencia obtenido mediante pruebas de SPF en tres chapas a una deformacion real de 0,2 a una velocidad de deformacion de 5 x 10-4/S.

FIG. 7B. Comparacion del esfuerzo de fluencia obtenido mediante pruebas de SPF en tres chapas a una deformacion real de 0,8 a una velocidad de deformacion de 5 x 10-4/S.

FIG. 8A. Valor medio m obtenido mediante pruebas de SPF en chapas Ti-54M utilizando el Procedimiento A a velocidades de deformacion de 5x10-4/S y 1x10-4/S.

FIG. 8B. Valor medio m obtenido mediante pruebas de SPF en chapas Ti-54M utilizando el Procedimiento B a velocidades de deformacion de 5x10-4/S y 1x10-4/S.

FIG. 9A. Microestructura de seccion reducida despues de la prueba de velocidad de deformacion por saltos utilizando el Procedimiento A, sometida a ensayo a 732°C (1350°F) y una velocidad de deformacion de 5x10-4/S (Eje de carga hacia la direccion horizontal)

FIG. 9B. Microestructura de seccion reducida despues de la prueba de velocidad de deformacion por saltos utilizando el Procedimiento A, sometida a ensayo a 843°C (1550°F) y una velocidad de deformacion de 5x10-4/S (Eje de carga hacia la direccion horizontal)

FIG. 9C. Microestructura de seccion reducida despues de la prueba de velocidad de deformacion por saltos utilizando el Procedimiento B, sometida a ensayo a 843°C y una velocidad de deformacion de 1x10-4/S (Eje de carga hacia la direccion horizontal)

FIG. 9D. Microestructura de seccion reducida despues de prueba de velocidad de deformacion por saltos utilizando el Procedimiento B, sometida a ensayo a 899°C (1650°F) y una velocidad de deformacion de 1x10-4/S (Eje de carga en direccion horizontal)

FIG. 10A. Imagen del lfmite de grano de la fase alfa primaria de la microestructura recibida en la Fig. 3A analizada con Fovea Pro. Densidad del Lfmite de Grano, Procedimiento A (0,25 jim/jim2).

FIG. 10B. Imagen del lfmite de grano de la fase alfa primaria de la microestructura recibida en la Fig. 2B analizada con Fovea Pro. Densidad del Lfmite de Grano, Procedimiento B (0,53 jim/jim2)

FIG. 11. Relacion entre el esfuerzo de fluencia en la deformacion real de 0,8 y temperatura inversa 1/T sometida a ensayo a 5x10-4/S y 1x10-4/S.

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FIG. 12A. Microestructura de chapas de grano estandar Ti-54M.

FIG. 12B. Microestructura de chapas de grano fino Ti-54M.

FIG. 13. Comparacion de la elongacion total a temperaturas elevadas entre Ti-54M (SG) y (FG).

FIG. 14A. Aspecto de los espedmenes de la prueba de traccion de Ti-54M (FG) sometidos a ensayo a 815°C (1500°F).

FIG. 14B. Aspecto de los espedmenes de la prueba de traccion de Ti-54M (FG) sometidos a ensayo a 760°C (1400°F).

FIG. 15A. Curvas de fluencia de grano estandar de Ti-54M obtenidas mediante pruebas de velocidad de deformacion por saltos.

FIG. 15B. Curvas de fluencia de Ti-54M de grano fino obtenidas mediante pruebas de velocidad de deformacion por saltos.

FIG. 16. Sensibilidad media de la velocidad de deformacion (valor m) medida para el material Ti-54M (FG) a diversas temperaturas de ensayo y velocidades de deformacion.

FIG. 17. Efectos de la temperatura y la velocidad de deformacion en el esfuerzo de fluencia en la deformacion real = 0,2 del material Ti-54M (FG).

FIG. 18A. Microestructura de la seccion transversal de seccion reducida despues del ensayo de cupon de SPF, Ti-54M (SG) 732°C (1350°F).

FIG. 18B. Microestructura de la seccion transversal de la seccion reducida despues del ensayo de cupon de SPF, Ti-54M (SG) 788°C (1450°F).

FIG. 18C. Microestructura de seccion transversal de seccion reducida despues del ensayo de cupon de SPF, Ti-54M (FG) 732°C (1350°F).

FIG. 18D. Microestructura de seccion transversal de seccion reducida despues del ensayo de cupon de SPF, Ti-54M (FG) 788°C (1450°F).

FIG. 19. Comparacion del esfuerzo de fluencia en la deformacion real = 0,2 entre Ti-54M y Ti-64.

FIG. 20A. Microestructura de los materiales Ti-54M de grano fino. Se determino que el tamano medio de partfcula alfa era de 2,0 pm en la chapa de calibre de 0,457 cm.

FIG. 20B. Microestructura de los materiales Ti-54M de grano fino. Se determino que el tamano medio de partfcula alfa era de 2,4 pm en la chapa de calibre de 0,254 cm.

FIG. 20C. Microestructura de los materiales Ti-54M de grano fino. Se determino que el tamano medio de partfcula alfa era de 4,9 pm en la chapa de calibre de 0,101 cm.

FIG. 21. Curvas de fluencia obtenidas mediante la prueba de velocidad de deformacion por saltos que muestran un esfuerzo de fluencia significativamente mas baja y estable para Ti-54M procesada de acuerdo con una realizacion descrita en este documento en comparacion con Ti-64.

FIG. 22A. Microestructura observada en la chapa Ti-54M laminada a 788°C (1450°F) y recocida a 732°C (1350°F).

FIG. 22B. Microestructura observada en la chapa Ti-54M laminada a 788°C (1450°F) y recocida a 788°C (1450°F).

FIG. 22C. Microestructura observada en la chapa Ti-54M laminada a 788°C (1450°F) y recocida a 843°C (1550°F).

FIG. 23A. Microestructura observada en la chapa Ti-54M laminada a 843°C (1550°F) y recocida a 732°C (1350°F).

FIG. 23B. Microestructura observada en una chapa de Ti-54M laminada a 843°C (1550°F) y recocida a 788°C (1450°F).

FIG. 23c. Microestructura observada en la chapa Ti-54M laminada a 843°C (1550°F) y recocida a 843°C (1550°F).

FIG. 24A. Microestructura observada en la chapa Ti-54M laminada a 899°C (1650°F) y recocida a 732°C (1350°F).

FIG. 24B. Microestructura observada en la chapa Ti-54M laminada a 899°C (1650°F) y recocida a 788°C (1450°F).

FIG. 24C. Microestructura observada en la chapa Ti-54M laminada a 899°C (1650°F) y recocida a 843°C (1550°F).

FIG. 25. Grafico que muestra la relacion entre el tamano de partfcula alfa y la temperatura de laminado.

FIG. 26. Grafico que muestra la relacion entre las fuerzas de separacion del tren de laminado y la temperatura de laminado.

Descripcion detallada

La presente descripcion se refiere a un metodo de fabricacion de chapas de aleacion de titanio que son susceptibles de operaciones de SPF a baja temperatura. El presente metodo se consigue mediante la combinacion de una qmmica de aleacion espedfica y un procedimiento de laminado de chapas. El metodo incluye las etapas de:

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f. esmerilar el calibre recocido de la etapa e. con una esmeriladora seguido de decapado para eliminar los oxidos y la capa superficial alfa formada durante el procesamiento termomecanico.

Etapa A - Llanton

En una realizacion preferida, el llanton de la etapa (a) tiene un espesor de aproximadamente 0,51 cm (0,2") a aproximadamente 3,8 cm (1,5") dependiendo de los calibres de la chapa acabada. En variaciones de esta realizacion, el llanton de la etapa (a) puede ser de aproximadamente 0,508 cm, aproximadamente 0,762 cm, aproximadamente 1,016 cm, aproximadamente 1,27 cm, aproximadamente 1,524 cm, aproximadamente 1,778 cm, aproximadamente 2,032 cm, aproximadamente 2,286 cm, aproximadamente 2,54 cm, aproximadamente 2,794 cm, aproximadamente 3,048 cm, aproximadamente 3,302 cm, aproximadamente 3,556 cm, aproximadamente 3,81 cm, o cualquier incremento intermedio. El espesor del llanton en la etapa (a) se elige tfpicamente basandose en el espesor del calibre final deseado.

