MX2015006543A

MX2015006543A - Procesamiento termomecanico de aleaciones de titanio alfa y beta.

Info

Publication number: MX2015006543A
Application number: MX2015006543A
Authority: MX
Inventors: Robin M Forbes Jones; Jean-Philippe A Thomas; Ramesh S Minisandram; John V Mantione; David J Bryan
Original assignee: Ati Properties Inc
Priority date: 2013-03-15
Filing date: 2014-02-28
Publication date: 2015-07-23
Also published as: IL239028A0; US9777361B2; JP6467402B2; US20170321313A1; ZA201504108B; WO2014149518A1; NZ708494A; CN105026587B; CA2892936C; KR20150129644A; US20140261922A1; BR112015015681A2; AU2014238051B2; SG11201506118TA; JP2016517471A; ES2674357T3; UA127963C2; MX366990B; HUE038607T2; PT2971200T

Abstract

Una modalidad de un método de refinación del tamaño de grano de fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta comprende trabajar una aleación de titanio alfa y beta a una primera temperatura de trabajo dentro de un intervalo de primera temperatura en el campo de la fase alfa y beta de la aleación de titanio alfa y beta. La aleación se enfría lentamente desde la temperatura de trabajo. Tras completar el trabajo y enfriar lentamente desde la primera temperatura de trabajo, la aleación comprende una microestructura primaria de partículas de fase alfa globularizada. La aleación se trabaja a una segunda temperatura de trabajo dentro de un intervalo de segunda temperatura en el campo de la fase alfa y beta. La segunda temperatura de trabajo es menor que la primera temperatura de trabajo. Se trabaja a la tercera temperatura de trabajo en un intervalo de tercera temperatura en el campo de la fase alfa y beta. La tercera temperatura de trabajo es menor que la segunda temperatura de trabajo. Luego de trabajar a una tercera temperatura de trabajo, la aleación de titanio comprende un tamaño de grano deseado de fase alfa refinado.

Description

PROCESAMIENTO TERMOMECÁNICO DE ALEACIONES DE TITANIO ALFA Y BETA DECLARACION RELACIONADA CON LA INVESTIGACION O DESARROLLO CON PATROCINIO FEDERAL La presente invención se realizó con el apoyo del gobierno de los Estados Unidos con el número de contrato NIST 70NANB7H7038, otorgado por el Instituto Nacional de Estándares y Teenología (NIST, por sus siglas en inglés), Departamento de Comercio de Estados Unidos. El gobierno de Estados Unidos puede tener determinados derechos sobre la invención.

ANTECEDENTES DE LA TECNOLOGIA CAMPO DE LA TECNOLOGÍA La presente descripción hace referencia a métodos para procesar aleaciones de titanio alfa y beta. Más específicamente, la descripción se refiere a métodos para procesar aleaciones de titanio alfa y beta con el fin de promover una microestructura de granos finos, granos superfinos o granos ultrafinos DESCRIPCIÓN DE LOS ANTECEDENTES DE LA TECNOLOGÍA Las aleaciones de titanio alfa y beta que tienen una microestructura de granos finos (FG, por sus siglas en inglés), granos superfinos (SFG, por sus siglas en inglés) o granos ultrafinos (UFG, por sus siglas en inglés) han demostrado que presentan una cantidad de propiedades beneficiosas tales como, por ejemplo, conformabilidad mejorada, resistencia a la deformación de formación reducida (la cual es beneficiosa para la formación de termodeformación plástica), y mayor límite de elasticidad al ambiente para moderar temperaturas de servicio.

Tal como se usa en la presente, cuando se hace referencia a la microestructura de aleaciones de titanio: el término "grano fino" hace referencia a los tamaños de grano alfa en el intervalo de menos de 15 mm y mayores que 5 pm; el término "grano superfino" hace referencia a los tamaños de grano alfa de menos de 5 pm y mayores que 1,0 pm; y el término "grano ultrafino" hace referencia a los tamaños de grano alfa de 1,0 mm o menos.

Los métodos comerciales conocidos de forja de titanio y aleaciones de titanio para producir microestructuras de granos gruesos o granos finos emplean velocidades de deformación de 0,03 s1 a 0,10 s1 utilizando varias etapas de recalentamientos y de forja.

Los métodos conocidos destinados para la fabricación de microestructura de granos finos, granos muy finos o granos ultrafinos aplican un proceso de forja de múltiples ejes (MAF, por sus siglas en inglés) a una velocidad de deformación ultralenta de 0,001 s1 o más lenta (véase, por ejemplo, Salishchev, et. ál., Materials Science Forum, Vol. 584-586, págs. 783-788 (2008)).) El proceso de MAF genérico se describe en, por ejemplo, C. Desrayaud, et. ál., Journal of Materials Processing Technology, 172, págs. 152-156 (2006). Además del proceso de MAF, es sabido que se puede utilizar una extrusión en canal angular constante (ECAE, por sus siglas en inglés) conocido de otra manera como proceso de presión en canal angular constante (ECAP, por sus siglas en inglés) para obtener microestructuras de granos finos, granos muy finos o granos ultrafinos en titanio y aleaciones de titanio. Una descripción de un proceso de ECAP se encuentra, por ejemplo, en V.M. Segal, patente de la URSS N.° 575892 (1977), y para titanio y Ti-6-4, en S.L. Semiatin y D.P. DeLo, Materials and Design, Vol.21, págs. 311-322 (2000). Sin embargo, el proceso ECAP también necesita de velocidades de deformación muy bajas y de temperaturas bajas en condiciones isotérmicas o casi isotérmicas. Al utilizar dichos procesos de fuerza elevada tales como MAF y ECAP, cualquier microestructura de inicio se puede transformar finalmente en una microestructura de granos ultrafinos. Sin embargo, por razones económicas que se describen adicionalmente en la presente, solamente se lleva a cabo en la actualidad el procesamiento MAF y ECAP a escala de laboratorio.

La clave para lograr el refinamiento del grano en los procesos MAF y ECAP de velocidad de deformación ultralenta es la capacidad para operar, de forma continua, en un régimen de recristalización dinámica que es el resultado de las velocidades de deformación ultralentas utilizadas, es decir, 0,001 s1 o más lentas. Durante la recristalización dinámica, los granos nuclean, generan y acumulan dislocaciones de forma simultánea. La generación de dislocaciones dentro de los nuevos granos nucleados reduce continuamente la fuerza motriz para el crecimiento de los granos y la nucleación de los granos es energéticamente favorable. Los procesos MAF y ECAP a una velocidad de deformación ultralenta utilizan la recristalización dinámica para recristalizar continuamente los granos durante el proceso de forja.

Se describe un método para procesar aleaciones de titanio para el refinamiento de granos en la publicación de patente internacional N.° 98/17386 (la "publicación WO'386"), que se incorpora mediante esta referencia en su totalidad a la presente. El método en la publicación WO'386 describe el calentamiento y la deformación de una aleación para formar una microestructura de granos finos como resultado de la recristalización dinámica.

Pueden producirse tochos de aleación Ti-6-4 de granos ultrafinos (UNS R56400) relativamente uniformes mediante los procesos MAF o ECAP de velocidad de deformación ultralenta, pero el tiempo acumulativo que toma llevar a cabo las etapas de MAF o ECAP puede ser excesivo en un ámbito comercial. Adicionalmente, un equipo de forja con estampa abierta comercialmente disponible, a gran escala convencional puede no tener la capacidad de lograr las velocidades de deformación ultralentas necesarias en dichas modalidades y, por lo tanto, puede ser necesario un equipo de forja a medida para llevar a cabo el MAF o ECAP a velocidades de deformación ultralentas en una escala de producción.

En general, es sabido que las microestructuras de inicio laminares más finas necesitan menos deformación para producir microestructuras globularizadas finas a ultrafinas. Sin embargo, aunque ha sido posible realizar cantidades a escala de laboratorio de aleaciones de titanio y titanio de tamaño de grano alfa ultrafino a fino usando condiciones isotérmicas o casi isotérmicas, el aumento del proceso a escala de laboratorio puede resultar problemático debido a las pérdidas de rendimiento. Además, el procesamiento isotérmico a escala de laboratorio ha resultado ser prohibitivo desde el punto de vista de costos debido a los gastos de operar el equipo. Las téenicas de alto rendimiento que involucran procesos de troquel abierto no isotérmico resultaron ser dificultosas debido a las velocidades de forja muy bajas necesarias, que requieren períodos largos de uso del equipo y debido a las fisuras relacionadas con el enfriamiento, lo que reduce el rendimiento. También, las estructuras alfa laminares inactivadas muestran baja ductilidad, especialmente a bajas temperaturas de procesamiento.

Es sabido, generalmente, que las aleaciones de titanio alfa y beta en las que se forma la microestructura de partículas de fase alfa globularizadas muestran mejor ductilidad que las aleaciones de titanio alfa y beta que tienen microestructuras alfa laminares. No obstante, las aleaciones de titanio alfa y beta de forja con partículas de fase alfa globularizadas no producen un refinamiento de partículas significativo. Por ejemplo, una vez que las partículas de fase alfa han aumentado a un determinado tamaño, por ejemplo, 10 mm o superior, es casi imposible usar téenicas convencionales para reducir el tamaño de dichas partículas durante el procesamiento termodinámico posterior, tal como se observa mediante la metalografía óptica.

Se describe un proceso para refinar las microestructuras de aleaciones de titanio en la patente europea N.° 1546 429 B1 (la "patente EP'429"), que se incorpora mediante esta referencia en su totalidad. En el proceso de la patente EP'429, una vez que la fase alfa se ha globularizado a temperatura alta, la aleación se inactiva para crear una fase alfa secundaria en forma de una fase alfa laminar delgada entre las partículas de fase alfa globulares relativamente gruesas. La forja posterior a una temperatura menor que el primer procesamiento alfa lleva a la globularización de las láminas alfa finas en partículas finas de fase alfa. La microestructura resultante es una mezcla de partículas finas y gruesas de fase alfa. Debido a las partículas gruesas de fase alfa, la microestructura resultante de los métodos que se describen en la patente EP'429 no permite el refinamiento adicional de granos en una microestructura totalmente formada por granos finos a ultrafinos de fase alfa.

La publicación de patente estadounidense N.° 2012-0060981 Al (la "publicación estadounidense '981"), que se incorpora mediante esta referencia a la presente en su totalidad, describe un aumento industrial para impartir trabajo redundante por medio de múltiples etapas de forja por recalcado y estiramiento (el "proceso MUD"). La publicación estadounidense '981 describe las estructuras de inicio que comprenden las estructuras alfa laminares generadas mediante la inactivación del campo de fase alfa del titanio o de una aleación de titanio. El proceso MUD se realiza a bajas temperaturas para inhibir el crecimiento excesivo de partículas durante la secuencia de las etapas de recalentamiento y deformación alternada. El stock de inicio laminar muestra baja ductilidad frente a las bajas temperaturas utilizadas y un aumento de las forjas con estampa abierta puede resultar problemático con respecto al rendimiento.

