近β钛合金的锻造制品的制备方法转让专利
申请号 : CN201180046734.8
文献号 : CN103237915B
文献日 : 2015-03-11
发明人 : V·V·泰特于金 , I·V·列文
申请人 : 威森波-阿维斯玛股份公司
摘要 :
本发明涉及近β钛合金的加工，且可用于制造在航天工程中的结构部件和组件。在从近β钛合金制造变形的制品中，制造了包含钛、钒、钼、铬、铁、锆、氧和氮的钛合金锭。通过重复的加热、变形和冷却对锭进行热机械加工。产生了具有在横截面中100mm以上的厚度和大于6m长度的高精度冲压制品，其具有稳定的高极限拉伸强度值和断裂韧性值。
权利要求 :
1.一种近β钛合金的锻造制品的制备方法，包括：熔炼锭以及通过多次加热、锻造和冷却操作对其进行热机械加工，该方法的特征在于：熔炼的锭以重量百分比计含有：4.0～
6.0铝、4.5～6.0钒、4.5～6.0钼、2.0～3.6铬、0.2～0.5铁、最多2.0的锆、最多0.2的氧以及最多0.05的氮，其中热机械加工包括：加热至高于BTT 150～380℃的温度并以
40～70％的应变进行热加工，加热至高于BTT 60～220℃的温度并以30～60％的应变进行热加工，加热至低于BTT20～60℃的温度并以30～60％的应变进行热加工，随后通过加热至高于BTT 70～140℃的温度并以20～60％的应变进行热加工然后冷却至环境温度实施再结晶，然后加热至低于BTT 20～60℃的温度并以30～70％的应变进行热加工，以及通过加热至高于BTT 30～110℃的温度并以15～50％的应变进行热加工然后冷却至环境温度实施额外再结晶，然后加热至低于BTT 20～60℃的温度并以50～90％的应变进行热加工，然后进行最终热加工。
2.权利要求1的方法，其特征在于最终热加工，所述最终热加工是在将温度加热至低于BTT 10～50℃后以20～40％的应变进行的，以确保大于1200MPa的极限拉伸强度和至少35MPa√m的断裂韧性K1C。
3.权利要求1的方法，其特征在于最终热加工，所述最终热加工是在将温度加热至高于BTT 40～100℃后以10～40％的应变进行的，以确保大于70MPa√m的断裂韧性K1C和至少1100MPa的极限拉伸强度。
4.权利要求1的方法，其特征在于对复杂形状的构件进行额外的热加工：将温度加热至低于BTT 20～60℃后以最高15％的应变进行热加工，所述额外的热加工在最终热加工之后进行。
说明书 :
近β钛合金的锻造制品的制备方法
技术领域
[0001] 本发明涉及有色冶金即钛合金的热机械处理，并且可用于制备用于航天应用(主要为起落架和机身应用)的高强度近β钛合金的结构部件和构件。
背景技术
[0002] 高比强度的近β钛合金对于它们在机身结构中的应用是非常有利的。制造具有竞争力的客机的主要障碍在于结构制造和材料选择以及性能和重量的良好平衡。当前增加商业飞机尺寸和重量的趋势决定了对这些合金的需求，这又导致了高负载构件例如起落架和机身构件的增大的截面，其具有机械性能的所需均匀水平。除此以外，对材料的要求变得显著更严格，即高强度和高断裂韧性的良好平衡已成为一项要求。所述结构由高合金钢或钛合金制造。钛合金替代合金钢潜在地非常有利，因为它推动了至少1.5倍的减重，提高耐蚀能力以及减少维护。这些钛合金给出了该问题的解决方案，并且可以用于制造大范围的重要产品，包括大的模锻件和截面尺寸超过150～200mm的锻件以及具有小截面的半成品，例如棒材，厚度至多为75mm的板，所述小截面半成品广泛地用于制造不同的飞行器构件，包括紧固件。尽管与钢相比这些钛合金具有有利的强度行为，但是它们的应用受到加工能力的限制，即受到如下限制：由于与高合金钢相比的较低热加工温度，热加工期间相对大的应变，低热导率并且难以实现均匀的机械性能和结构，特别是对于厚截面部件。因此，需要单独的加工方法来获得所规定的金属品。