Etapa B - Temple Beta

El calentamiento del llanton en la etapa (b) se realiza a una temperatura entre aproximadamente 37,8°C (100°F) y 121°C (250°F) mas alta que beta transus. En una variacion de esta realizacion, la etapa de calentamiento se lleva a cabo a una temperatura entre aproximadamente 51,7°C (125° F) y aproximadamente 107°C (225°F) mas alta que beta transus. En otras variaciones, la etapa de calentamiento se lleva a cabo a una temperatura entre aproximadamente 65,6°C (150°F), aproximadamente 93,3°C (200°F) mas alta que beta transus. En una realizacion espedfica, la etapa de calentamiento se lleva a cabo a una temperatura de aproximadamente 79,4°C (175°F) mas alta que beta transus.

En una realizacion preferida, el calentamiento del llanton en la etapa (b) se realiza durante aproximadamente 15 a aproximadamente 30 minutos. En una variante de esta realizacion, el llanton se calienta durante aproximadamente 20 minutos. En otra variante de esta realizacion, el llanton se calienta durante aproximadamente 25 minutos.

El enfriamiento en la etapa (b) puede realizarse en atmosfera ambiente, mediante aumento de la presion de argon, o mediante enfriamiento con agua. En una realizacion preferida, el enfriamiento en la etapa (b) se realiza mediante enfriamiento por aire del ventilador o mas rapido. Dependiendo del calibre del llanton, se puede utilizar un enfriamiento con agua para un llanton grueso (generalmente por encima de aproximadamente 1,27 cm de espesor). El enfriamiento del ventilador puede ser suficiente para un llanton mas delgado (generalmente inferior a aproximadamente 1,27 cm de espesor). Si la velocidad de enfriamiento es demasiado lenta, se formara una estructura con laminas alfa gruesas despues del enfriamiento, lo que impedira que el material desarrolle granos finos durante el laminado intermedio y final.

Etapa C - Laminado en caliente intermedio

El calentamiento del llanton en la etapa (c) se lleva a cabo a una temperatura entre aproximadamente 788°C (1450°F) y aproximadamente 816°C (1500°F). En una realizacion espedfica, la etapa de calentamiento se lleva a cabo a una temperatura de aproximadamente 802°C (1475°F).

Si la temperatura de calentamiento es demasiado alta, puede producirse un engrosamiento del grano que da lugar a una estructura de grano grueso incluso despues del laminado en caliente. Si la temperatura de calentamiento es demasiado baja, el esfuerzo de fluencia del material aumenta la sobrecarga resultante del tren de laminado. El laminado en caliente se realiza preferiblemente con un metodo de laminado en cascada sin recalentamiento despues de cada paso. El envase de acero puede ser, pero no tiene que ser, utilizado para este laminado en caliente intermedio. Sin embargo, se puede realizar el recalentamiento, si es necesario.

En una realizacion preferida, el llanton en la etapa (c) se calienta durante aproximadamente 30 minutos a aproximadamente 1 hora. En variaciones de esta realizacion, el llanton se calienta durante aproximadamente 40 minutos a aproximadamente 50 minutos. En otra variante de esta realizacion, el llanton se calienta durante aproximadamente 45 minutos.

En una realizacion preferida, el calibre intermedio (formado en la etapa c) tiene un espesor de aproximadamente 0,3 cm (0,10") a aproximadamente 1,5 cm (0,60"). En variaciones de esta realizacion, el calibre intermedio tiene un espesor de aproximadamente 0,254 cm, aproximadamente 0,508 cm, aproximadamente 0,762 cm,

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aproximadamente 1,016 cm, aproximadamente 1,27 cm, aproximadamente 1,524 cm o cualquier incremento intermedio. El calibre del calibre intermedio se elige tfpicamente basandose en el espesor del calibre final deseado.

La reduccion en la etapa (c) se define como (Ho-Hf)/Ho * 100, en donde Ho es el calibre de la placa de entrada y Hf es un calibre del calibre acabado. En una realizacion preferida, el laminado en caliente de la etapa (c) tiene una reduccion total controlada entre aproximadamente 40% y aproximadamente 80%. En las variaciones de esta realizacion, la etapa de laminado en caliente (c) tiene una reduccion total controlada entre aproximadamente 60% y aproximadamente 70%. En otras variaciones de esta realizacion, la etapa de laminado en caliente (c) tiene una reduccion total controlada de aproximadamente 40%, 45%, 50%, aproximadamente 55%, aproximadamente 60%, aproximadamente 65%, aproximadamente 70%, aproximadamente 75%, o aproximadamente el 80%.

Despues del calentamiento y laminado en la etapa (c), el calibre intermedio puede proseguir directamente a la etapa de laminado en caliente de acabado (etapa d) o puede enfriarse por varios metodos antes de proseguir. Por ejemplo, el calibre intermedio puede enfriarse utilizando atmosfera ambiente, aumentando la presion de argon, o enfriando con agua. En una realizacion preferida, el enfriamiento se realiza en atmosfera ambiente.

Etapa D - Laminado en caliente de acabado

El calentamiento del calibre intermedio en la etapa (d) se lleva a cabo a una temperatura entre aproximadamente 788°C (788°F) y aproximadamente 816°C (1500°F). En una realizacion espedfica, la etapa de calentamiento se lleva a cabo a una temperatura de aproximadamente 802°C (1475°F).

Si la temperatura de calentamiento es demasiado alta, se produce un engrosamiento del grano que da como resultado una estructura de grano grueso. Si la temperatura de calentamiento es demasiado baja, el esfuerzo de fluencia de los materiales aumenta la sobrecarga resultante del tren de laminado. El laminado en caliente final debe realizarse con un metodo de laminado en cascada sin recalentamiento despues de cada paso. En una realizacion preferida, el laminado en caliente de la etapa (d) se realiza con una direccion de laminado perpendicular a la direccion de laminado de la etapa (c). En una realizacion preferida, el laminado en caliente de la etapa (d) utiliza un envase de acero para evitar una perdida de calor excesiva durante el laminado.

En una realizacion preferida, el calibre intermedio en la etapa (d) se calienta durante aproximadamente 30 minutos a aproximadamente 3 horas. En variaciones de esta realizacion, el llanton se calienta durante aproximadamente 1 hora a aproximadamente 2 horas. En otra variante de esta realizacion, el llanton se calienta durante aproximadamente 1 hora y 30 minutos.

En una realizacion preferida, el calibre final (formado en la etapa d) tiene un espesor de aproximadamente 0,025 cm (0,01") a aproximadamente 0,51 cm (0,20"). En variaciones de esta realizacion, el calibre final tiene un espesor de aproximadamente 0,064 cm a aproximadamente 0,318 cm. En otras variaciones de esta realizacion, el calibre final tiene un espesor de aproximadamente 0,127 cm a aproximadamente 0,254 cm. En otras variaciones de esta realizacion, el calibre final tiene un espesor de aproximadamente 0,025 cm, aproximadamente 0,051 cm, aproximadamente 0,076 cm, aproximadamente 0,102 cm, aproximadamente 0,127 cm, aproximadamente 0,152 cm, aproximadamente 0,178 cm, aproximadamente 0,203 cm, aproximadamente 0,229 cm, aproximadamente 0,254 cm, aproximadamente 0,279 cm, aproximadamente 0,305 cm, aproximadamente 0,330 cm, aproximadamente 0,356 cm, aproximadamente 0,381 cm, aproximadamente 0,406 cm, aproximadamente 0,432 cm, aproximadamente 0,457 cm, aproximadamente 0,483 cm, aproximadamente 0,508 cm, o cualquier incremento intermedio. El espesor del calibre deseado final se elige tfpicamente de acuerdo con la aplicacion final de la aleacion.