Sería ventajoso proporcionar un proceso para producir aleaciones de titanio que tenga una microestructura de granos finos, muy finos o ultrafinos que ajuste las velocidades de deformación más altas, reduzca el tiempo necesario para el procesamiento y/o elimine la necesidad de recurrir a un equipo de forja a medida.

COMPENDIO De acuerdo con un aspecto no taxativo de la presente descripción, un método para refinar el tamaño de los granos de fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta comprende trabajar una aleación de titanio alfa y beta a una primera temperatura de trabajo dentro de un intervalo de primera temperatura. El intervalo de primera temperatura se encuentra en un campo de fase alfa y beta de la aleación de titanio alfa y beta. La aleación de titanio alfa y beta se enfría lentamente a partir de la primera temperatura de trabajo.

Tras completar el trabajo y el enfriamiento lento desde la primera temperatura de trabajo, la aleación de titanio alfa y beta comprende una microestructura primaria de partículas de fase alfa globularizadas. La aleación de titanio alfa y beta se trabaja posteriormente a una segunda temperatura de trabajo dentro de un intervalo de segunda temperatura. La segunda temperatura de trabajo es menor que la primera temperatura de trabajo y también se encuentra en el campo de fase alfa y beta de la aleación de titanio alfa y beta.

En una modalidad no taxativa, después del trabajo a la segunda temperatura de trabajo, la aleación de titanio alfa y beta se trabaja a una tercera temperatura de trabajo en un intervalo de temperatura final. La tercera temperatura de trabajo es menor que la segunda temperatura de trabajo y el intervalo de la tercera temperatura se encuentra en el campo de fase alfa y beta de la aleación de titanio alfa y beta. Después de trabajar la aleación de titanio alfa y beta a la tercera temperatura de trabajo, se obtiene un tamaño de grano alfa y beta refinado y deseable.

En otra modalidad no taxativa, después de trabajar la aleación de titanio a la segunda temperatura de trabajo, y antes de trabajar la aleación de titanio a la tercera temperatura de trabajo, la aleación de titanio alfa y beta se trabaja a una o más de las cuartas temperaturas de trabajo progresivamente más bajas. Cada una de las cuartas temperaturas progresivamente más bajas es menor que la segunda temperatura de trabajo. Cada una de las cuartas temperaturas progresivamente más bajas se encuentra dentro de un intervalo de cuarta temperatura y el intervalo de tercera temperatura. Cada una de las cuartas temperaturas de trabajo es menor que la cuarta temperatura de trabajo inmediatamente precedente. En una modalidad no taxativa, al menos una de trabajar la aleación de titanio alfa y beta a la primera temperatura, trabajar la aleación de titanio alfa y beta a la segunda temperatura, trabajar la aleación de titanio alfa y beta a la tercera temperatura, y trabajar la aleación de titanio alfa y beta a una o más de las cuartas temperaturas de trabajo progresivamente más bajas comprende al menos una etapa de forja con estampa abierta. En otra modalidad no taxativa, al menos uno de trabajar la aleación de titanio alfa y beta a una primera temperatura, trabajar la aleación de titanio alfa y beta a una segunda temperatura, trabajar la aleación de titanio alfa y beta a una tercera temperatura y trabajar la aleación de titanio alfa y beta a una o más cuartas temperaturas progresivamente más bajas comprende múltiples etapas de forja con estampa abierta, el metodo comprende adicionalmente recalentar la aleación de titanio alfa y beta en medio de dos etapas sucesivas de forja con estampa.

De acuerdo con otro aspecto de la presente descripción, una modalidad no taxativa de un método para refinar el tamaño de los granos de fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta comprende forjar una aleación de titanio alfa y beta a una primera temperatura de forja dentro de un intervalo de primera temperatura de forja. La forja de la aleación de titanio alfa y beta a la primera temperatura comprende al menos una pasada tanto de la forja por recalcado como la forja rotatoria. El intervalo de primera temperatura de forja comprende un intervalo de temperatura que abarca 300 °F por debajo de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta hasta una temperatura de 30°F menos que la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta. Después de la forja de la aleación de titanio alfa y beta a la primera temperatura de forja, la aleación de titanio alfa y beta se enfría lentamente desde la primera temperatura de forja.

La aleación de titanio alfa y beta se forja a una segunda temperatura de forja dentro de un intervalo de segunda temperatura de forja. La forja de la aleación de titanio alfa y beta a la segunda temperatura comprende al menos una pasada tanto de la forja por recalcado como la forja rotatoria. El intervalo de segunda temperatura de forja se encuentra a 600 °F por debajo de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta de hasta 350 °F por debajo de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta y la segunda temperatura de forja es menor que la primera temperatura de forja.

La aleación de titanio alfa y beta se forja a una tercera temperatura de forja dentro de un intervalo de tercera temperatura de forja. La forja de la aleación de titanio alfa y beta a la tercera temperatura de forja comprende la forja radial. El intervalo de tercera temperatura de forja se encuentra entre 1000 °F y 1400 °F y la temperatura de forja final es menor que la segunda temperatura de forja.

En otra modalidad no taxativa, después de forjar la aleación de titanio alfa y beta a la segunda temperatura de trabajo, y antes de forjar la aleación de titanio alfa y beta a la tercera temperatura de trabajo, la aleación de titanio alfa y beta se puede recocer.

En otra modalidad no taxativa, después de forjar la aleación de titanio alfa y beta a la segunda temperatura de trabajo, y antes de forjar la aleación de titanio alfa y beta a la tercera temperatura de trabajo, la aleación de titanio alfa y beta se forja a una o más de las cuartas temperaturas de trabajo progresivamente más bajas. Cada una de las cuartas temperaturas de forja progresivamente más bajas es menor que la segunda temperatura de forja. Cada una de las cuartas temperaturas de forja progresivamente más bajas se encuentra dentro del intervalo de cuarta temperatura y el intervalo de tercera temperatura. Cada una de las cuartas temperaturas de trabajo progresivamente más baja es menor que la cuarta temperatura de trabajo inmediatamente precedente.

De acuerdo con otro aspecto de la presente descripción, una modalidad no taxativa de un método para refinar el tamaño del grano de fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta comprende forjar una aleación de titanio alfa y beta a una microestructura de partículas de fase alfa globularizadas a una temperatura de forja inicial dentro de un intervalo de temperatura de forja inicial. La forja de la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura de forja incial comprende al menos una pasada tanto de la forja por recalcado como la forja rotatoria. El intervalo de temperatura de forja inicial se encuentra a 500 °F por debajo de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta hasta 350 °F por debajo de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta.

La pieza de trabajo se forja a una temperatura de forja final dentro de un intervalo de temperatura de forja final. La forja de la pieza de trabajo a la temperatura de forja final comprende la forja radial. El intervalo de temperatura de forja final se encuentra entre 1000 °F y 1400 °F. La temperatura de forja final es menor que la temperatura de forja inicial.

BREVE DESCRIPCIÓN DE LAS FIGURAS Las características y ventajas de los artículos y métodos que se describen en la presente pueden entenderse de mejor manera al referirse a las figuras adjuntas en las que La figura 1 es un diagrama de flujo de una modalidad no taxativa de un método para refinar el tamaño de grano de la fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta de acuerdo con la presente descripción.

La figura 2 es una ilustración esquemática de la microestructura de las aleaciones de titanio alfa y beta después de las etapas de procesamiento de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción.

La figura 3 es una micrografía de electrones retrodispersados (BSE, por sus siglas en inglés) de la microestructura de una pieza de trabajo de aleación de titanio de fase alfa y beta forjada y enfriada lentamente de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción.

La figura 4 es una micrografía BSE de la microestructura de la aleación de titanio de fase alfa y beta forjada y enfriada lentamente de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción La figura 5 es una micrografía de difracción de electrones por retrodispersión (EBSD, por sus siglas en inglés) de una aleación de titanio de fase alfa y beta forjada y enfriada lentamente de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción.

La figura 6A es una micrografía BSE de la microestructura de una aleación de titanio de fase alfa y beta forjada y enfriada lentamente de acuerdo con una modalidad no taxativa de la presente descripción, y la figura 6B es una micrografía BSE de la microestructura de una aleación de titanio de fase alfa y beta forjada y enfriada lentamente de acuerdo con una modalidad no taxativa de la presente descripción de la figura 6A que se forjó y recoció adicionalmente de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción.

La figura 7 es una micrografía BSE de una aleación de titanio de fase alfa-beta forjada y enfriada lentamente, que se forjó y recoció adicionalmente de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción.

La figura 8 es una micrografía EBSD de una aleación de titanio de fase alfa y beta forjada y enfriada lentamente que se forjó y recoció adicionalmente de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción.

La figura 9A es una micrografía EBSD de una muestra del Ejemplo 2 que es una aleación de titanio de fase alfa y beta forjada y enfriada lentamente que se forjó y recoció adicionalmente de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción.

La figura 9B es una gráfica que muestra la concentración de granos que tienen un tamaño de grano particular en la muestra del Ejemplo 2 que aparece en la figura 9 A.

La figura 9C es una gráfica de la distribución de la falta de orientación de los bordes del grano de fase alfa de la muestra del Ejemplo 2 que aparece en el figura 9 A.

La figura 10A y 10B son micrografías BSE de las primeras y segundas muestras forjadas y recocidas respectivamente.

La figura 11 es una micrografía EBSD de la primera muestra del Ejemplo 3.

La figura 12 es una micrografía EBSD de la segunda muestra del Ejemplo 3.

La figura 13A es una micrografía EBSD de la segunda muestra del Ejemplo 3.

La figura 13B es una gráfica de la cantidad relativa de granos alfa en la muestra del Ejemplo 3 que tiene tamaños de grano particulares.

La figura 13C es una gráfica de la distribución de la falta de orientación de los bordes del grano de fase alfa en la muestra del Ejemplo 3.

La figura 14A es una micrografía EBSD de la segunda muestra del Ejemplo 3.

La figura 14B es una gráfica de la cantidad relativa de granos alfa en la muestra del Ejemplo 3 que tiene tamaños de grano particulares.

La figura 14C es una gráfica de la distribución de la falta de orientación de los bordes del grano de fase alfa en la muestra del Ejemplo 3.

La figura 15 es una micrografía BSE de la microestructura de una aleación de titanio de fase alfa y beta forjada y enfriada lentamente que se forjó adicionalmente de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción.