[0003] 在与其它钛合金如Ti-10V-2Fe-3Al相比时，近β钛合金Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-Zr的特征在于某些优势。它们不易偏析，显示出比Ti-10V-2Fe-3Al合金的强度高至多10％的强度行为，具有改善的淬硬性，这使得能够生产截面尺寸超过200mm(几乎是两倍高)的具有均匀结构和性能的锻件，它们的特征还在于改善的可加工性。此外，该类合金展示出的断裂韧性与具有超过1100MPa强度的Ti-6Al-4V合金的断裂韧性可比，在该强度下比Ti-6Al-4V的强度高150-200MPa。这些合金满足了对于现有技术的飞机所提出的要求。例如，一种先进的飞机使用该类合金制备的锻件，其重量为23kg(50磅)至2600Kg(5700磅)不等，长度为400mm(16英寸)至5700mm(225英寸)。控制这些产品的品质的关键因素在于其热机械处理。已知的方法不能生产出所需的稳定机械性能。
[0004] 存在一种已知的生产钛合金坯料的方法，其包括：通过在β相区温度下镦锻和拉拔(以50-60％的应变)进行锭的热加工，在α+β相区温度下以50-60％的应变锻造坯料，以及在β相区温度下以50-60％的应变进行坯料的最终热加工，随后在超过β转变温度(以下称为BTT)20～60℃的温度对锻件进行退火，并且均热20-40分钟(USSR发明人证书No.1487274，IPC B21J5/00，1999.06.10公开)。
[0005] 已知方法的特征在于不能充满复杂形状模锻件的高而薄的肋的可能性是高的，并且在β相区温度下以50-60％的应变进行坯料的单独热加工期间的变形局限性是高的。此外，当通过一些加热操作在β相区完成坯料的最终热加工时，由于二次再结晶这将不可避免地导致晶粒的相当大的长大，这造成机械行为的劣化。
[0006] 存在一种已知的制造用于紧固件应用的近β钛合金棒的方法，其包括：将坯料加热至β相区中的超过β转变温度的温度，在该温度下轧制，冷却至环境温度，将轧材加热至α+β相区中的低于β转变温度20-50℃的温度，并在该温度终轧(RF专利No.2178014，IPC C22F1/18，B21B3/00，2002.02.10公开)-原型。
[0007] 所述已知方法的一个缺点在于，其应用为轧制相对小的型材，为此在(BTT-20)～(BTT-50)℃的最终热加工足以获得所需显微组织水平以及由此带来的所需机械性能水平。然而，对于具有大截面尺寸(厚度超过101mm)和大的总体尺寸的复杂形状产品来说，在α+β相区中以特定应变进行最终热加工不足以获得均匀的显微组织和均一的机械性能。
此外，热机械处理的特定参数并不是对于生产大的模锻件优化的。
此外，热机械处理的特定参数并不是对于生产大的模锻件优化的。
发明内容
[0008] 本发明的目的在于受控地生产由近β钛合金制成的制品，该制品具有均匀的组织以及均一和高水平的强度和高断裂韧性。
[0009] 该方法的技术效果在于生产具有稳定性能的近终形锻件，其具有100mm以上的厚度，超过6m的长度，且保证以下的机械性能水平：
[0010] 1.大于1200MPa的极限拉伸强度和不小于35MPa√m的断裂韧性K1C。
[0011] 2.大于70MPa√m的断裂韧性K1C，和不小于1100MPa的极限拉伸强度。