La reduccion en la etapa (d) se define como (Ho-Hf)/Ho * 100, en donde Ho es el calibre de la placa de entrada y Hf es un calibre del calibre acabado. En una realizacion preferida, la etapa de laminado en caliente (d) tiene una reduccion total controlada entre aproximadamente 40% y aproximadamente 75%. En variaciones de esta realizacion, la etapa de laminado en caliente (d) tiene una reduccion total controlada entre aproximadamente 50% y aproximadamente 60%. En otras variaciones de esta realizacion, la etapa de laminado en caliente (c) tiene una reduccion total controlada de aproximadamente 45%, aproximadamente 50%, aproximadamente 55%, aproximadamente 60%, aproximadamente 65%, aproximadamente 70%, o aproximadamente 75%.

Despues del calentamiento y laminado en la etapa (d), el calibre final puede proseguir directamente a la etapa de recocido (etapa e) o puede enfriarse por varios metodos antes de proseguir. Por ejemplo, el calibre final puede enfriarse utilizando atmosfera ambiente, aumentando la presion de argon, o enfriando con agua. En una realizacion preferida, el enfriamiento se realiza en atmosfera ambiente.

Etapa E - Recocido

El calentamiento del calibre final en la etapa (e) se realiza a una temperatura entre aproximadamente 732°C (1350°F) y aproximadamente 816°C (1500°F). En otra variante de esta realizacion, la etapa de calentamiento se

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lleva a cabo a una temperature entre aproximadamente 760°C (1400°F) y aproximadamente 788°C (1450°F). En otra variante de esta realizacion, la etapa de calentamiento se lleva a cabo a una temperature entre aproximadamente 704°C (1300°F) y aproximadamente 760°C (1400°F). En una realizacion espedfica, la etapa de calentamiento se lleva a cabo a una temperatura de aproximadamente 774°C (1425°F).

Si la temperatura de recocido es demasiado baja, la tension del laminado en caliente no se aliviara y la microestructura laminada no se recuperara completamente.

En una realizacion preferida, el calentamiento del calibre final en la etapa (e) se realiza durante aproximadamente 30 minutos a aproximadamente 1 hora. En una variante de esta realizacion, el llanton se calienta durante aproximadamente 40 minutos a aproximadamente 50 minutos. En otra variante de esta realizacion, el llanton se calienta durante aproximadamente 45 minutos.

El enfriamiento en la etapa (e) puede realizarse en atmosfera ambiente, aumentando la presion de argon o enfriando con agua. En una realizacion preferida, el enfriamiento en la etapa (e) se realiza en atmosfera ambiente.

Etapa F

El esmerilado del calibre recocido en la etapa (f) se realiza mediante cualquier esmeriladora apropiada. En una realizacion preferida, el esmerilado se realiza mediante una esmeriladora de chapas.

En una realizacion preferida, el calibre recocido en la etapa (f) es decapada para eliminar los oxidos y se forma la capa superficial alfa durante el procesamiento termomecanico despues de la etapa de esmerilado.

En una realizacion preferida, la aleacion de titanio es Ti-54M, que se ha descrito previamente en la Patente de Estados Unidos Num. 6,786,985 de Kosaka et al. titulada "Alpha-Beta Ti-Al-V-Mo-Fe Alloy", que se incorpora a la presente memoria en su totalidad como si se expusiera completamente en esta memoria descriptiva.

Ejemplo 1

Se investigaron las propiedades de formacion superplastica (SPF) de la chapa Ti-54M (Ti-5Al-4V-0,6Mo-0,4Fe). La elongacion total de Ti-54M supero 500% a temperaturas entre 750°C y 850°C a una velocidad de deformacion de 10' 3/S. Los valores de sensibilidad a la velocidad de deformacion (valor m) medidos por medio de los ensayos de velocidad de deformacion por saltos fueron de 0,45 a aproximadamente 0,6 en un intervalo de temperaturas de 730°C a 900°C a una velocidad de deformacion de 5 x 10-4/S o 1 x 10-4S. El esfuerzo de fluencia de la aleacion fue de 20% a aproximadamente 40% menor que el de la chapa recocida del tren de laminado Ti-6Al-4V(Ti-64). La microestructura observada despues de las pruebas revelo la indicacion del deslizamiento del borde del grano en una amplia gama de temperaturas y velocidades de deformacion.

Materiales

Se utilizo una pieza del planchon de produccion de Ti-54M para el experimento. Se produjeron dos chapas Ti-54M de 0,95 cm (0,375") utilizando diferentes procedimientos de procesamiento termomecanico, denominados Procedimiento A y Procedimiento B, en una instalacion de laboratorio. Se evaluo una muestra de chapa de produccion de Ti-64 de 0,95 cm (0,375") como comparacion. Las composiciones qmmicas de los materiales se muestran en la Tabla 1. Como se puede observar, Ti-54M contema una concentracion mayor de estabilizador beta con un contenido de Al mas bajo en comparacion con Ti-64. Las propiedades de traccion a temperatura ambiente de una chapa Ti-54M tfpica se muestran en la Tabla 2.

Tabla 1. Composiciones qmmicas de las chapas utilizadas para la evaluacion de la FPS. [% en peso]

Aleacion: Al V Mes Fe C O N

Ti-54M: 4,94 3,83 0,55 0,45 0,018 0,15 0,007

Ti-64: 6,19 3,96 0,01 0,17 0,016 0,17 0,007

Tabla 2. Propiedades mecanicas a temperatura ambiente de una chapa Ti-54M tfpica.

UTS, MPa (ksi): 0.2% PS, MPa (ksi) % El % RA Modulo, GPA (msi)

940 (136): 870 (126) 16,5 50,3 1144 (16,5)

A lo largo de este ejemplo, el "Procedimiento A" y el "Procedimiento B" significan el metodo realizado de acuerdo con el procedimiento estandar/conocido. El historial de procesamiento para la produccion de chapas Ti-54M en este ejemplo se expone en la Tabla 1.

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Tabla 3

item: Operacion Procedimiento A Procedimiento B

: Espesor del llanton, cm 0,953 0,953

: Temple Beta 1048,89C/20min/WQ 1048,89/20min/WQ

: Temperatura de laminado, C 926,66 898,89

: Calibre intermedio, cm 0,432 0,432

Procedimiento de: Reduccion,% 54,7 54,7

fabricacion: Envase de acero Si Si

: Temperatura de laminado transversal, C 926,66 898,89

: Calibre Final, cm 0,203 0,292

: Reduccion,% 52,9 32,4

: Temperatura de recocido del calibre final, C 760 871,11

La Fig. 3 muestra las microestructuras iniciales de las chapas Ti-54M producidas por medio de los dos procedimientos descritos en la Tabla 3. La Fraccion de Volumen Alfa (VFA) estimada de acuerdo con ASTM E562 indico 42% de alfa primaria (equiaxial) y el tamano medio de grano medido segun ASTM E 112 fue de 11 pm para la chapa producida por medio del Procedimiento A (Fig. 3A). Para la chapa producida por medio del Procedimiento B, se estimo que la VFA era de 45% y se midio que el tamano medio del grano alfa primario (ligeramente alargado) era de 7 pm. Las microestructuras de la Figura 3 y el tamano del grano se consideran tfpicos producidos por el procedimiento convencional. Debe tenerse en cuenta que el material del Procedimiento A contema numerosas laminas alfa secundarias en fase beta transformada, sin embargo, el material del Procedimiento B contema pocas laminas alfa secundarias.