La figura 16 es una micrografía EBSD de una aleación de titanio de fase alfa y beta forjada y enfriada lentamente que se forjó adicionalmente de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción.

La figura 17A es una micrografía EBSD de la muestra del Ejemplo 4 que es una aleación de titanio de fase alfa y beta forjada y enfriada lentamente que se forjó adicionalmente de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción.

La figura 17B es una gráfica que muestra la concentración de granos que tiene un tamaño de grano particular en la muestra del Ejemplo 4 que aparece en la figura 17A.

La figura 17C es una gráfica de la distribución de la falta de orientación de los bordes del grano de fase alfa de la muestra del Ejemplo 4 que aparece en el figura 17 A.

La figura 18 es una micrografía EBSD de una aleación de titanio de fase alfa y beta forjada y enfriada lentamente que se forjó adicionalmente de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción.

La figura 19A es una micrografía EBSD de la muestra del Ejemplo 4 que es una aleación de titanio de fase alfa y beta forjada y enfriada lentamente que se forjó adicionalmente de acuerdo con una modalidad no taxativa del método de la presente descripción.

La figura 19B es una gráfica que muestra la concentración de granos que tiene un tamaño de grano particular en la muestra del Ejemplo 4 que aparece en la figura 19A; y La figura 19C es una gráfica de la distribución de la falta de orientación de los bordes del grano de fase alfa de la muestra del Ejemplo 4 que aparece en el figura 19A.

El lector apreciará los detalles precedentes, así como también otros, al tener en cuenta la siguiente descripción detallada de determinadas modalidades no taxativas de acuerdo con la presente descripción.

DESCRIPCIÓN DETALLADA DE DETERMINADAS MODALIDADES NO TAXATIVAS Debe entenderse que determinadas descripciones de las modalidades descritas en la presente se han simplificado para ilustrar únicamente aquellos elementos, características y aspectos que son importantes para tener una clara comprensión de las modalidades descritas, mientras que se eliminan, por motivos de claridad, otros elementos, características y aspectos. Los entendidos en la téenica, al considerar la presente descripción de las modalidades descritas, reconocerán que otros elementos y/o características pueden ser deseables en una implementación o aplicación particular de las modalidades descritas. Sin embargo, debido a que dichos otros elementos y/o características pueden ser fácilmente determinadas e implementadas por los entendidos en la téenica teniendo en cuenta la presente descripción de las modalidades descritas y, por lo tanto, no son necesarias para alcanzar una comprensión cabal de las modalidades descritas, en la presente no se proporciona una descripción de dichos elementos y/o características. Como tal, debe entenderse que la descripción establecida en la presente es simplemente un ejemplo e ilustra las modalidades descritas y no pretende limitar el alcance de la invención, tal como se define únicamente por las reivindicaciones.

Además, cualquier intervalo numérico mencionado en la presente pretende incluir todos los subintervalos contenidos en él. Por ejemplo, un intervalo de "1 a 10" pretende incluir todos los subintervalos entre (y que incluyen) el valor mínimo indicado de 1 y el valor máximo indicado de 10, es decir, que tiene un valor mínimo igual o mayor que 1 y un valor máximo igual o menor que 10. Cualquier limitación numérica máxima descrita en la presente pretende incluir todas las limitaciones numéricas inferiores subsumidas allí y cualquier limitación numérica mínima descrita en la presente pretende incluir todas las limitaciones numéricas mayores subsumidas allí. Por consiguiente, los Solicitantes se reservan el derecho a modificar la presente descripción, lo que incluye las reivindicaciones, para que enumeren en forma expresa cualquier subintervalo comprendido en los intervalos expresamente mencionados en la presente. Se pretende que todos esos intervalos estén descritos intrínsecamente en la presente de forma tal que la modificación para indicar expresamente cualquiera de estos subintervalos cumpla con los requisitos del primer inciso del artículo 112 del título 35 del USC y del artículo 132(a) del título 35 del USC.

Los artículos gramaticales "uno/a", "un/a" y "el/la", tal como se utilizan en la presente, pretenden incluir "al menos uno" o "uno o más", a menos que se indique lo contrario. Por lo tanto, los artículos se usan en la presente para referirse a uno o más de uno (es decir, al menos uno) de los objetos gramaticales del artículo. A modo de ejemplo, "un componente" significa uno o más componentes y, por lo tanto, se contempla posiblemente más de un componente y se puede emplear o utilizar en una implementación de las modalidades descritas.

Todos los porcentajes y proporciones se calculan en base al peso total de la composición de aleación, a menos que se indique lo contrario.

Toda patente, publicación u otro material de la descripción que se incorpora, total o en parte, mediante esta referencia a la presente, se incorpora en la presente en la medida que el material incorporado no se opone a las definiciones, declaraciones u otro material de la descripción existente establecidos en esta descripción. Como tal, y en la medida necesaria, la descripción que se establece en la presente prevalece sobre cualquier material conflictivo incorporado a la presente mediante esta referencia. Cualquier material o parte de este que se establece que se incorpora mediante esta referencia a la presente, pero que entre en conflicto con las definiciones, declaraciones u otro material existente establecido en la presente se incorpora solamente en la medida en que no entre en conflicto con el material de la descripción existente.

La presente descripción incluye descripciones de diversas modalidades. Se entenderá que todas las modalidades descritas en la presente son ejemplares, ilustrativas y no exhaustivas.

Por lo tanto, la invención no se verá limitada por la descripción de las diversas modalidades ejemplares, ilustrativas y no exhaustivas. En lugar de eso, la invención está definida únicamente por las reivindicaciones, las cuales se pueden modificar para describir cualquier función descrita expresa o esencialmente o, de otra manera, apoyada expresa o esencialmente por la presente descripción.

De acuerdo con un aspecto de la presente descripción, la figura 1 es un diagrama de flujo que ilustra varias modalidades no taxativas de un método 100 para refinar el tamaño de grano de fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta de acuerdo con la presente descripción. La figura 2 es una ilustración esquemática de una microestructura 200 que resulta de las etapas de procesamiento de acuerdo con la presente descripción. En una modalidad no taxativa de acuerdo con la presente descripción, un método 100 para refinar el tamaño de grano de fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta comprende proporcionar una aleación de titanio alfa y beta 102 que comprende una microestructura de fase alfa laminar 202. Un experto en la téenica sabe que la microestructura de fase alfa laminar 202 se obtiene por medio de un tratamiento térmico beta de una aleación de titanio alfa y beta seguido de inactivación. En una modalidad no taxativa, una aleación de titanio alfa y beta recibe un tratamiento térmico beta y se inactiva 104 con el fin de proporcionar una microestructura de fase alfa laminar 202. En una modalidad no taxativa, el tratamiento térmico beta de la aleación comprende trabajar la aleación a la temperatura del tratamiento térmico beta. En aún otra modalidad no taxativa, trabajar la aleación a la temperatura del tratamiento térmico beta comprende una o más de rodamiento, forja, estampado, acuñado, forja con estampa abierta, forja con troquel de impresión, forja en prensa, forja en caliente automática, forja con estampa, forja por recalcado, forja rotatoria y forja de múltiples ejes.

Aun con referencia a las figuras 1 y 2, una modalidad no taxativa del método 100 para refinar el tamaño del grano de fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta comprende trabajar 106 la aleación a una primera temperatura de trabajo dentro de un intervalo primera de temperatura. Se reconocerá que la aleación se puede forjar una o más veces en el intervalo de primera temperatura y se puede forjar a una o más temperaturas en el intervalo de primera temperatura. En una modalidad no taxativa, cuando la aleación se trabaja más de una vez en el intervalo de primera temperatura, la aleación se trabaja primero a una temperatura menor en el intervalo de primera temperatura y luego posteriormente se trabaja a una temperatura mayor en el intervalo de primera temperatura. En otra modalidad no taxativa, cuando la aleación se trabaja más de una vez en el intervalo de primera temperatura, la aleación se trabaja primero a una temperatura mayor en el intervalo de primera temperatura y luego posteriormente se trabaja a una temperatura menor en el intervalo de primera temperatura. El intervalo de primera temperatura se encuentra en el campo de fase alfa y beta de la aleación de titanio alfa y beta. En una modalidad no taxativa, el intervalo de primera temperatura es un intervalo de temperatura que resulta en una microestructura que comprende partículas de fase alfa globulares primarias. La frase "partículas de fase alfa globulares primarias", tal como se usa en la presente, se refiere a partículas generalmente equiaxiales que comprenden el alótropo de fase alfa hexagonal compacto del metal de titanio que se forma después de trabajar a la primera temperatura de trabajo de acuerdo con la presente descripción o que se forma a partir de cualquier otro proceso termomecánico que sea de conocimiento de un experto en la téenica en la actualidad o de aquí en adelante. En una modalidad no taxativa, el intervalo de primera temperatura se encuentra en el dominio superior del campo de fase alfa y beta. En una modalidad no taxativa específica, el intervalo de primera temperatura está a 300 °F por debajo de la beta transus hasta una temperatura de 30 °F por debajo de una temperatura beta transus de la aleación. Se reconocerá que trabajar 104 la aleación a temperaturas dentro del intervalo de primera temperatura, que puede ser relativamente alto en el campo de fase alfa y beta, produce una microestructura 204 que comprende partículas de fase alfa globulares primarias.

El término "trabajar", tal como se usa en la presente, hace referencia al trabajo termomecánico o al procesamiento termomecánico ("TMP"). El "trabajo termomecánico" se define en la presente como que cubre, generalmente, una variedad de procesos de formación de metales que combinan tratamientos de deformación y térmicos controlados para obtener efectos sinérgicos, por ejemplo, y sin limitación, una mejora en la resistencia sin pérdida de dureza. Esta definición de trabajar termomecánicamente es consistente con el significado que se le atribuye, por ejemplo, por ejemplo en ASM Materials Engineering Dictionary, J.R. Davis, ed., ASM International (1992), pág.480. Además, tal como se usa en la presente, los términos "forja", "forja con estampa abierta", "forja por recalcado", "forja rotatoria" y "forja radial" se refieren a formas de trabajo termomecánico. El término "forja con estampa abierta", tal como se usa en la presente, se refiere a la forja de metales o aleaciones metálicas entre troqueles, donde el flujo de material no está restringido completamente por presión mecánica o hidráulica, acompañado por un solo recorrido de trabajo de la estampa para cada sesión del troquel. Esta definición de forja con estampa abierta es consistente con el significado que se le atribuye, por ejemplo, en ASM Materials Engineering Dictionary, J.R. Davis, ed., ASM International (1992), págs.298 y 343. El término "forja radial", tal como se usa en la presente, se refiere a un proceso que utiliza dos o más yunques o troqueles móviles para producir forjas con diámetros constantes o variables a lo largo de su longitud. Esta definición de forja radial es consistente con el significado que se le atribuye, por ejemplo, en ASM Materials Engineering Dictionary, J.R. Davis, ed., ASM International (1992), pág.354. El término "forja por recalcado", tal como se usa en la presente, se refiere a la forja abierta de una pieza de trabajo de modo que la longitud de la pieza de trabajo generalmente disminuye y el corte transversal de la pieza de trabajo generalmente aumenta. El término "forja rotatoria", tal como se usa en la presente, se refiere a la forja abierta de una pieza de trabajo de modo que la longitud de la pieza de trabajo generalmente aumenta y el corte transversal de la pieza de trabajo generalmente disminuye. Los entendidos en las téenicas metalúrgicas entenderán fácilmente los significados de estos varios términos.