[0012] 上述设定的目的借助于近β钛合金的锻造制品的制造方法得以实现，所述方法由熔炼锭和通过多次加热、热加工和冷却操作进行热机械处理构成。熔炼的锭以重量百分比计包含：4.0～6.0铝、4.5～6.0钒、4.5～6.0钼、2.0～3.6铬、0.2～0.5铁、最多2.0的锆、最多0.2的氧以及最多0.05的氮。热机械处理包括：加热至高于BTT 150～380℃的温度并以40～70％的应变进行热加工，加热至高于BTT 60～220℃的温度并以30～60％的应变进行热加工，加热至低于BTT 20～60℃的温度并以30～60％的应变进行热加工，随后通过加热至高于BTT70～140℃的温度然后以20～60％的应变进行热加工并冷却至环境温度实施再结晶处理，加热至低于BTT 20～60℃的温度，以30～70％的应变进行热加工，以及通过加热至高于BTT 30～110℃的温度并随后以15～50％的应变进行热加工然后冷却至环境温度实施额外再结晶处理，接着加热至低于BTT 20～60℃的温度以50～90％的应变进行热加工，然后进行最终热加工。
[0013] 在加热至低于BTT 10～50℃的温度后以20～40％的应变进行最终热加工，以确保极限拉伸强度大于1200MPa并且断裂韧性K1C不低于35MPa√m。为了确保断裂韧性K1C大于70MPa√m并且极限拉伸强度不低于1100MPa，在加热至高于BTT 40～100℃的温度后以10～40％应变进行最终热加工。复杂形状模锻件的最终热加工之后是在加热至低于BTT 20～60℃的温度后以不超过15％的应变进行的额外热加工。
[0014] 为了生产极限拉伸强度至少1100MPa并且断裂韧性K1C不低于70MPa√m的近终形模锻件，提出了广泛地使用在β相区的该合金模锻件，在该相区中与在α+β相区的热加工相比，应变抵抗性减小，这提供了以高金属利用率因子(MUF)生产近终形模锻件的潜在能力，由于在热加工前期的阶段中成型的与最终制品形状接近的形状，其中热加工应变为10～40％。
[0015] 所提供的生产方法包括：在将锭加热至高于BTT 150～380℃的温度后，以40～70％的应变进行第一次热加工，这将有助于破坏铸态组织，混合合金的化学组成，将坯料压实，从而消除熔炼来源的缺陷，例如孔洞、空洞等。低于特定范围的加热温度导致塑性行为的劣化，使热加工困难并且促进表面开裂。高于特定范围的加热温度导致气体饱和度的显著增长，这在热加工期间造成表面分裂，劣化金属表面品质并因此增加表面层的去除量。在加热至高于BTT 60～220℃的温度后以30～60％的应变进行的随后热加工有助于将晶粒破碎至小尺寸(与铸态晶粒相比)，并改善金属延展性，从而在α+β相区中的后续热加工期间不产生缺陷。在将金属加热至低于BTT 20～60℃的温度后以30～60％的应变进行的随后热加工破坏大角度晶界，提高位错的密度，即促进加工硬化。金属的特征在于提高的固有能，而且到高于BTT 70～140℃的随后加热连同以20～60％的应变进行的热加工之后是再结晶与晶粒细化。由于中间料的大截面，在工艺的该阶段还未获得所要求的晶粒尺寸，因此在加热至低于BTT 20～60℃的温度后以30～70％的应变重复加工硬化。之后，重复进行再结晶。通过加热至高于β转变温度30～110℃的温度并以15～50％的应变进行热加工，然后冷却至环境温度来实施额外再结晶，导致在工件中形成具有不超过3000μm的尺寸的等轴粗晶。在加热至低于β转变温度20～60℃后以50～90％的应变进行进一步的热加工，从而生产出均匀的细晶粒的球状显微组织。