Evaluaciones de la SPF

Se llevaron a cabo dos tipos de pruebas para evaluar la capacidad de SPF de los materiales laminares. Se realizaron pruebas de traccion a temperatura elevada a una velocidad de deformacion de 1 x 10"3/S hasta la rotura con muestras de chapa con una longitud calibrada de 0,76 cm. Las pruebas de sensibilidad a la velocidad de deformacion para medir los valores de m se realizaron de acuerdo con ASTM E2448-06. Las velocidades de deformacion de las pruebas fueron de 5 x 10"4/S y 1 x 10"4/S a temperaturas entre 732°C y 899°C. Despues de las pruebas se observaron las microestructuras de la seccion transversal de la seccion reducida.

Resultados de la prueba de resistencia a la temperatura elevada

Se realizaron ensayos de tension uniaxial a una velocidad de deformacion de 1 x 10"3/S en un ambiente de gas argon a temperaturas de 677°C a 899°C. La Fig. La figura 4 compara una elongacion total de Ti-54M con la de Ti 64. Como se puede observar, la chapa Ti-54M mostro una elongacion mayor que Ti-64 en un intervalo de temperatura de 760°C a 870°C.

La Fig. 5 muestra la microestructura de la zona de agarre y la seccion reducida de la muestra sometida a ensayo a 788°C. Se observo una diferencia significativa con respecto a la estructura original (Fig. 3A) en la seccion reducida, que estuvo influenciada por una fuerte deformacion plastica. La microestructura de la seccion reducida revelo las caractensticas del deslizamiento del borde del grano que muestra los lfmites de grano curvados y el movimiento de los granos alfa primarios originales.

Resultados de las mediciones del esfuerzo de fluencia.

Las curvas de esfuerzo real - deformacion real obtenidas mediante pruebas de velocidad de deformacion por saltos para el material del Procedimiento A Ti-54M Un a una velocidad de deformacion de 5 x 10"4/S se muestran en la Fig. 6. Se observo una gran variacion de la curva de esfuerzo-deformacion dependiendo de la temperatura de la prueba.

La Fig. 7 muestra la comparacion del esfuerzo de fluencia a una deformacion real constante de 0,2 y 0,8 para una velocidad de deformacion de 5 x 10"4/S. El esfuerzo de fluencia de Ti-54M fue tfpicamente de aproximadamente 20% a aproximadamente 40% menor que el de Ti-64. Ti-54M producido por medio del Procedimiento B mostro el menor esfuerzo de fluencia en cualquier condicion de prueba.

Medicion de la sensibilidad a la velocidad de deformacion (valor m)

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La Fig. 8 muestra el valor medio de m obtenido en cuatro deformaciones reales diferentes en chapas Ti-54M. El valor medio de m de la chapa del Procedimiento A Ti-54M fue superior a 0,45 y el del Procedimiento B fue superior a 0,50, independientemente de la temperatura de ensayo y la velocidad de deformacion. El valor m mas alto se observo a temperaturas entre 780°C y 850°C para el material del Procedimiento A, donde los valores de m a 1x10" 4/seg fue ligeramente superior a los de 5x10"4/seg.

Desarrollo microestructural

Las curvas de esfuerzo real - deformacion real obtenidas por medio las pruebas de velocidad de deformacion por saltos demostraron tres tipos de curvas de fluencia debido a la diferencia del proceso de restauracion dinamica. Se observo un debilitamiento de la fluencia en las pruebas a una temperatura mas baja o a una velocidad de deformacion mas alta. Se obtuvieron curvas de fluencia continua en las pruebas a temperaturas intermedias. Se observo endurecimiento por flujo o endurecimiento por deformacion en las pruebas a temperatura mas alta con una velocidad de deformacion mas lenta. Se observaron microestructuras de la seccion reducida despues de la prueba en las muestras sometidas a ensayo.

La Fig. 9 muestra las microestructuras de muestras de ensayo seleccionadas que tienen un tipo diferente de curvas de fluencia. Se observaron con frecuencia granos alfa extremadamente finos en granos beta previamente transformados (Fig. 9A). Se considera que esto se debe a una globularizacion dinamica de la estructura de la lamina alfa secundaria en la beta transformada del material del Procedimiento A. Se crefa que parte del esfuerzo aplicado era consumido para la globularizacion en una etapa temprana de la deformacion (12). La microestructura mas comun observada en las muestras que han mostrado curvas de fluencia estacionarias se proporciona en la Fig. 9B, donde los lfmites del grano primario estan relativamente curvados mostrando una indicacion de la aparicion de deslizamiento del lfmite del grano. Las Fig. 9C y 9D se tomaron de las muestras que presentaron endurecimiento de la fluencia. Ambas muestras se sometieron a ensayo a temperaturas mas altas con una velocidad de deformacion mas lenta. Dado que el engrosamiento del grano puede convertirse en un obstaculo para el deslizamiento de los bordes del grano, los granos son mas gruesos y la morfologfa de los granos alfa primarios es de naturaleza mas angular. No fue evidente que los granos mas gruesos resultaran del engrosamiento dinamico (20). Debe tenerse en cuenta que los granos beta anteriores teman una indicacion de productos transformados que se formaron durante el enfriamiento, lo que sugiere un estabilizador beta mas delgado que provoca una descomposicion de la fase beta, aunque no se llevo a cabo otro analisis.

Analisis de esfuerzo de fluencia

El presente trabajo revelo que el esfuerzo de fluencia de Ti-54M era significativamente menor que el de Ti-64. Se considera que un contribuyente primario al esfuerzo de fluencia inferior es el efecto de Fe que acelera la difusion conduciendo a un esfuerzo de fluencia mas bajo, lo cual es evidente a partir de la ecuacion para la velocidad de deformacion dada por Mukherjee et al. (23). Ademas, el contenido mas bajo de Al es otro factor que contribuye a reducir el esfuerzo de fluencia, ya que el Al refuerza las fases alfa y beta a temperaturas elevadas.

Los presentes resultados indicaron que habfa una diferencia significativa en el esfuerzo de fluencia entre los materiales del Procedimiento A y del Procedimiento B. Se entiende comunmente que el tamano de grano es uno de los factores mas influyentes en la formabilidad superplastica, que tambien se muestra en la ecuacion antes mencionada. La caracterizacion de los materiales Ti-54M revelo que la chapa del Procedimiento B tiene granos alfa primarios ligeramente menores, sin embargo, la fraccion volumetrica de la fase alfa primaria en estos dos materiales fue muy cercana. Se hizo un intento de cuantificar la longitud de los lfmites de grano de las microestructuras mostradas en la Fig. 3 utilizando FOVEA PRO (Reindeer Graphics). Las imagenes capturadas por el analisis se proporcionan en la Fig. 10. El resultado indica que el material del Procedimiento B tiene una longitud lfmite de grano dos veces mayor por unidad de area que el material del Procedimiento A. En otras palabras, los materiales del Procedimiento B conteman una mayor cantidad de area lfmite de grano alfa que podna contribuir al deslizamiento del lfmite del grano con un menor esfuerzo de fluencia (24). La ausencia de chapas alfa secundarias en el material del Procedimiento B podna haber contribuido tambien al menor esfuerzo de fluencia. La Fig. 11 muestra un grafico del esfuerzo de fluencia frente a la temperatura inversa (1/T) a una deformacion de 0,8 en el material del Procedimiento A. El esfuerzo de fluencia sometido a ensayo a 5 x 10"4/S y 1/T mostro una relacion lineal que sugiere que la deformacion es controlada por el mismo mecanismo; es decir, posiblemente por deslizamiento del borde del grano. Por otra parte, se observo una desviacion de una relacion lineal a un mayor intervalo de temperatura cuando se sometio a ensayo a 1 x 10"4/S (vease la Figura 11). Este resultado sugiere que el deslizamiento del borde del grano ya no es un mecanismo de deformacion predominante en esta condicion, lo cual esta de acuerdo con la observacion de granos angulares gruesos.