En una modalidad no taxativa de los métodos de acuerdo con la presente descripción la aleación de titanio alfa y beta es seleccionada de una aleación TÍ-6A1-4V (UNS R56400), una aleación TÍ-6A1-4V ELI (UNS R56401), una aleación Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo (UNS R54620), una aleación Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo (UNS R56260) y una aleación Ti-4Al-2.5V-l.5Fe (UNS 54250; aleación ATI 425 ). En otra modalidad no taxativa de los métodos de acuerdo con la presente descripción, la aleación de titanio alfa y beta se selecciona de una aleación TÍ-6A1-4V (UNS R56400) y una aleación TÍ-6A1-4V ELI (UNS R56401). En una modalidad no taxativa específica de los métodos de acuerdo con la presente descripción, la aleación de titanio alfa y beta es una aleación Ti-4Al-2.5V-l.5Fe (UNS 54250).

Luego de trabajar 106 la aleación a la primera temperatura de trabajo en el primer intervalo de temperatura, la aleación se enfría lentamente 108 a partir de la primera temperatura de trabajo. Al enfriar lentamente la aleación de la primera temperatura de trabajo, la microestructura que comprende la fase alfa globular primaria se mantiene y no se transforma en fases alfa laminares secundarias, como ocurre después del enfriamiento rápido o inactivación, tal como se describe en la patente EP'429 que se trató anteriormente. Se cree que una microestructura formada por partículas de fase alfa globularizadas muestra mejor ductilidad a temperaturas de forja más bajas que una microestructura que comprende una fase alfa laminar.

Los términos "enfriado lento" y "enfriamiento lento", tal como se usan en la presente, se refieren al enfriamiento de la pieza de trabajo a una velocidad de enfriamiento de no más de 5 °F por minuto. En una modalidad no taxativa, el enfriamiento lento 108 comprende enfriar un horno a una velocidad de desaceleración preprogramada de no más de 5 °F por minuto. Se reconocerá que el enfriamiento lento de acuerdo con la presente descripción puede comprender el enfriamiento lento a temperatura ambiente o el enfriamiento lento a una temperatura de trabajo más baja en la que la aleación se trabajará adicionalmente. En una modalidad no taxativa, el enfriamiento lento comprende la transferencia de la aleación de titanio alfa y beta de una cámara de horno a la primera temperatura de trabajo a una cámara de horno a la segunda temperatura de trabajo. En una modalidad no taxativa específica, cuando el diámetro de la pieza de trabajo es mayor o igual a 12 pulgadas, se asegura que la pieza de trabajo tenga suficiente inercia térmica, el enfriamiento lento comprende la transferencia de la aleación de titanio alfa y beta de una cámara de horno a la primera temperatura de trabajo a una cámara de horno a una segunda temperatura de trabajo. La segunda temperatura de trabajo se describe a continuación.

Antes del enfriamiento lento 108, en una modalidad no taxativa, la aleación puede recibir un tratamiento térmico 110 a una temperatura de tratamiento térmico en el intervalo de primera temperatura. En una modalidad no taxativa específica del tratamiento térmico 110, el intervalo de temperatura del tratamiento térmico abarca un intervalo de temperatura de 1600 °F a una temperatura que es 30 °F menor que una temperatura beta transus de la aleación. En una modalidad no taxativa, el tratamiento térmico 110 comprende calentar a la temperatura del tratamiento térmico y mantener la pieza de trabajo a la temperatura de tratamiento térmico. En una modalidad no taxativa del tratamiento térmico 110, la pieza de trabajo se mantiene a la temperatura del tratamiento térmico durante un tiempo de tratamiento térmico de 1 hora a 48 horas. Se cree que el tratamiento térmico ayuda a completar la globularización de las partículas de fase alfa primarias. En una modalidad no taxativa, después del enfriamiento lento 108 o el tratamiento térmico 110 de la microestructura de una aleación de titanio alfa y beta comprende al menos 60 por ciento en volumen de la fracción de fase alfa, donde la fase alfa comprende o consiste en partículas de fase alfa primarias globulares.

Se reconoce que se puede formar una microestructura de una aleación de titanio alfa y beta que incluye una microestructura que comprende partículas alfa y beta primarias globulares mediante un proceso diferente que el que se describió anteriormente. En tal caso, una modalidad no taxativa de la presente descripción comprende proporcionar una aleación de titanio alfa y beta 112 que comprende o consta de partículas de fase alfa primarias globulares.

En modalidades no taxativas, despues de trabajar la aleación 106 a la primera temperatura de trabajo y de enfriar lentamente la aleación 108 o después del tratamiento térmico 110 y del enfriamiento lento 108 de la aleación, se trabaja 114 la aleación una o más veces a una segunda temperatura de trabajo dentro de un intervalo de segunda temperatura y se pueden forjar a una o más temperaturas en el intervalo de segunda temperatura. En una modalidad no taxativa, cuando la aleación se trabaja más de una vez en el intervalo de primera temperatura, la aleación se trabaja primero a una temperatura más baja en el intervalo de segunda temperatura y luego posteriormente se trabaja a una temperatura mayor en el intervalo de segunda temperatura. Se cree que cuando la pieza de trabajo se trabaja primero a una temperatura más baja en el intervalo de segunda temperatura y luego posteriormente se trabaja a una temperatura más elevada en el intervalo de segunda temperatura se mejora la cristalización. En otra modalidad no taxativa, cuando la aleación se trabaja más de una vez en el intervalo de primera temperatura, la aleación se trabaja primero a una temperatura mayor en el intervalo de primera temperatura y luego posteriormente se trabaja a una temperatura menor en el intervalo de primera temperatura. La segunda temperatura de trabajo es menor que la primera temperatura de trabajo y el intervalo de segunda temperatura se encuentra en el campo de fase alfa y beta de la aleación de titanio alfa y beta. En una modalidad no taxativa específica, el intervalo de segunda temperatura es de 600 °F a 350 °F por debajo de beta transus y se puede forjar a una o más temperaturas en el intervalo de primera temperatura.

En una modalidad no taxativa, después de trabajar 114 la aleación a la segunda temperatura de trabajo, la aleación se enfría a partir de la segunda temperatura de trabajo. Después de trabajar 114 a la segunda temperatura de trabajo, la aleación se puede enfriar a cualquier velocidad de enfriamiento, lo que incluye, de modo no taxativo, velocidades de enfriamiento que se proporcionan a través de cualquier enfriamiento de horno, enfriamiento con aire e inactivación líquida, como lo sabe un experto en la téenica. Se reconocerá que el enfriamiento puede comprender enfriar a temperatura ambiente a la siguiente temperatura de trabajo en la cual la pieza de trabajo se trabajará adicionalmente, tal como una de la tercera temperatura o una cuarta temperatura de trabajo progresivamente más baja, tal como se describe a continuación. Se reconocerá también que, en una modalidad no taxativa, si se logra una cantidad deseada de refinamiento del grano después de trabajar la aleación a la segunda temperatura de trabajo, no será necesario trabajar adicionalmente la aleación.

En modalidades no taxativas, después de trabajar 114 la aleación a una segunda temperatura de trabajo, la aleación se trabaja 116 a una tercera temperatura de trabajo o se trabaja una o más veces a una o más de las terceras temperaturas de trabajo. En una modalidad no taxativa, una tercera temperatura de trabajo puede ser una temperatura de trabajo final dentro de un intervalo de tercera temperatura de trabajo. La tercera temperatura de trabajo es menor que la segunda températura de trabajo y el intervalo de la tercera temperatura se encuentra en el campo de fase alfa y beta de la aleación de titanio alfa y beta. En una modalidad no taxativa específica, el intervalo de tercera temperatura es de 1000 °F a 1400 °F. En una modalidad no taxativa, después de trabajar 116 la aleación a la tercera temperatura de trabajo, se obtiene un tamaño de grano de fase alfa refinado. Después de trabajar 116 a la tercera temperatura de trabajo, la aleación se puede enfriar a cualquier velocidad de enfriamiento, lo que incluye, de modo no taxativo, velocidades de enfriamiento que se proporcionan a través de cualquier enfriamiento de horno, enfriamiento con aire e inactivación líquida, como lo sabe un experto en la téenica.

Aun con referencia a las figuras 1 y 2, sin respaldar ninguna teoría en particular, se cree que al trabajar 106 una aleación de titanio alfa y beta a una temperatura relativamente alta en el campo de fase alfa y beta, y posiblemente al tratar térmicamente 110, seguido de un enfriamiento lento 108, la microestructura se transforma de una que comprende principalmente una microestructura laminar de fase alfa 202 a una microestructura de partículas de fase alfa globularizadas 204. Se reconocerá que determinadas cantidades de titanio de fase beta, es decir, el alótropo de fase cúbica centrada de titanio puede estar presente entre las partículas de fase alfa laminares o entre las de fase alfa primarias. La cantidad de titanio de fase beta presente en la aleación de titanio alfa y beta después de cualquier etapa de trabajo y enfriamiento depende principalmente de la concentración de elementos estabilizantes de fase beta presentes en una aleación de titanio alfa y beta específica, que un experto en la técnica entiende bien. Cabe destacar que la microestructura de fase alfa laminar 202, que se transforma posteriormente en partículas alfa globularizadas primarias 204, se produce mediante el tratamiento térmico e inactivación 104 de la aleación antes de trabajar la aleación a la primera temperatura e inactivación, tal como se describió anteriormente.