[0016] 所述发明记载了最终热加工，其基于断裂韧性和极限拉伸强度的所需组合而进行。为了获得大于1200MPa的极限拉伸强度和至少35MPa√m的断裂韧性K1C，在加热至低于β转变温度10～50℃的温度后以20～40％的应变进行最终热加工，这沿工件的整个截面产生了等轴的细球形层状组织，该组织支持了高水平的强度以及可接受的断裂韧性K1C值。最终热加工期间的加热温度范围促进了初生α相的细化和凝固。为了获得大于70MPa√m的断裂韧性K1C和至少1100MPa的极限拉伸强度，在加热至超过β转变温度40～100℃的温度后以10～40％的应变进行最终热加工。该最终热加工沿工件截面产生均匀的层状组织，该组织支持了高的K1C值和可接受水平的强度。
[0017] 在复杂形状的产品中实现不需要的后热处理效应时，例如轮廓不全、模膛欠充等，在加热至(BTT-20℃)～(BTT-60℃)的温度后可方便地以不超过15％的应变在α+β相区引入额外的热加工，这助于获得所要求的产品形状并保持所规定的金属品质。
具体实施方式
[0018] 可由以下示例性的实施方案证明所提供发明的工业应用性。
[0019] 熔炼具有以下平均化学组成(见表1)的740mm直径的锭来测试所述方法。
[0020] 表1
[0021]
[0022] 使用不同的热机械处理参数将这些锭制成复杂形状的模锻件。
[0023] 将1号锭加热至高于BTT 330℃的温度，并以65％的应变进行全面锻造。之后，将金属加热至高于BTT 200℃的温度，并以58％的应变进行热加工，随后在加热至低于BTT30℃的温度后以55％的应变进行锻造。然后，通过加热至高于BTT 120℃的温度以及随后以25％的应变进行热加工将材料进行再结晶。然后，在加热至低于BTT 30℃的温度和以
40％的应变进行热加工后将材料重复进行加工硬化，并在将金属加热至高于BTT 100℃的温度和以15％的应变进行热加工后进行额外的再结晶。接着，在加热到低于BTT 30℃的温度后，对坯料进行锻造，在加热至低于BTT 50℃的温度后在成型的模具中进行锻造并预成形，在坯料不同部分中的所得热加工程度为75～85％。为了满足1200MPa的极限拉伸强度和大于35MPa√m的断裂韧性的要求，将金属加热至低于BTT 30℃的温度并且在锻造部件的不同部分以20～30％的应变在最终模具中进行锻造。在使用已知参数进行热处理(固溶热处理和时效)后，对部件进行测试(见表2)。作为参考，表2中给出了通过已知生产方法由Ti-10V-2Fe-3Al合金制备的类似部件的机械性能。
40％的应变进行热加工后将材料重复进行加工硬化，并在将金属加热至高于BTT 100℃的温度和以15％的应变进行热加工后进行额外的再结晶。接着，在加热到低于BTT 30℃的温度后，对坯料进行锻造，在加热至低于BTT 50℃的温度后在成型的模具中进行锻造并预成形，在坯料不同部分中的所得热加工程度为75～85％。为了满足1200MPa的极限拉伸强度和大于35MPa√m的断裂韧性的要求，将金属加热至低于BTT 30℃的温度并且在锻造部件的不同部分以20～30％的应变在最终模具中进行锻造。在使用已知参数进行热处理(固溶热处理和时效)后，对部件进行测试(见表2)。作为参考，表2中给出了通过已知生产方法由Ti-10V-2Fe-3Al合金制备的类似部件的机械性能。
[0024] 将2号锭加热至高于BTT 300℃的温度，并以62％的应变进行全面锻造。之后，将金属加热至高于BTT 220℃的温度，并以36％的应变进行热加工，随后在加热至低于BTT30℃的温度后以30％的应变进行锻造。然后，通过加热至高于BTT 120℃的温度以及以
20％的应变进行随后热加工将材料进行再结晶。然后，在加热至低于BTT 30℃的温度并以