Resumen

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Ti-54M mostro una capacidad de formacion superplastica a un intervalo de temperatura entre 730°C y 900°C. Los valores de sensibilidad a la velocidad de deformacion se midieron entre 0,45 y 0,60 a una velocidad de deformacion de 5 x 10"4/S y 1 x 10"4/S. El esfuerzo de fluencia de la aleacion era de aproximadamente 20% a aproximadamente 40% menor que el de la chapa recocida del tren de laminado Ti-64. La morfologfa de la fase alfa y la densidad lfmite de grano, asf como los constituyentes de la fase beta transformada, tuvieron una influencia significativa en los niveles de esfuerzo de fluencia y las curvas de fluencia de formacion superplastica en Ti-54M.

Ejemplo 2

Ti-54M presenta una maquinabilidad superior en la mayona de las condiciones de mecanizado y una resistencia comparable a la de Ti-64. El esfuerzo de fluencia de la aleacion es tipicamente de aproximadamente 20% a aproximadamente 40% menor que el de Ti-64 recocido en tren de laminado bajo condiciones de ensayo similares, lo que se cree que es uno de los factores que contribuyen a su maquinabilidad superior. Se investigaron las propiedades de SPF de esta aleacion y se observo una elongacion total superior a 500% a temperaturas entre 750°C y 850°C a una velocidad de deformacion de 10-3/S. Se observo un comportamiento de fluencia constante, que indica la aparicion de superplasticidad, a una temperatura tan baja como 790°C a una velocidad de deformacion de 5 x 10-4/S. Se entiende bien que el tamano de grano es uno de los factores cnticos que influyen en la superplasticidad. Las chapas Ti-54M de grano fino con un tamano de grano de aproximadamente 2 a aproximadamente 3 pm, producidas en una instalacion de laboratorio, demostraron que la SpF sena posible a temperaturas tan bajas como 700°C. Los siguientes resultados informan el comportamiento superplastico de Ti-54M de grano fino en comparacion con Ti-64 y comentan factores metalurgicos que controlan la superplasticidad a baja temperatura.

Materiales de chapa de Ti-54M

Se utilizo una pieza del planchon de produccion Ti-54M para la fabricacion de chapas en el laboratorio. La composicion qrnmica del material fue la misma que en el Ejemplo 1: Ti - 4,94% Al - 3,83% V - 0,55% Mo - 0,45% Fe - 0,15% 0 (p transus: 950°C). Se produjeron chapas Ti-54M con un calibre de 0,95 cm (0,375") utilizando dos rutas de procesamiento termomecanicas diferentes para obtener diferentes microestructuras.

A lo largo de este ejemplo, grano estandar (GE) significa que las chapas Ti-54M fueron procesadas de acuerdo con el procedimiento estandar/conocido como se comenta en el Ejemplo 1, Procedimiento A. Grano fino (FG) significa que las chapas Ti-54M se procesaron de acuerdo con la Realizaciones de la presente descripcion. Espedficamente, se produjeron chapas de grano fino (GF) con las vfas de procesado termomecanicas como se muestra en la Tabla 4.

Tabla 4. Historia de procesamiento para la produccion de chapas Ti-54M.

item: Operacion Grano estandar (GE) Grano fino (GF)

: Espesor del llanton, cm 0,953 1,905

: Temple Beta 1048,89F/20min/WQ 1048,89F/20min/WQ

: Temperatura de laminado, C 926,66 718,33

: Calibre intermedio, cm 0,432 0,439

Procedimiento de: Reduccion, % 54,7 76,9

fabricacion: Envase de acero Sf Sf

: Temperatura de laminado transversal, C 926,66 1325

: Medidor final, cm 0,203 0,203

: Reduccion, % 52,9 53,8

: Temperatura del recocido del calibre final, C 760 732,22

La Figura 12 muestra las microestructuras de dos materiales en la direccion longitudinal. El tamano medio de grano de la chapa de grano estandar (GE) era de aproximadamente 11 pm y el de grano fino (GF) era de aproximadamente 2 a aproximadamente 3 pm, respectivamente. El grano fino se produda en un tren de laminado de laboratorio; sin embargo, la temperatura de laminado era demasiado baja para ser aplicada al laminado de produccion como se describe en el Ejemplo 1, Figura 3. Los resultados de los ensayos de traccion de las chapas recibidas a temperatura ambiente se proporcionan en la Tabla 5.

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Tabla 5. Propiedades de traccion de los materiales de chapa Ti-54M

: Dir PS 0,2% (MPa) UTS (MPa) El (%)

Ti-54M: L 845 926 10

GE: T 879 944 11

Ti-54M: L 887 903 17

GF: T 876 903 18

Evaluacion de Superplasticidad y Comportamiento de Flujo

Se llevaron a cabo dos tipos de pruebas para evaluar la capacidad de SPF de los materiales laminares. Se realizaron ensayos de traccion a temperatura elevada a una velocidad de deformacion de 1 x 10"3/S hasta la rotura con muestras de chapa de longitud de calibracion de 0,76 cm. Las pruebas de sensibilidad a la velocidad de deformacion para medir los valores de m se realizaron de acuerdo con ASTM E2448-06. Las velocidades de deformacion de los ensayos se seleccionaron entre 1 x 10"4/S y 1 x 10"3/S a temperaturas entre 677°C (1250°F) y 899°C (1650°F) en gas argon. Las microestructuras de la seccion transversal de la seccion reducida se evaluaron despues de las pruebas.

Propiedades Superplasticas de Ti-54M

Comportamiento de traccion a temperatura elevada

La Figura 13 compara la elongacion de Ti-54M (GE) y Ti-54M (GF) sometida a ensayo a 1 x 10"3/S de velocidad de deformacion. Tanto las chapas de GE como GF Ti-54M mostraron la elongacion maxima de aproximadamente 760°C (1436°F) a aproximadamente 820°C (1508°F). Resulta evidente a partir de la figura que Ti-54M (GF) mostro mayor elongacion en comparacion con Ti-54M (GE), que por sf misma mostro elongacion superior a 500% a lo largo de un amplio intervalo de temperaturas. La alta elongacion es una indicacion de la excelente superplasticidad.

La Figura 14 muestra la apariencia de los espedmenes de traccion de Ti-54M (GF) sometidos a ensayo a 815°C (1500°F) y 760°C (1400°f), respectivamente. Una elongacion total supero 1400% a 815°C (1500°F), lo que indica una excelente capacidad de SpF, aunque generalmente no se requiere una elongacion superior al 1000% en la practica.

Curva de fluencia y sensibilidad a la velocidad de deformacion (valor m)

La esfuerzo de fluencia y la sensibilidad a la velocidad de deformacion (valor m) se midieron en Ti-54M (GF) y Ti- 54M (GE) a diversas condiciones de ensayo. Las curvas de fluencia sometidas a ensayo a 5 x 10"4/S se muestran en la Figura 15. Como se puede observar en la figura, se aplico un salto de esfuerzo de 20% cada 0,1 de la deformacion real para medir el valor m. En ambos materiales, se observaron cambios en la curva de fluencia al mostrar un aumento en el esfuerzo de fluencia con deformacion (endurecimiento por trabajo), a traves de un esfuerzo de fluencia estable con deformacion, para el comportamiento de debilitamiento de fluencia con aumento de la temperatura de ensayo. Estos resultados indicaron cambios en el mecanismo plastico de fluencia.

El material Ti-54M (GE) mostro un comportamiento de fluencia estable a 787°C y 815°C, donde se considera que el deslizamiento del borde del grano es un mecanismo predominante de deformacion plastica. En las operaciones practicas de formacion superplastica, se esperan los mejores resultados a este intervalo de temperatura. Se observo un comportamiento de fluencia similar con el material Ti-54M (GF), sin embargo, se observo el intervalo de temperaturas que mostraba una curva de fluencia mas plana entre 704°C y aproximadamente 760°C y el comportamiento de fluencia era estable a lo largo de un intervalo de temperatura mas amplio.