La microestructura de fase alfa globularizada 204 sirve como stock de inicio para el trabajo posterior a una temperatura más baja. La microestructura de fase alfa globularizada 204 tiene, por lo general, mejor ductilidad que una microestructura de fase alfa laminar 202. Si bien la deformación necesaria para recristalizar y refinar las partículas de fase alfa globulares puede ser mayor que la deformación necesaria para globularizar microestructuras de fase alfa laminares, la microestructura de partículas globulares de fase alfa 204 también muestra mucha mejor ductilidad, especialmente cuando se trabaja a temperaturas bajas. En una modalidad no taxativa en la presente, en la cual el trabajo comprende la forja, se observa una mejor ductilidad aún en velocidades de troqueles de forja moderadas. En otras palabras, los granos en la deformación por forja que permiten una mejor ductilidad a velocidades de troquel moderadas de la microestructura de fase alfa globularizada 204 exceden los requisitos de deformación para refinar el tamaño de grano de fase alfa, por ejemplo, velocidades de troquel bajas y pueden dar lugar a mejores rendimientos y tiempos de prensa inferiores.

Si bien aún no se tiene adhesión a ninguna teoría en particular, se cree adicionalmente que dado que la microestructura de partículas de fase alfa globularizada 204 tiene ductilidad más elevada que la microestructura de fase alfa laminar 202, es posible refinar el tamaño de grano de fase alfa utilizando secuencias de trabajo de menor temperatura de acuerdo con la presente descripción (etapas 114 y 116, por ejemplo) para activar las ondas de recristalización controlada y el crecimiento de grano dentro de las partículas de fase alfa 204, 206 globulares. Al final, en las aleaciones de titanio alfa y beta procesadas de acuerdo con las modalidades no taxativas de la presente, las partículas de fase alfa primarias producidas en la globularización logradas por el primer trabajo 106 y las etapas de enfriamiento 108 no son finas o ultrafinas, sino que comprenden o constan de una gran cantidad de granos recristalizados de fase alfa finos a ultrafinos 208.

Aun con referencia a la FIG.1, una modalidad no taxativa de refinación de granos de fase alfa de acuerdo con la presente invención comprende un recocido o recalentamiento opcional 118 luego de trabajar 114 la aleación en la segunda temperatura de trabajo y antes de trabajar 116 la aleación a la tercera temperatura de trabajo. El recocido opcional 118 comprende calentar la aleación a una temperatura de recocido en un intervalo de temperatura de recocido que abarca de 500 °F por debajo de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta hasta 250 °F por debajo de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta para un tiempo de recocido de 30 minutos a 12 horas. Se reconocerá que pueden aplicarse tiempos más cortos cuando se eligen temperaturas más elevadas y pueden aplicarse tiempos de recocido más largos cuando se eligen temperaturas más bajas. Se cree que el recocido aumenta la recristalización, aunque a expensas de cierto aumento del tamaño del grano y que en última instancia ayuda a refinar el grano de fase alfa.

En modalidades no taxativas, la aleación puede recalentarse a una temperatura de trabajo antes de cualquier etapa de trabajo de la aleación. En una modalidad, cualquiera de las etapas de trabajo puede comprende múltiples etapas de trabajo, tal como, por ejemplo, múltiples etapas de forja rotatoria, múltiples etapas de forja por recalcado, cualquier combinación de forja por recalcado y forja rotatoria, cualquier combinación de múltiples forjas por recalcado y múltiples forjas rotatorias y forja radial. En cualquier método de refinamiento del tamaño de grano de fase alfa de acuerdo con la presente descripción, la aleación puede recalentarse a una temperatura de trabajo entre medio de cualquier etapa de trabajo o forja a esa temperatura de trabajo. En una modalidad no taxativa, el recalentamiento a una temperatura de trabajo comprende calentar la aleación a la temperatura de trabajo deseada y mantener la aleación a esa temperatura de 30 minutos a 6 horas. Se reconocerá que cuando la pieza de trabajo se saca del horno durante un tiempo prolongado, tal como 30 minutos o más, para un acondicionamiento intermedio, tal como cortar los bordes, por ejemplo, el recalentamiento puede extenderse a más de 6 horas, tal como 12 horas, o cualquier tiempo que el experto en la téenica sepa que demora la pieza de trabajo completa en recalentarse a la temperatura de trabajo deseada. En una modalidad no taxativa, el recalentamiento a una temperatura de trabajo comprende calentar la aleación a la temperatura de trabajo deseada y mantener la aleación en esa temperatura de 30 minutos a 12 horas.

Luego del trabajo 114 a la segunda temperatura de trabajo, se trabajó 116 la aleación a la tercera temperatura, que puede ser una etapa de trabajo final, tal como se describió anteriormente en la presente. En una modalidad no taxativa, el trabajo 116 a la tercera temperatura comprende forja radial. Cuando las etapas de trabajo previas comprenden la forja en estampa con extremos abiertos, la forja en estampa con extremos abiertos imparte más tensión a una región central de la pieza de trabajo, tal como se describe en la solicitud estadounidense en tramitación conjunta n.° de serie 13/792,285, que se incorpora a la presente en su totalidad mediante esta referencia. Cabe destacar que la forja radial proporciona mejor control de tamaño final e imparte más deformación a la región de superficie de una pieza de trabajo de aleación, de modo que la deformación en la región de superficie de la pieza de trabajo forjada pueda ser comparable a la deformación en la región central de la pieza de trabajo forjada.

De acuerdo con otro aspecto de la presente descripción, las modalidades no taxativas de un método de refinamiento de tamaño de grano de fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta comprenden la forja de una aleación de titanio alfa y beta a una primera temperatura de forja o la forja en más de una oportunidad a una o más temperaturas de forja dentro de un intervalo de primera temperatura de forja. La forja de la aleación a la primera temperatura de forja, o a una o más de las primeras temperaturas de forja, comprende al menos una pasada tanto de forja por recalcado como de forja rotatoria. El intervalo de primera temperatura de forja comprende un intervalo de temperatura que abarca de 300 °F por debajo de beta transus hasta una temperatura de 30 °F por debajo de una temperatura beta transus de la aleación. Luego de forjar la aleación a la primera temperatura de forja y posiblemente recocerla, se enfrió lentamente la aleación desde la primera temperatura de forja.

La aleación se forja una o más veces a una segunda temperatura de forja o a una o más de las segundas temperaturas de forja, dentro de un intervalo de segunda temperatura de forja. La forja de la aleación a la segunda temperatura de forja comprende al menos una pasada tanto de forja por recalcado como de forja rotatoria. El intervalo de segunda temperatura de forja es de 600 °F a 350 °F por debajo de beta transus.

La aleación se forja una o más veces a una tercera temperatura de forja o a una o más de las terceras temperaturas de forja, dentro de un intervalo de tercera temperatura de forja. En una modalidad no taxativa, la tercera operación de forja es una operación de forja final dentro de un intervalo de tercera temperatura de forja. En una modalidad no taxativa, la forja de la aleación a la tercera temperatura de forja comprende forja radial. El intervalo de tercera temperatura de forja comprende un intervalo de temperatura que abarca de 1000 °F a 1400 °F y la tercera temperatura de forja es menor que la segunda temperatura de forja.

En una modalidad no taxativa, después de forjar la aleación a la segunda temperatura de forja y antes de forjar la aleación a la tercera temperatura de forja, la aleación se forja a una o más de las cuartas temperaturas de forja progresivamente menores. Una o más de las cuartas temperaturas de forja progresivamente menores son menores que la segunda temperatura de forja. Cada una de las cuartas temperaturas de trabajo es menor que la cuarta temperatura de trabajo inmediatamente precedente, si es que hay alguna.

En una modalidad no taxativa, las operaciones de forja de campo alfa y beta elevadas, es decir, forja a la primera temperatura de forja, tiene como resultado un intervalo de tamaños de partícula de fase alfa globularizadas primarias de 15 mm a 40 pm. El segundo proceso de forja comienza con múltiples operaciones de forja, recalentamiento y recocido, tal como de uno a tres recalcados y rotaciones, entre 500 °F y 350 °F por debajo de beta transus, seguido por múltiples operaciones de forja, recalentamiento y recocido, tal como de uno a tres recalcados y rotaciones, entre 550 °F y 400 °F por debajo de beta transus. En una modalidad no taxativa, la pieza de trabajo puede recalentarse en medio de cualquier etapa de forja. En una modalidad no taxativa, en cualquier etapa de recalentamiento en el segundo proceso de forja, la aleación puede recocerse entre 500 °F y 250 °F por debajo de beta transus durante un tiempo de recocido de 30 minutos a 12 horas, el cual puede ser menor cuando se eligen temperaturas más elevadas y puede ser mayor cuando se eligen temperaturas menores, tal como reconocerá el experto en la téenica. En una modalidad no taxativa, la aleación puede forjarse con un tamaño menor a temperaturas de entre 600 °F y 450 °F por debajo de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta. Pueden utilizarse troqueles en v para forjar en este punto, junto con compuestos lubricantes, tal como, por ejemplo, láminas de grafito o nitruro de boro. En una modalidad no taxativa, la aleación se forja por forja radial ya sea en una serie de 2 a 6 reducciones realizada de 1100 °F a 1400 °F o en múltiples series de 2 a 6 reducciones y recalentamientos con temperaturas que inician en no más de 1400 °F y disminuyen en cada nuevo recalentamiento a no menos de 1000 °F.

De acuerdo con otro aspecto de la presente descripción, una modalidad no taxativa de un método para refinar el tamaño del grano de fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta comprende forjar una aleación de titanio alfa y beta que comprende una microestructura de partículas de fase alfa globularizadas a una temperatura de forja inicial dentro de un intervalo de temperatura de forja inicial. La forja de la aleación a la temperatura de forja inicial comprende al menos una pasada tndo de forja por recalcado como de forja rotatoria. El intervalo de temperatura de forja inicial es de 500 °F a 350 °F por debajo de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta.

La aleación se forja a una temperatura de forja final dentro de un intervalo de temperatura de forja final. La forja de la pieza de trabajo a la temperatura de forja final comprende la forja radial. El intervalo de temperatura de forja final es de 600 °F a 450 °F por debajo de beta transus. La temperatura de forja final es menor que cada una de una o más temperaturas de forja progresivamente menores.

Se pretende que los siguientes ejemplos describan con más detalle las determinadas modalidades no taxativas sin restringir el alcance de la presente invención. Los entendidos en la téenica apreciarán que es posible introducir variaciones a los siguientes ejemplos dentro del alcance de la invención que se define solamente por las reivindicaciones.

EJEMPLO 3.

Se calentó una pieza de trabajo que comprende la aleación Ti 6A1-4V y se forjó en el intervalo de la primera temperatura de trabajo de acuerdo con los métodos habituales para aquellos que conocen la téenica para formar una microestructura alfa primaria sustancialmente globularizada. Luego se calentó la pieza de trabajo a una temperatura de 1800 °F, que se encuentra en el intervalo de primera temperatura de forja, durante 18 horas (como en el recuadro 110 en la Fig.l). Luego se enfrió lentamente en el horno a -100 °F por hora o entre 1,5 y 2 °F por minuto hasta 1200 °F y luego se enfrió con aire a temperatura ambiente. Se presentan micrografías de retrodispersión de electrones (BSE) de la microestructura de la aleación forjada y enfriada lentamente en las FIGS.3 y 4.