56％的应变进行热加工后将材料重复加工硬化，并且在将金属加热至高于BTT 80℃的温度并以25％的应变进行热加工后进行额外再结晶。接着，在加热到低于BTT 30℃的温度后，对坯料进行锻造，在成型模具中进行锻造并预成形，在锻件不同部分中的所得热加工程度为58～70％。为了满足至少1100MPa的极限拉伸强度和大于70MPa√m的断裂韧性的要求，将金属加热至高于BTT 80℃的温度并且在锻造的件的不同部分以15～35％的应变进行最终热加工(最终模锻)。在使用已知参数进行热处理(固溶热处理和时效)后，对部件进行测试(见表3)。
20％的应变进行随后热加工将材料进行再结晶。然后，在加热至低于BTT 30℃的温度并以
56％的应变进行热加工后将材料重复加工硬化，并且在将金属加热至高于BTT 80℃的温度并以25％的应变进行热加工后进行额外再结晶。接着，在加热到低于BTT 30℃的温度后，对坯料进行锻造，在成型模具中进行锻造并预成形，在锻件不同部分中的所得热加工程度为58～70％。为了满足至少1100MPa的极限拉伸强度和大于70MPa√m的断裂韧性的要求，将金属加热至高于BTT 80℃的温度并且在锻造的件的不同部分以15～35％的应变进行最终热加工(最终模锻)。在使用已知参数进行热处理(固溶热处理和时效)后，对部件进行测试(见表3)。
[0025] 将3号锭加热至高于BTT 250℃的温度，并以45％的应变进行全面锻造。之后，将金属加热至高于BTT 190℃的温度，并以53％的应变进行热加工，随后在加热至低于BTT30℃的温度后以56％的应变进行锻造。然后，通过加热至高于BTT 120℃的温度以及以
25％的应变进行随后热加工将材料进行再结晶。然后，在加热至低于BTT 30℃的温度并以
55％的应变进行热加工后将材料重复加工硬化，并且在将金属加热至高于BTT 80℃的温度并以15％的应变进行热加工后进行额外再结晶。接着，在加热到低于BTT 30℃的温度后，对坯料进行锻造，在成形模具中锻造并预成形，然后在加热至低于BTT 30℃的温度后，在中间模具中锻造坯料并且锻件的不同部分中的所得热加工程度为70～80％。为了满足至少
1100MPa的极限拉伸强度和大于70MPa√m的断裂韧性，将金属加热至高于BTT 80℃的温度并且在锻件的不同部分中以10～25％的应变进行最终热加工(最终模锻)。为了避免模膛欠充，在加热至低于BTT 30℃后以5-10％的应变对金属进行额外的热加工。在使用已知参数进行热处理(固溶热处理和时效)后，对部件进行测试(见表3)。
25％的应变进行随后热加工将材料进行再结晶。然后，在加热至低于BTT 30℃的温度并以
55％的应变进行热加工后将材料重复加工硬化，并且在将金属加热至高于BTT 80℃的温度并以15％的应变进行热加工后进行额外再结晶。接着，在加热到低于BTT 30℃的温度后，对坯料进行锻造，在成形模具中锻造并预成形，然后在加热至低于BTT 30℃的温度后，在中间模具中锻造坯料并且锻件的不同部分中的所得热加工程度为70～80％。为了满足至少
1100MPa的极限拉伸强度和大于70MPa√m的断裂韧性，将金属加热至高于BTT 80℃的温度并且在锻件的不同部分中以10～25％的应变进行最终热加工(最终模锻)。为了避免模膛欠充，在加热至低于BTT 30℃后以5-10％的应变对金属进行额外的热加工。在使用已知参数进行热处理(固溶热处理和时效)后，对部件进行测试(见表3)。
[0026] 作为参考，在表3中给出了通过已知生产方法由Ti-6Al-4V合金制备的类似部件的机械性能。
[0027] 因此，本发明有助于控制组织均匀性并且确保了由高强度近β钛合金制成的