La sensibilidad a la velocidad de deformacion (valor m) obtenida para el material Ti-54M (GF) a diversas temperaturas y velocidades de deformacion se muestra en la Figura 16. El valor de M tendio a ser mayor con un aumento en la temperatura del ensayo, aunque se produjo engrosamiento del a la temperatura mas alta, como se puede observar en la Figura 18. El ensayo a una velocidad de deformacion mas alta de 1 x 10"3/S dio como resultado un valor de m ligeramente inferior. En general todos los valores de m fueron superiores a 0,45, lo que satisface un requisito general para la formacion superplastica practica.

Esfuerzo de fluencia de Ti-54M

La esfuerzo de fluencia es uno de los factores que limitan las operaciones de SPF, ya que la formacion superplastica de materiales de esfuerzo mas alto puede requerir operaciones con presiones de gas mas altas o a temperaturas mas altas. La Figura 17 muestra el esfuerzo de fluencia de las chapas Ti-54M (GF) a una deformacion real de 0,2%

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en funcion de la temperatura y la velocidad de deformacion. El esfuerzo de fluencia de Ti-54M (GF) mostro la dependencia tfpica de la temperatura y la velocidad de deformacion como se observa en otros materiales.

Microestructura tras la deformacion superplastica

Las microestructuras de las secciones reducidas despues de la deformacion de una deformacion real = 1 se proporcionan en la Figura 18 para condiciones seleccionadas. Se observo un cierto grado de engrosamiento dinamico tanto en materiales de chapa de grano estandar Ti-54M como de grano fino. El engrosamiento de grano pareda ser menor en las muestras sometidas a ensayo a menor temperatura. Se observaron lfmites de grano fuertemente deformados con formas redondeadas despues de la deformacion lo que sugiere la aparicion de deslizamiento del borde del grano, que se crefa que era el mecanismo de deformacion predominante en la deformacion superplastica de esta aleacion.

Comparacion de propiedades de SPF con Ti-6Al-4V

Es util comparar las caractensticas de SPF de Ti-54M y Ti-64, ya que Ti-64, que es la aleacion mas comun para aplicaciones de SPF, puede considerarse como una base de referencia. La Figura 19 compara el esfuerzo de fluencia con una deformacion real de 0,2 para cuatro materiales. Los resultados para Ti-64 se obtuvieron previamente (2). Como se puede observar en la figura, el esfuerzo de fluencia cambio por la aleacion y el tamano de grano, asf como la velocidad de deformacion, que se muestra en la Figura 17. Resulta evidente a partir de la figura que Ti-54M exhibio menor esfuerzo de fluencia que Ti-64 independientemente del tamano de grano. El esfuerzo de fluencia del Ti-54M de grano fino fue de aproximadamente 1/4 (1/3 a 1/5) del de Ti-64 de grano fino, lo que se considera una ventaja significativa para las operaciones de SPF.

El material Ti-54M de grano fino mostro capacidad de formacion superplastica a temperaturas tan bajas como 700°C, que es casi 100°C menor que el grano estandar Ti-54M, y casi 200°C menor que la de Ti-64. Es util discutir los factores metalurgicos que controlan el comportamiento de formacion superplastica de las aleaciones de titanio a/p centrandose en Ti-54M y Ti-6Al-4V.

Sistema de aleacion

La Beta transus puede ser importante por dos razones. Los granos a primarios tienden a ser mas pequenos con disminucion en p transus, ya que la temperatura optima de trabajo en caliente para fabricar chapas de aleacion se reduce en lmea con p transus. La temperatura que muestra aproximadamente 50%/50% de las fases ay p tambien sera proporcional a la p transus del material. La temperatura de SPF inferior de Ti-54M se debe, por lo tanto, en parte a la p transus inferior en comparacion con Ti-64.

Efecto de elementos de aleacion

Ti-54M contiene niveles elevados de Mo y Fe y un nivel reducido de Al en comparacion con Ti-64. Se sabe que la adicion de Mo a titanio es eficaz para refinar el grano, ya que Mo es un difusor lento en las fases ay p. Por otra parte, se conoce que Fe es un difusor rapido en las fases ay p (11). La difusividad de Fe en titanio es mas rapida que la auto-difusion de Ti en un orden de magnitud. Se considera que un mecanismo predominante de superplasticidad en las aleaciones de titanio a/p es el deslizamiento del lfmite de grano, espedficamente en los lfmites de grano de los granos ay p. La subida de la dislocacion es un mecanismo importante para acomodar las deformaciones durante el deslizamiento del borde del grano. Puesto que la subida de la dislocacion es un procedimiento de activacion termica, la difusion de elementos sustitutivos en la fase p tiene un papel cntico en la deformacion superplastica. Se cree que la difusion inusualmente rapida de Fe desempena un papel importante en la aceleracion de la difusion en la fase p, dando como resultado un aumento de la dislocacion en la fase beta y la actividad de las fuentes de dislocacion y los sumideros en los lfmites de grano a/p (11'13).

Superplasticidad de aleaciones de titanio de grano fino

Como se demostro para Ti-64, el tamano de grano mas fino es una manera eficaz de lograr superplasticidad a temperaturas mas bajas (3-6). Los granos ultrafinos de Ti-64, tfpicamente granos a primarios mas finos que 1 pm, pueden reducir la temperatura del SPF mas de 200°C (6). El presente trabajo demostro que se produjo un efecto de tamano de grano similar en Ti-54M.

Ademas de reducir la temperatura de SPF en Ti-54M, se midio un menor esfuerzo de fluencia, particularmente en Ti- 54M de grano fino. La esfuerzo de fluencia del Ti-54M de grano fino era tan bajo como 1/4 del de Ti-64 de grano fino en condiciones superplasticas, es decir, velocidad de deformacion lenta. Los resultados indican que el deslizamiento del lfmite de grano de Ti-54M fue mas facil que el de Ti-64 cuando las otras condiciones son las mismas. Dado que la fase p es mas deformable que la fase a, el esfuerzo de fluencia de la fase p y la movilidad del lfmite de grano a/p pueden determinar el esfuerzo global del flujo del material. Suponiendo una esfera para la forma de grano a, la

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superficie total de los granos puede expresarse por A = NnD2, donde A es la superficie total de los granos; D es un diametro de granos a promedio; y N es el numero de granos en un volumen unitario. Cuando el diametro del grano a es diferente entre dos materiales, y los dos materiales tienen tamanos de grano medios diferentes, DLy DS, el numero de granos a en un volumen unitario se expresa en la Ecuacion (1), donde NL y NS son el numero de granos a de material a grueso y materiales a mas finos, respectivamente.

NS = (Dl / Ds)3 Nl (Ecuacion 1)

En la ecuacion (2) se proporcionara un area de Krnite de grano a total, AS.

AS = 7i (Ds)2 Ns = (Dl / Ds) AL (Ecuacion 2)

La ecuacion (2) muestra que el area de Krnite de grano a total es inversamente proporcional al tamano de grano a. Por lo tanto, habra aproximadamente 4 veces el area de limite de grano a que puede funcionar como fuentes de dislocation en Ti-54M de grano fino en comparacion con Ti-54M de grano estandar. Un area de limite de grano significativamente mas grande debido a un tamano de grano mas fino sera responsable de SPF de temperatura mas baja y esfuerzo de fluencia bajo de Ti-54M de grano fino.

Practicamente, tambien es importante considerar el efecto de ciclos termicos previos sobre el crecimiento de grano de los granos alfa primarios antes de la formation superplastica. La union por difusion es el ciclo de calor mas probable que los materiales recibirian antes de las operaciones de formacion superplastica de chapas multiples (1 ,15) dando como resultado una cierta cantidad de crecimiento de grano. Por lo tanto, el rendimiento superplastico mejorado que surge de la presencia de una cantidad significativa de Fe en Ti-54M y el uso de Mo para reducir el crecimiento del grano dan como resultado un funcionamiento robusto de SPF independientemente del ciclo termico previo.