En las micrografías BSE de las FIGS.3 y 4, se observa que luego de la forja a una temperatura relativamente elevada en el campo de fase alfa y beta, seguida por enfriamiento lento, la microestructura comprende partículas de fase alfa globularizadas primarias intercaladas con la fase beta. En las micrografías, los niveles de sombreado gris se relacionan con el número atómico promedio, lo que indica de este modo las variables de la composición química y también varía en forma local según la orientación de los cristales. Las áreas con colores claros en las micrografías son de fase beta que es rica en vanadio. Debido al número atómico relativamente elevado del vanadio, la fase beta aparece como un sombreado gris más claro. Las áreas con colores más oscuros son de fase alfa globularizada . La FIG. 5 es una micrografía de difracción de electrones por retrodispersión (EBSD) de la misma muestra de aleación que muestra la calidad del patrón de difracción. Nuevamente, las áreas con colores claros son de fase beta, ya que exhibieron patrones de difracción más nítidos en estos experimentos, y las áreas de colores más oscuros son de fase alfa, ya que exhibieron patrones de difracción menos nítidos. Se observó que forjar una aleación de titanio alfa y beta a una temperatura relativamente elevada en el campo de fase alfa y beta, seguido por enfriamiento lento, tiene como resultado una microestructura que comprende partículas de fase alfa globularizadas primarias intercaladas con la fase beta.

EJEMPLO 2 Se calentaron dos piezas de trabajo en forma de cubos de 4" del material Ti-6-4 producidos utilizando un método similar al del Ejemplo 1 a 1300 °F y se forjó en dos ciclos (6 golpes a 3,5" de altura) de forja relativamente rápida de múltiples ejes y estampa abierta operada a velocidades de deformación de aproximadamente 0,1 a l/s para alcanzar una deformación central de al menos 3. Se realizaron pausas de quince segundos entre los golpes para permitir algo de disipación del calentamiento adiabático. Las piezas de trabajo fueron recocidas posteriormente a 1450 °F durante al menos 1 hora y luego se movieron a un horno a 1300 °F para remojarse durante aproximadamente 20 minutos. Finalmente se enfrió con aire la primera pieza de trabajo. La segunda pieza de trabajo se forjó nuevamente en dos ciclos (6 golpes a 3,5" de altura) de forja relativamente rápida de múltiples ejes y estampa abierta operada a velocidades de deformación de aproximadamente 0,1 a l/s para impartir una deformación central de al menos 3, a saber una deformación total de 6. También se realizaron pausas de quince segundos entre los golpes para permitir algo de disipación del calentamiento adiabático. Las FIGS.6A y 6B son micrografías BSE de la primera y la segunda muestra, respectivamente, luego de someterse al procesamiento. Nuevamente, los niveles de sombreados grises se relacionan con el número atómico promedio, lo que indica de este modo las variaciones de la composición química y también las variaciones con respecto a la orientación de los cristales. En esta muestra que se presenta en las FIGS.6A y 6B, las regiones de colores claros son de fase beta, mientras que las regiones de colores oscuros son partículas de fase alfa globulares. La variación de los niveles de gris dentro de las partículas de fase alfa globularizadas revela cambios en la orientación de los cristales, tal como la presencia de subgranos y granos recristalizados.

Las FIGS. 7 y 8 son micrografías EBSD de la primera y la segunda muestra respectivamente del Ejemplo 2. Los niveles de gris en la micrografía representan la calidad de los patrones de difracción EBSD. En estas micrografías EBSD, las áreas claras son de fase beta y las áreas oscuras son de fase alfa. Algunas de estas áreas aparecen más oscuras y sombreadas con subestructuras: estas son las áreas deformadas que no están recristalizadas dentro de las partículas alfa originales o primarias. Se encuentran rodeadas por granos alfa pequeños recristalizados y sin deformaciones que se nuclean y crecen en la periferia de estas partículas alfa. Los granos pequeños más claros son granos beta recristalizados intercalados entre las partículas alfa. Se ve en las micrografías de las FIGS.7 y 8 que al forjar el material globularizado como en la muestra del Ejemplo 1, las partículas de fase alfa globularizadas primarias comienzan a recristalizarse en granos de fase alfa más finos dentro de las partículas globularizadas originales o primarias.

La FIG.9A es una micrografía EBSD de la segunda muestra del Ejemplo 2. Los niveles de sombreado gris en la micrografía representan los tamaños de grano alfa y los niveles de sobreado gris de los bordes de grano indican su falta de orientación. La FIG. 9B es una gráfica de la cantidad relativa de granos alfa en la muestra que tiene tamaños de grano en particular y la FIG. 9C es una gráfica de la distribución de la falta de orientación de los bordes de grano de fase alfa en la muestra. Como puede determinarse a partir de la FIG.9B, una gran cantidad de los granos alfa logrados con la forja de la muestra globularizada del Ejemplo 1 y luego recocidos a 1450 °F para forjarse de nuevo son superfinos, es decir, 1-5 mm de diámetro, y son en general más finos que la primera muestra del ejemplo 2, inmediatamente después del recocido a 1450 °F que permitió algo de crecimiento de grano y avance estático intermedio de recristalización.

EJEMPLO 3 Se calentaron dos piezas de trabajo en forma de cubos de 4" del material de aleación ATI 425° producidos utilizando un método similar al del Ejemplo 1 a 1300 °F y se forjó en un ciclo (3 golpes a 3,5" de altura) de forja relativamente rápida de múltiples ejes y estampa abierta operada a velocidades de deformación de aproximadamente 0,1 a 1/s para alcanzar una deformación central de al menos 1,5. Se realizaron pausas de quince segundos entre los golpes para permitir algo de disipación del calentamiento adiabático. Las piezas de trabajo fueron recocidas posteriormente a 1400 °F durante 1 hora y luego se movieron a un horno a 1300 °F para remojarse durante 30 minutos. Finalmente se enfrió con aire la primera pieza de trabajo. La segunda pieza de trabajo se forjó nuevamente en un ciclo (3 golpes a 3,5" de altura) de forja relativamente rápida de múltiples ejes y estampa abierta operada a velocidades de deformación de aproximadamente 0,1 a l/s para impartir una deformación central de al menos 1,5, a saber, una deformación total de 3. También se realizaron pausas de quince segundos entre los golpes para permitir algo de disipación del calentamiento adiabático.

Las FIGS. 10A y 10B son micrografías BSE de las primeras y segundas muestras forjadas y recocidas respectivamente. Nuevamente, los niveles de sombreados grises se relacionan con el número atómico promedio, lo que indica de este modo las variaciones de la composición química y también las variaciones con respecto a la orientación de los cristales. En esta muestra que se presenta en la FIG.10A y la FIG.10B, las regiones de colores claros son de fase beta, mientras que las regiones de colores oscuros son partículas de fase alfa globulares. La variación de los niveles de gris dentro de las partículas de fase alfa globularizadas revela cambios en la orientación de los cristales, tal como la presencia de subgranos y granos recristalizados.

Las FIGS. 11 y 12 son micrografías EBSD de la primera y la segunda muestra respectivamente del Ejemplo 3. Los niveles de gris en la micrografía representan la calidad de los patrones de difracción EBSD. En estas micrografías EBSD, las áreas claras son de fase beta y las áreas oscuras son de fase alfa. Algunas de estas áreas aparecen más oscuras y sombreadas con subestructuras: estas son las áreas deformadas que no están recristalizadas dentro de las partículas alfa originales o primarias. Se encuentran rodeadas por granos alfa pequeños recristalizados y sin deformaciones que se nuclean y crecen en la periferia de estas partículas alfa. Los granos pequeños más claros son granos beta recristalizados intercalados entre las partículas alfa. Se ve en las micrografías de las FIGS. 11 y 12 que al forjar el material globularizado como en la muestra del Ejemplo 1, las partículas de fase alfa globularizadas primarias comienzan a recristalizarse en granos de fase alfa más finos dentro de las partículas globularizadas originales o primarias.

La FIG.13A es una micrografía EBSD de la primera muestra del Ejemplo 3. Los niveles de sombreado gris en la micrografía representan los tamaños de grano alfa y los niveles de sobreado gris de los bordes de grano indican su falta de orientación. La FIG. 13B es una gráfica de la cantidad relativa de granos alfa en la muestra que tiene tamaños de grano en particular y la FIG. 13C es una gráfica de la distribución de la falta de orientación de los bordes de grano de fase alfa en la muestra. Como puede determinarse a partir de la FIG.13B, los granos alfa logrados al forjar la muestra globularizada del Ejemplo 1 y luego recocidos a 1400 °F, recristalizadas y crecidas nuevamente durante el recocido tuvieron como resultado una amplia distribución de tamaño de partículas alfa en la que los granos son finos, es decir, 5- 15 mm de diámetro.

La FIG.14A es una micrografía EBSD de la segunda muestra del Ejemplo 3. Los niveles de sombreado gris en la micrografía representan los tamaños de grano alfa y los niveles de sombreado gris de los bordes de grano indican su falta de orientación. La FIG. 14B es una gráfica de la cantidad relativa de granos alfa en la muestra que tiene tamaños de grano en particular y la FIG. 14C es una gráfica de la distribución de la falta de orientación de los bordes de grano de fase alfa en la muestra. Como puede determinarse a partir de la FIG. 14B, una cantidad de los granos alfa logrados al forjar la muestra globularizada del Ejemplo 1 y luego el recocido a 1400 °F, con forja nuevamente, son superfinos, es decir, 1-5 pm de diámetro. Los granos sin recristalización más gruesos son restos de los granos que crecieron más durante el recocido. Demuestra que la temperatura y el tiempo de recocido deben elegirse para ser completamente beneficiosos, es decir, permitir un aumento en la fracción de recristalización sin crecimiento excesivo de grano.

EJEMPLO 4 Una pieza de trabajo de 10" de diámetro del material Ti-6-4 producido utilizando un metodo similar al del Ejemplo 1 se forjó adicionalmente mediante cuatro recalcados y rotaciones realizados a temperaturas entre 1450 °F y 1300 °F descompuestos primero en una serie de rotaciones y recalentamientos a 1450 °F hasta un diámetro de 7,5", luego en segundo lugar, dos secuencias similares de recalcado y rotaciones consistentes aproximadamente en 20 % de recalcado a 1450 °F y rotaciones de vuelta al diámetro de 7,5" a 1300 °F, luego en tercer lugar, rotaciones hasta el diámetro 5,5" a 1300 °F, luego en cuarto lugar, dos secuencias similares de recalcado y rotaciones consistentes aproximadamente en 20 % de recalcado a 1400 °F y rotaciones de vuelta al diámetro 5,0" a 1300 °F y finalmente se rota hasta 4" a 1300°F.