Resumen

Ti-54M tiene propiedades de formacion superplastica superiores a las de Ti-64. Ti-54M de grano fino tiene una capacidad de SPF tan baja como 700°C.

Ademas de la superplasticidad a baja temperatura, Ti-54M de grano fino (GF) posee un esfuerzo de fluencia significativamente menor en comparacion con Ti-54M y Ti-64 de grano estandar. La capacidad superplastica superior de Ti-54M se explica por su beta transus inferior y composition qmmica. Un tamano de grano mas fino contribuira adicionalmente a la superplasticidad a baja temperatura.

Ejemplo 3

Se produjeron chapas Ti-54M en la instalacion de production utilizando el procedimiento descrito para producir chapas de grano mas fino. Se usaron dos barras de chapa del mismo calor de Ti-54M (Ti-5,07Al-4,03V-0,74Mo- 0,53Fe-0,16O) para la fabrication de chapas de calibre de 0,457 cm y 0,254 cm. Se utilizo un llanton de otro calor de Ti-54M (Ti-5,10Al-4,04V-0,77Mo-0,52Fe-0,150) para producir el material de chapa de calibre de 0,102 cm. Todas las barras de chapa se sometieron a temple beta seguido de operaciones de laminado subsiguientes hasta el calibre de chapa final. Las chapas fueron esmeriladas y decapadas para eliminar cualquier capa superficial alfa o capa de oxido. El procedimiento del proceso detallado se presenta en la Tabla 3.

Tabla 6. Procedimiento de fabricacion y medidas de tamano de partfculas de chapas de grano fino Ti-54M

producidas en la planta de produccion.

Hem: Operation Calibre 0,457 cm Calibre 0,254 cm Calibre 0,102 cm

: Espesor del llanton, cm 2,448 2,096 1,626

: Temple Beta 1920C/20min/WQ 1920C/20min/WQ 1920C/20min/WQ

: Temperatura de laminado, C 815,55 815,55 815,55

Procedimiento de fabricacion: Medidor intermedio, cm 1,397 0,851 0,457

Reduction, %: 42,9 59,4 71,9

: Envase de acero No Si Si

: Temperatura de laminado transversal, C 815,55 815,55 815,55

: Calibre final, cm 0,508 0,305 0,152

item: Operacion Calibre 0,457 cm Calibre 0,254 cm Calibre 0,102 cm

Reduccion, %: 63,6 64,2 66,7

Condiciones de recocido del calibre final: 732,22C/1hr/AC 732,22C/1hr/AC 732,22C/1hr/AC

Calibre final despues de esmerilar y decapar, cm: 0,457 0,254 0,102

Resultados de la microestructura: Fraccion de Volumen Alfa, % 57,5 46,3 69,0

Tamano de partfcula alfa, pm: 2,0 2,4 5,0

La microestructura resultante del material de calibre final se muestra en la Figura 20. La Fraccion de Volumen Alfa (VFA) se midio por medio de recuento manual sistematico de puntos de acuerdo con ASTM E562 y se determino el tamano medio de partreula alfa de acuerdo con ASTM E112. Los ensayos de traccion a temperature ambiente sobre 5 ambos materiales de calibracion se realizaron utilizando muestras de traccion de tamano pequeno de acuerdo con ASTM E8 y se presentan en la Tabla 7.

Tabla 7. Propiedades de traccion a temperatura ambiente de chapas de grano fino.

Calibre, cm: Orientacion YS, ksi UTS, ksi El, %

4,572: L 134,3 141,5 21,1

T: 137,4 141,5 17,2

2,54: L 136,9 142,7 19,3

T: 136,8 141,9 17,0

1,016: L 131,2 137,1 13,9

T: 128,4 136,6 13,1

10 La Figura 21 compara las curvas de fluencia obtenidas mediante los ensayos de velocidad de deformacion por saltos SPF. El ensayo se realizo a 1400°F a 3 x 10-4/S. Los resultados indican que las chapas Ti-54M procesadas con la presente invencion muestran curvas de fluencia equivalentes. Tambien las chapas Ti-54M muestran un esfuerzo de fluencia significativamente inferior al de Ti-64.

Ejemplo 4 15

Se utilizo llanton Ti-54M (Ti-4,91Al-3,97V-0,51Mo-0,45Fe-0,15O) de 0,635 cm de espesor para fabricar chapas de grano fino en un laboratorio a tres temperaturas de laminado diferentes como se muestra en la Tabla 8. Cada chapa de calibre final es recocida a tres temperaturas diferentes para determinar las condiciones optimas de laminado- recocido para la fabricacion de chapas de grano fino Ti-54M. Se extrajeron muestras de metalograffa de cada chapa 20 y se estimo el tamano alfa medio de acuerdo con las normas ASTM.

Tabla 8. Historia de procesamiento para la produccion de chapas Ti-54M.

item: Operacion Procedimiento I Procedimiento II Procedimiento III

: Espesor del llanton, cm 0,635 0,635 0,635

: Temple Beta 1010C/25min/WQ 1010C/25min/WQ 1010C/25min/WQ

: Temperatura de laminado, C 787,77 843,33 898,88

: Calibre intermedio, cm 0,318 0,318 0,318

Procedimiento de fabricacion: Reduccion, % 50,0 50,0 50,0

Envase de acero: Sf Sf Sf

: Temperatura de laminado transversal, C 787,77 843,33 898,88

: Calibre final, cm 0,165 0,165 0,165

: Reduccion, % 48,0 48,0 48,0

: Temperatura de recocido del calibre final, C 732,22, 787,77, 843,33 732,22, 787,77, 843,33 732,22, 787,77, 843,33

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Las Figuras 22, 23 y 24 muestran la microestructura de cada chapa despues de ser procesadas de acuerdo con diferentes condiciones como se muestra en la Tabla 8.

La Fig. 22A muestra las microestructuras observadas para las chapas Ti-54M laminadas a 787,77°C y recocidas a 732,22°C (Fig. 22A), 787,77°C (Fig. 22B) y 843,33°C (Fig. 22C), de acuerdo con el Procedimiento I de la Tabla 8. Se observa que la temperatura de laminado de cada chapa se realizo dentro del intervalo descrito (760°C-843,33°C) y las temperaturas de recocido que se encuentran en el intervalo descrito (704,44°C-843,33°C). La Fig. 22A, muestra la microestructura de una aleacion que se proceso utilizando temperaturas de laminado y recocido que se encuentran dentro de los intervalos descritos. Esta aleacion tiene un tamano de grano de 2,0 pm. La Fig. 22B, tambien muestra la microestructura de una aleacion que fue procesada utilizando temperaturas de laminado y recocido que se encuentran dentro de los intervalos descritos. Esta aleacion tiene un tamano de grano de 2,2 pm. La Figura 22C muestra la microestructura de una aleacion que se proceso utilizando temperaturas de laminado y recocido que se encuentran dentro de los intervalos descritos, pero la temperatura de recocido estaba en el lfmite de temperatura superior. Esta aleacion tiene un tamano de grano de 2,4 pm. Por lo tanto, de acuerdo con los resultados mostrados en la Fig. 22, el aumento de la temperatura de recocido, manteniendo al mismo tiempo la temperatura de laminado, da como resultado un aumento de tamano del grano.

La Fig. 23 muestra microestructuras observadas en chapas Ti-54M laminadas a 843,33°C y recocidas a 732,22°C (Fig. 23A), 787,77°C (Fig. 23B) y 843,33°C (Fig. 23C), de acuerdo con el Procedimiento II de la Tabla 8. Se observa que la temperatura de laminado de cada chapa se realizo en el lfmite de temperatura superior del intervalo descrito (760°C-843,33°C) y las temperaturas de recocido se extienden en el intervalo descrito (704,44°C-843,33°C). La Fig. 23A, muestra la microestructura de una aleacion que se proceso utilizando el lfmite superior para la temperatura de laminado y una temperatura de recocido que se encuentra dentro del intervalo descrito. Esta aleacion tiene un tamano de grano de 2,4 pm. La Fig. 23B, muestra la microestructura de una aleacion que se proceso utilizando el lfmite superior para la temperatura de laminado y una temperatura de recocido que se encuentra dentro del intervalo descrito. Esta aleacion tiene un tamano de grano de 2,6 pm. La Figura 23C muestra la microestructura de una aleacion que se proceso utilizando temperaturas de laminado y recocido que se encuentran ambas en el lfmite superior de los intervalos descritos. Esta aleacion tiene un tamano de grano de 3,1 pm. Por lo tanto, de acuerdo con los resultados mostrados en la Fig. 23, el aumento de la temperatura de recocido, manteniendo al mismo tiempo la temperatura de laminado, da como resultado un aumento de tamano del grano.

Finalmente, la Fig. 24 muestra microestructuras observadas en chapas Ti-54M laminadas a 898,88°C y recocidas a 732,22°C (Fig. 24A), 787,77°C (Fig. 24B) y 843,33°C (Fig. 24C), de acuerdo con el Procedimiento III de la Tabla 8. Se observa que la temperatura de laminado de cada chapa se realizo por encima (fuera) del lfmite de temperatura del intervalo descrito (760°C-843,33°C) y las temperaturas de recocido se extienden en el intervalo descrito (704,44°F-843,33°C). La Fig. 24A muestra la microestructura de una aleacion que se proceso utilizando una temperatura de laminado fuera del intervalo descrito y una temperatura de recocido que se encuentra dentro del intervalo descrito. Esta aleacion tiene un tamano de grano de 3,5 pm. La Fig. 24B, muestra la microestructura de una aleacion que se proceso utilizando una temperatura de laminado fuera del intervalo descrito y una temperatura de recocido que se encuentra dentro del intervalo descrito. Esta aleacion tiene un tamano de grano de 3,6 pm. La Figura 24C muestra la microestructura de una aleacion que se proceso utilizando una temperatura de laminado fuera del intervalo descrito y la temperatura de recocido en el lfmite superior de los intervalos descritos. Esta aleacion tiene un tamano de grano de 3,7 pm. Por lo tanto, de acuerdo con los resultados mostrados en la Fig. 23, el aumento de la temperatura de recocido, manteniendo al mismo tiempo la temperatura de laminado, da como resultado un aumento de tamano del grano.

Adicionalmente, comparando las Fig. 22, 23 y 24, resulta evidente que el aumento de la temperatura de laminado o de la temperatura de recocido da como resultado un aumento del tamano del grano.

Parece ser la tendencia general que a medida que la temperatura de laminado y/o la temperatura de recocido aumenta, los granos alfa promedio se hacen mas gruesos. La Figura 25 muestra el cambio del tamano de partfcula alfa por las condiciones de procesamiento. El tamano de partfcula de este ejemplo es mas fino que los materiales en el Ejemplo 3, ya que el proceso se llevo a cabo a escala de laboratorio a partir de un llanton delgado. La Figura 25 indica que se obtienen granos mas finos cuando la temperatura de laminado es baja. Sin embargo, habra una limitacion para reducir la temperatura de laminado a medida que el material se vuelva mas duro a medida que disminuya la temperatura, lo que puede exceder la carga del tren de laminado en una operacion practica.

Ejemplo 5

Para ilustrar los beneficios de Ti-54M sobre Ti-64 y de la presente invencion sobre la tecnica anterior, se realizo una simulacion de proceso utilizando el esfuerzo de fluencia medido de dos materiales (Ti-54M y Ti-64) que son geometricamente de las mismas dimensiones y se laminaron en un molino cuyo lfmite maximo en las fuerzas de separacion es 2500 Toneladas metricas. La figura 26 muestra una clara diferencia entre las fuerzas de separacion requeridas para laminar estos dos materiales.

La Figura 26 muestra que la muestra de Ti-54M puede ser laminada en un molino con fuerzas de separacion relativamente inferiores, proporcionando as^ grandes ventajas en la seleccion de los trenes de laminado y el tamano de los materiales. Ademas, resulta evidente a partir de la Fig. 26 que Ti-54M se puede enrollar facilmente a una 5 temperatura tan baja como 760°C sin causar ningun dano al tren de laminado que tiene una fuerza de separacion maxima de 2500 Toneladas metricas. Sin embargo, la temperatura de laminado debe ser superior a 815,55°C para el laminado satisfactorio de Ti-64.

Resulta evidente que las fuerzas de separacion sobre el tren de laminado aumentaran a valores excepcionalmente 10 altos con temperaturas de laminado inferiores, tales como temperaturas inferiores a 760°C. Por lo tanto, se requerina un tren de laminado con capacidades muy elevadas para realizar el laminado a tales bajas temperaturas.

El alcance de la presente invencion esta definido por las reivindicaciones que siguen.

15 Debe entenderse que todos los porcentajes elementales/de composicion (%) estan en "porcentaje en peso". Ademas, debe entenderse que el termino "pulgadas" ha sido abreviado con el sfmbolo indicado (") en toda la solicitud.

Claims

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REIVINDICACIONES

1. Un metodo para producir chapas de Ti-5Al-4V-0,6 Mo-0,4Fe de grano fino a traves de un procedimiento de laminado en caliente que comprende,

a. forjar planchones de Ti-5Al-4V-0,6 Mo-0,4Fe a llantones, calibre intermedio de placas;

b. calentar el llanton hasta una temperatura entre 38°C y 121°C (100°F a 250°F) mas alta que beta transus durante 15 a 30 minutos seguido de enfriamiento;

c. calentar el llanton hasta una temperatura entre 788°C y 816°C (1450°F y 1500°F), a continuacion laminar en caliente hasta un calibre intermedio;

d. calentar el calibre intermedio a una temperatura entre 788°C y 816°C (1450°F y 1500°F), a continuacion laminar en caliente hasta un calibre final;

e. recocer el calibre final en una etapa que consiste en recocido a una temperatura entre 732°C y 816°C (1350°F a 1500°F) durante 30 minutos a 1 hora seguido de enfriamiento; y

f. esmerilar el calibre final recocido de la etapa e. con una esmeriladora seguido de decapado para eliminar los oxidos y la capa superficial alfa formada durante el procesamiento termomecanico.
2. El metodo de la reivindicacion 1, en donde el llanton de la etapa a. tiene un calibre de aproximadamente 0,51 cm a 3,8 cm (0,2" a 1,5") dependiendo de los calibres de la chapa acabada.
3. El metodo de la reivindicacion 1, en donde la etapa de enfriamiento b. se realiza mediante enfriamiento con aire de ventilador o mas rapido.
4. El metodo de la reivindicacion 1, en donde el laminado en caliente de la etapa c. tiene una reduccion total controlada entre 40% y 80%.
5. El metodo de la reivindicacion 1, en donde la reduccion se define como (Ho-Hf)/Ho * 100, en donde Ho es el calibre de la placa de entrada y Hf es un calibre del calibre acabado.
6. El metodo de la reivindicacion 1, en donde el laminado en caliente de la etapa d. se realiza con una direccion de laminado perpendicular a la direccion de laminado de la etapa c.
7. El metodo de la reivindicacion 1, en donde la etapa de laminado en caliente de d. tiene una reduccion total controlada entre 40% y 75%.
8. El metodo de la reivindicacion 7, en donde la reduccion se define como (Ho-Hf)/Ho * 100, en donde Ho es el calibre de la placa de entrada y Hf es un calibre del calibre acabado.
9. El metodo de la reivindicacion 1, en donde el laminado en caliente de la etapa d. utiliza un envase de acero para evitar una perdida de calor excesiva durante el laminado.
10. El metodo de la reivindicacion 1, en donde el enfriamiento de la etapa e. se realiza en atmosfera de aire.