La FIG. 15 es una micrografía BSE de la aleación resultante. Nuevamente, los niveles de sombreados grises se relacionan con el número atómico promedio, lo que indica de este modo las variaciones de la composición química y también las variaciones con respecto a la orientación de los cristales.

En la muestra, las regiones de colores claros son de fase beta y las regiones de colores oscuros son partículas de fase alfa globulares. La variación de los niveles de sombreado gris dentro de las partículas de fase alfa globularizadas revela cambios en la orientación de los cristales, tal como la presencia de subgranos y granos recristalizados.

La FIG.16 es una micrografía EBSD de la muestra del Ejemplo 4. Los niveles de gris en la micrografía representan la calidad de los patrones de difracción EBSD. Se ve en la micrografía de la FIG. 16 que al forjar la muestra globularizada del Ejemplo 1, las partículas de fase alfa globularizadas primarias se recristalizan en granos de fase alfa más finos dentro de las partículas globularizadas originales o primarias. La transformación de recristalización se encuentra casi completa ya que solo pueden verse unas pocas áreas restantes sin recristalización.

La FIG.17A es una micrografía EBSD de la muestra del Ejemplo 4. Los niveles de sombreado gris en esta micrografía representan los tamaños de grano y los niveles de sobreado gris de los bordes de grano indican su falta de orientación.

La FIG. 17B es una gráfica de la concentración relativa de granos que tienen tamaños de grano en particular y la FIG. 17C es una gráfica de la distribución de la falta de orientación de los bordes de grano de fase alfa. Se puede determinar a partir de la FIG. 17B que luego de forjar la muestra globularizada del Ejemplo 1 y llevar a cabo la forja adicional mediante 4 recalcados y rotaciones a una temperatura de entre 1450 °F y 1300 °F, los granos de fase alfa son superfinos (1 mm a 5 pm de diámetro).

EJEMPLO 5 Se inactivo un tocho a escala completa de Ti-6-4 luego de algunas operaciones de forja realizadas en el campo beta. Esta pieza de trabajo se forjó adicionalmente mediante un total de 5 recalcados y rotaciones en el siguiente enfoque: Los primeros dos recalcados y rotaciones se realizaron en el intervalo de primera temperatura para iniciar la ruptura de laminillas y el proceso de globularización, manteniendo su tamaño en el intervalo de aproximadamente 22" a aproximadamente 32" y un intervalo de longitud o altura de aproximadamente 40" a 75". Luego se recoció a 1750 °F durante 6 horas y se enfrió el horno de 1400 °F a -100 °F por hora, con el objetivo de obtener una microestructura similar a aquella de la muestra del Ejemplo 1. Luego se forjó mediante 2 recalcados y rotaciones con recalentamientos de entre 1400 °F y 1350 °F, manteniendo su tamaño en el intervalo de aproximadamente 22" a aproximadamente 32" con una longitud o altura de aproximadamente 40" a 75". Luego se realizaron otros recalcados y rotaciones con recalentamientos de entre 1300 °F y 1400 °F, en un intervalo de tamaño de aproximadamente 20" a aproximadamente 30" y una longitud o altura de aproximadamente 40" a 70". Se realizaron rotaciones posteriores hasta aproximadamente 14" de diámetro con recalentamientos de entre 1300 °F y 1400 °F. Esto incluyó algunas etapas de forja con troqueles en v. Finalmente se forjó radialmente la pieza en un intervalo de temperatura de 1300 °F a 1400 °F hasta aproximadamente 10" de diámetro. Mediante este proceso, el acondicionamiento intermedio y las etapas de corte de bordes se insertaron para prevenir la propagación de fisuras.

La FIG.18 es una micrografía EBSD de la muestra resultante. Los niveles de sombreado gris en esta micrografía representan la calidad de los patrones de difracción EBSD. Se ve en la micrografía de la FIG.18 que al forjar primero en el campo alfa y beta elevado, enfriar lentamente y luego en el campo alfa y beta bajo, las partículas de fase alfa globularizadas primarias comienzan a recristalizarse en granos de fase alfa más finos dentro de las partículas globularizadas primarias u originales. Se observa que solo se realizaron tres recalcados y rotaciones en el campo alfa y beta bajo en oposición al Ejemplo 3 en el que se llevaron a cabo cuatro recalcados y rotaciones en ese intervalo de temperatura. En el presente caso, esto resultó en una fracción de recristalización más baja. Una secuencia adicional de recalcado y rotaciones habría hecho que la microestructura fuera muy similar a aquella del Ejemplo 3. Además, un recocido intermedio durante la serie alfa y beta baja de recalcado y rotaciones (recuadro 118 de la Fig.1) habría mejorado la fracción recristalizada.

La FIG.19A es una micrografía EBSD de la muestra del Ejemplo 5. Los niveles de sombreado gris en esta micrografía representan los tamaños de grano y los niveles de sobreado gris de los bordes de grano indican su falta de orientación. La FIG. 19B es una gráfica de la concentración relativa de granos con tamaños de grano en particular y la FIG.19C es una gráfica de la orientación de los granos de fase alfa. Se puede determinar a partir de la FIG.19B que luego de forjar la muestra globularizada del Ejemplo 1, con forja adicional mediante 5 recalcados y rotaciones y un recocido realizado de 1750 °F a 1300 °F, los granos de fase alfa se consideran de finos (5 mm a 15 mm) a superfinos (1 mth a 5 mm de diámetro).

Se entenderá que la presente de descripción ilustra aquellos aspectos de la invención pertinentes a un entendimiento claro de la invención. Determinados aspectos que serían evidentes para los expertos en la téenica y que, por lo tanto, no facilitarían un mejor entendimiento de la invención no han sido presentados para simplificar la presente descripción. Aunque se describe necesariamente un número limitado de modalidades de la presente invención en la presente, un experto en la técnica, tras considerar la descripción precedente, reconocerá que se pueden emplear muchas modificaciones y variaciones de la invención. Se pretende que todas dichas variaciones y modificaciones de la invención queden cubiertas por la descripción precedente y las siguientes reivindicaciones.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Un método para refinar el tamaño de grano de fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta, tal método comprende: trabajar una aleación de titanio alfa y beta a una primera temperatura de trabajo dentro de un intervalo de primera temperatura, donde el intervalo de primera temperatura se encuentra en el campo de fase alfa y beta de la aleación de titanio alfa y beta; enfriar lentamente la aleación de titanio alfa y beta desde la primera temperatura de trabajo, donde al completar el trabajo a la primera temperatura de trabajo y enfriar lentamente desde la primera temperatura de trabajo, la aleación de titanio alfa y beta comprende una microestructura primaria de partículas de fase alfa globularizada; trabajar la aleación de titanio alfa y beta a una segunda temperatura de trabajo dentro de un intervalo de segunda temperatura, donde la segunda temperatura de trabajo es menor que la primera temperatura de trabajo, y donde la segunda temperatura de trabajo se encuentra en el campo de fase alfa y beta de la aleación de titanio alfa y beta; y trabajar la aleación de titanio alfa y beta a una tercera temperatura de trabajo en un intervalo de tercera temperatura, donde la tercera temperatura de trabajo es menor que la segunda temperatura de trabajo, donde el intervalo de tercera temperatura de trabajo se encuentra en el campo de fase alfa y beta de la aleación de titanio alfa y beta, y donde luego de trabajar a la tercera temperatura de trabajo, la aleación de titanio alfa y beta comprende un tamaño de grano alfa y beta refinado deseado.

2. El método de acuerdo con la reivindicación 1, donde la aleación de titanio alfa y beta se selecciona de la aleación TÍ-6A1-4V (UNS R56400), la aleación TÍ-6A1-4V ELI (UNS R56401), una aleación Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo (UNS R54620), una aleación Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo (UNS R56260) y una aleación Ti-4Al-2.5V-l.5Fe (UNS 54250).

3. El método de acuerdo con la reivindicación 1, donde la aleación de titanio alfa y beta se selecciona de la aleación TÍ-6A1-4V (UNS R56400) y la aleación TÍ-6A1-4V ELI (UNS R56401).

4. El método de acuerdo con la reivindicación 1, donde la aleación de titanio alfa y beta es una aleación TÍ-4A1-2.5V- 1 .5Fe (UNS 54250).

5. El método de acuerdo con la reivindicación 1, donde el intervalo de primera temperatura abarca de 300 °F por debajo de beta transus hasta una temperatura de 30 °F por debajo de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta.

6. El método de acuerdo con la reivindicación 1, donde el intervalo de segunda temperatura es de 600 °F a 350 °F por debajo de beta transus.

7. El método de acuerdo con la reivindicación 1, donde el intervalo de tercera temperatura es de 1000 °F a 1400 °F.

8. El método de acuerdo con la reivindicación 1, donde el enfriamiento lento comprende enfriamiento del horno.

9. El método de acuerdo con la reivindicación 1, donde el enfriamiento lento comprende enfriar la pieza de trabajo a una velocidad de enfriamiento no mayor que 5 °F por minuto.

10. El método de acuerdo con la reivindicación 1, donde el enfriamiento lento comprende la transferencia de la aleación de titanio alfa y beta de una cámara de horno a la primera temperatura de trabajo a una cámara de horno a la segunda temperatura de trabajo.

11. El método de acuerdo con la reivindicación 1, que comprende adicionalmente, antes de la etapa de enfriar lentamente las aleaciones de titanio alfa y beta desde la primera temperatura de trabajo: tratar térmicamente la aleación de titanio alfa y beta a una temperatura de tratamiento térmico en un intervalo de temperatura de tratamiento térmico que abarca de 300 °F por debajo de beta transus hasta una temperatura de 30 °F por debajo de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta; y mantener las aleaciones de titanio alfa y beta a la temperatura del tratamiento térmico.

12. El método de acuerdo con la reivindicación 11, donde mantener la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura de tratamiento térmico comprende mantener la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura de tratamiento térmico durante 1 hora a 48 horas.

13. El método de acuerdo con la reivindicación 1, que comprende adicionalmente, luego de trabajar la aleación de titanio alfa y beta a una segunda temperatura de trabajo, recocer la aleación de titanio alfa y beta.

14. El método de acuerdo con la reivindicación 1, que comprende adicionalmente, luego de trabajar la aleación de titanio alfa y beta una o más veces a una o más de las segundas temperaturas de trabajo, recocer la aleación de titanio alfa y beta.

15. El método de acuerdo con las reivindicaciones 13 o reivindicación 14, donde el recocido de la aleación de titanio alfa y beta comprende el calentamiento de la aleación de titanio alfa y beta a una temperatura en un intervalo de temperatura de recocido de 500 °F a 250 °F por debajo de beta transus durante 30 minutos a 12 horas.

16. El método de acuerdo con la reivindicación 1, donde al menos uno de trabajar la aleación de titanio alfa y beta a la primera temperatura, trabajar la aleación de titanio alfa y beta a la segunda temperatura y trabajar la aleación de titanio alfa y beta a la tercera temperatura comprende al menos una etapa de forja con estampa abierta.

17. El método de acuerdo con la reivindicación 1, donde al menos uno de trabajar la aleación de titanio alfa y beta a una primera temperatura, trabajar la aleación de titanio alfa y beta a una segunda temperatura y trabajar la aleación de titanio alfa y beta a una tercera temperatura comprende múltiples etapas de forja con estampa abierta, tal método comprende adicionalmente recalentar la aleación de titanio alfa y beta en medio de dos etapas sucesivas de forja con estampa.

18. El método de acuerdo con la reivindicación 17, donde recalentar la aleación de titanio alfa y beta comprende calentar la aleación de titanio alfa y beta a una temperatura de trabajo anterior y mantener la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura de trabajo anterior durante 30 minutos a 12 horas.

19. El método de acuerdo con la reivindicación 16, donde al menos una etapa de forja con estampa abierta comprende forja por recalcado.

20. El método de acuerdo con la reivindicación 16, donde al menos una etapa de forja con estampa abierta comprende forja rotatoria.

21. El método de acuerdo con la reivindicación 16, donde al menos una etapa de forja con estampa abierta comprende forja rotatoria y forja por recalcado.

22. El método de acuerdo con la reivindicación 16, donde el trabajo de la aleación de titanio alfa y beta a la tercera temperatura de trabajo comprende forjar radialmente la aleación de titanio alfa y beta.

23. El método de acuerdo con la reivindicación 1, que comprende adicionalmente: tratar térmicamente beta la aleación de titanio alfa y beta a una temperatura de tratamiento térmico beta antes de trabajar la aleación de titanio alfa y beta a la primera temperatura de trabajo; donde la temperatura de tratamiento térmico beta se encuentra dentro de un intervalo de temperatura de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura 300 °F, mayor que la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta; e inactivar la aleación de titanio alfa y beta.

24. El método de acuerdo con la reivindicación 26, donde el tratamiento térmico beta de la aleación de titanio alfa y beta comprende adicionalmente trabajar la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura de tratamiento térmico beta.

25. El método de acuerdo con la reivindicación 27, donde trabajar la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura de tratamiento térmico beta comprende una o más de forja por rodamiento, estampado, acuñado, forja con estampa abierta, forja con troquel de impresión, forja en estampa, forja en caliente automática, forja radial, forja por recalcado, forja rotatoria y forja de múltiples ejes.

26. Un método para refinar el tamaño de grano de fase alfa en una pieza de trabajo de aleación de titanio alfa y beta, tal método comprende: forjar la aleación de titanio alfa y beta a una primera temperatura de forja dentro de un intervalo de primera temperatura de forja, donde la forja de la aleación de titanio alfa y beta a la primera temperatura de forja comprende al menos una pasada tanto de forja por recalcado como de forja rotatoria, y donde el intervalo de primera temperatura de forja abarca de 300 °F por debajo de beta transus hasta una temperatura de 30 °F por debajo de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta; enfriar lentamente la aleación de titanio alfa y beta desde la primera temperatura de forja; forjar la aleación de titanio alfa y beta a una segunda temperatura de forja dentro de un intervalo de segunda temperatura de forja, donde forjar la aleación de titanio alfa y beta a la segunda temperatura de forja comprende al menos una pasada tanto de forja por recalcado como de forja rotatoria donde el intervalo de segunda temperatura de forja comprende un intervalo de temperatura que abarca de 600 °F a 350 °F por debajo de beta transus, y donde la segunda temperatura de forja es menor que la primera temperatura de forja; y forjar la aleación de titanio alfa y beta a una tercera temperatura de forja dentro de un intervalo de tercera temperatura de forja, donde la forja de la aleación de titanio alfa y beta a la tercera temperatura de forja comprende forja radial, donde el intervalo de tercera temperatura de forja es de 1000 °F a 1400 °F, y donde la tercera temperatura de forja es menor que la segunda temperatura de forja.

27. El método de acuerdo con la reivindicación 26, donde la aleación de titanio alfa y beta es una de la aleación TÍ-6A1- 4V (UNS R56400), una aleación TÍ-6A1-4V ELI (UNS R56401), una aleación Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo (UNS R54620), una aleación Ti- 6Al-2Sn-4Zr-6Mo (UNS R56260) y una aleación Ti-4Al-2.5V-l.5Fe (UNS 54250).

28. El método de acuerdo con la reivindicación 26, donde la aleación de titanio alfa y beta es una de la aleación TÍ-6A1-4V (UNS R56400) y la aleación TÍ-6A1-4V ELI (UNS R56401).

29. El método de acuerdo con la reivindicación 26, donde la aleación de titanio alfa y beta es una aleación TÍ-4A1-2.5V-1.5Fe (UNS 54250).

30. El método de acuerdo con la reivindicación 26, donde el enfriamiento lento comprende enfriamiento del horno.

31. El método de acuerdo con la reivindicación 26, donde el enfriamiento lento comprende enfriar la aleación de titanio alfa y beta a una velocidad de enfriamiento no mayor que 5 °F por minuto.

32. El método de acuerdo con la reivindicación 26, donde el enfriamiento lento comprende la transferencia de la aleación de titanio alfa y beta de una cámara de horno a la primera temperatura de forja a una cámara de horno a la segunda temperatura de forja.

33. El método de acuerdo con la reivindicación 26, que comprende adicionalmente, luego de la etapa de enfriamiento lento de la aleación de titanio alfa y beta desde la primera temperatura de forja, tratar térmicamente la aleación de titanio alfa y beta a una temperatura de tratamiento térmico en el intervalo de la primera temperatura de forja y mantener la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura de tratamiento térmico.

34. El método de acuerdo con la reivindicación 33, donde mantener la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura del tratamiento térmico comprende mantener la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura de tratamiento durante un tiempo de tratamiento térmico en un intervalo de tiempo de 1 hora a 48 horas.

35. El método de acuerdo con la reivindicación 26, que comprende adicionalmente recocer la aleación de titanio alfa y beta luego de forjar a la segunda temperatura de forja.

36. El método de acuerdo con la reivindicación 35, donde el recocido comprende el calentamiento de la aleación de titanio alfa y beta a una temperatura de recocido en un intervalo de temperatura de recocido de 500 °F a 250 °F por debajo de beta transus durante 30 minutos a 12 horas.

37. El método de acuerdo con la reivindicación 26, que comprende adicionalmente el recalentamiento de la aleación de titanio alfa y beta entre medio de cualquiera de al menos una o más etapas de forja con estampa.

38. El método de acuerdo con la reivindicación 37, donde el recalentamiento comprende calentar la aleación de titanio alfa y beta de vuelta a una temperatura de trabajo anterior y mantener la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura de trabajo anterior durante un tiempo de recalentamiento en un intervalo que abarca de 30 minutos a 6 horas.

39. El método de acuerdo con la reivindicación 26, donde la forja radial comprende una serie de al menos dos y no más que seis reducciones, donde el intervalo de temperatura de forja radial es de 1100 °F a 1400 °F.

40. El método de acuerdo con la reivindicación 26, donde la forja inicial comprende una serie múltiple de al menos dos y no más que seis reducciones a las temperaturas de forja iniciales, que comienzan a no más de 1400 °F y disminuyen no menos que 1000 °F, con una etapa de recalentamiento antes de cada reducción.

41. El método de acuerdo con la reivindicación 26, que comprende adicionalmente: antes de la forja de la aleación de titanio a la primera temperatura de aleación, tratar térmicamente beta la aleación de titanio alfa y beta a una temperatura de tratamiento térmico beta, donde la temperatura de tratamiento con calor beta es de la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta a una temperatura de 300 °F mayor que la temperatura beta transus de la aleación de titanio alfa y beta; y inactivar la aleación de titanio alfa y beta.

42. El método de acuerdo con la reivindicación 41, donde el tratamiento térmico beta de la aleación de titanio alfa y beta comprende adicionalmente trabajar la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura de tratamiento térmico beta.

43. El método de acuerdo con la reivindicación 42, donde trabajar la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura de tratamiento térmico beta comprende una o más de forja por rodamiento, estampado, acuñado, forja con estampa abierta, forja con troquel de impresión, forja en estampa, forja en caliente automática, forja radial, forja por recalcado, forja rotatoria y forja de múltiples ejes.

44. Un método para refinar el tamaño de grano de fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta, tal método comprende: forjar una aleación de titanio alfa y beta que comprende una microestructura de partículas de fase alfa globularizada a una temperatura de forja inicial dentro de un intervalo de temperatura de forja inicial, donde forjar la pieza de trabajo a la temperatura de forja inicial comprende al menos una pasada tanto de forja por recalcado como de forja rotatoria, donde la temperatura de forja inicial es de 500 °F a 350 °F por debajo de beta transus; y forjar la aleación de titanio alfa y beta a una temperatura de forja final dentro de un intervalo de temperatura de forja final, donde la forja de la aleación de titanio alfa y beta a la temperatura de forja final comprende forja radial, donde el intervalo de temperatura de forja final es de 1000 °F a 1400 °F, y donde la temperatura de forja final es menor que las temperaturas de forja iniciales. RESUMEN Una modalidad de un método de refinación del tamaño de grano de fase alfa en una aleación de titanio alfa y beta comprende trabajar una aleación de titanio alfa y beta a una primera temperatura de trabajo dentro de un intervalo de primera temperatura en el campo de la fase alfa y beta de la aleación de titanio alfa y beta. La aleación se enfría lentamente desde la temperatura de trabajo. Tras completar el trabajo y enfriar lentamente desde la primera temperatura de trabajo, la aleación comprende una microestructura primaria de partículas de fase alfa globularizada. La aleación se trabaja a una segunda temperatura de trabajo dentro de un intervalo de segunda temperatura en el campo de la fase alfa y beta. La segunda temperatura de trabajo es menor que la primera temperatura de trabajo. Se trabaja a la tercera temperatura de trabajo en un intervalo de tercera temperatura en el campo de la fase alfa y beta. La tercera temperatura de trabajo es menor que la segunda temperatura de trabajo. Luego de trabajar a una tercera temperatura de trabajo, la aleación de titanio comprende un tamaño de grano deseado de fase alfa refinado.