鈦合金顯微結構細化方法及鈦的高溫－高應變速率超塑性成形的製作方法

2023-10-16 22:40:44 1

專利名稱：鈦合金顯微結構細化方法及鈦的高溫－高應變速率超塑性成形的製作方法
技術領域：
本發明涉及一種鈦合金顯微結構細化方法及鈦的高溫-高應變速率超塑性成形方法。
相關申請的交叉引用本申請要求在2003年12月11日提交的、順序號為60/528,660的美國臨時專利申請，其標題為「鈦合金顯微結構細化方法及鈦的高溫-高應變速率超塑性成形(Titanium Alloy Microstructural Refinement and High Temperature-High StrainRate Superplastic Forming of Titanium Alloys)」的優先權，在此通過完整引用上述專利進行結合。
聯邦基金研究所聲明本發明至少部分在合同號F33615-03-D-5801下由美國空軍所獲得。政府在本發明中擁有確定的權利。
背景技術：
在很多應用中，必須減小鈦合金的晶粒尺寸。然而，在減少鈦合金尺寸的處理中要求許多重複的處理步驟，這在時間及開支上均存在劣勢。在圖1顯示了傳統上用於在鈦合金中製造半成品及成品的單熱機處理(TMP)步驟順序，及通過這些步驟所產生的顯微結構。其涉及三個通常處理過程鑄錠分解，變換，及完工(圖1(a))。鑄錠分解的目標是分解該粗糙的類鑄件的顯微結構及獲得具有精製的在先β晶粒尺寸的薄層結構。變換處理涉及將鑄錠變換成軋製成品(如，坯段，薄板及棒)，同時該薄層顯微結構(圖1(b))分解成等軸晶粒(圖1(c))。這是採用諸如圖1(d)中所示出的榫接處理通過大範圍變形(＞75％縮小)來達成的。因為坯段在單榫接步驟中可耐受而不破壞的變形數量遠小於這個數量，這種機械性工作步驟的多次重複必須處於α+β相域。完工涉及具有適當熱處理的α+β或是β處理以獲得預期的最終顯微結構。雖然，在鑄錠分解後所產生的薄層顯微結構展現了高強度及斷裂韌度，在變換處理後所產生的等軸晶粒在低循環疲勞負荷下具有優秀的展延性及最初抗斷裂性。因而，用於大多數鈦合金的TMP順序中的鑄錠分解及變換步驟是關鍵，且消耗相當數量的時間(14-16小時)。故需要存在一種用於顯微結構細化的改進方法，減少或消除該重複的處理步驟，從而減少在組件製造中當保持必要的顯微結構控制的花費及前置時間。這樣的一個處理會提供改進的顯微結構細化及使該鈦組件的產品更加廉價。
超塑性是指材料的一種在拉力下經受大塑性變形(超過200％延伸率)而不損壞的能力且其代表性的表現為材料具有細晶粒尺寸(＜10μm)。鈦合金通常在高溫時由於在整個β相域的快速的晶粒生長而不會表現出細晶粒超塑性。使用此處描述的方法，通過限制在整個β相域的晶粒生長來實現鈦合金β相域的超塑性。故存在需求使在更高的溫度能夠實現鈦合金的超塑性；因而能夠利用較小衝壓機噸位高效地進行具有增強機械特性的複雜近網格或網格形狀的成形。存在進一步需求使在較傳統超塑性更高的應變速率上能夠實現超塑性，其將相當大地提高鍛造鈦合金產品的成品率。

發明內容
此處所提供的在鈦合金中精煉顯微結構是一種精煉鈦合金中顯微結構的方法，該方法包括使含硼鈦合金經受熱機處理(TMP)步驟中的步驟；其中，在單TMP步驟後在鈦合金中獲得細晶粒的顯微結構。結果使鈦合金具有細粒的，等軸晶粒結構，然後需經受一個或多個進一步的TMP步驟以產生預期的形狀。該TMP步驟可以是傳統的TMP步驟。然而，本發明不同於以前的方法，其僅需要一個單TMP步驟來實現細粒的，等軸晶粒結構，而在傳統方法中需要許多重複TMP步驟來獲得較小晶粒結構。鈦合金可被用於此處描述的方法中，包括傳統的及新的鈦合金。
在另一實施例中，此處描述的方法包括步驟(a)將硼添加到鈦合金中以形成含硼鈦合金；及(b)使該含硼鈦合金經受TMP步驟；其中，在單熱機處理步驟後，在鈦合金中獲得細粒的，等軸晶粒的顯微結構。在TMP步驟後，該鈦合金具有細粒的，等軸晶粒結構，這在以前只能通過重複TMP步驟獲得。在一個實施例中，該硼是以液體狀態添加到鈦合金中，其中，該硼溶解在液態鈦合金中。在第二實施例中，該硼是通過混合含硼粉末和含鈦粉末添加到鈦合金中的。儘管該處理用於將硼添加到鈦合金中，該硼也可以作為元素硼，TiB2，或任何含硼的適當母合金被添加。該硼按重量計算添加範圍為從0.01％至18.4％的數量。在一些實施例中，該硼按重量計算從0.5％至1.6％的範圍被添加進鈦合金中。
進一步提供了一種實現β相超塑性的方法，包括在使特定鈦合金與硼內容發生聯繫的應變速率及溫度條件下使合金變形的步驟。該變形條件，例如，該溫度及應變速率可容易地被本技術領域的技術人員所確定，或者通過預定的針對特定含硼鈦合金的顯微結構的結構圖所確定。同時提供了形成鈦合金零件的方法，該方法包括選擇含硼鈦合金，確定實現β相超塑性所必須的溫度及應變速率，及給該含硼鈦合金應用足夠的溫度及應變速率以使該合金變形至預期的形狀。同時提供通過這些方法所精製的零件。
在這裡，提供在鈦合金中形成TiB沉澱物的方法。在一個實施例中，該硼以液體狀態被加入到合金中，其中，該硼溶解在液態鈦合金中。該硼液體是選擇自包括元素硼，TiB2，含硼鈦合金及其結合的組中。該液體然後被澆鑄成產品形式，鑄成坯段，或變換成粉末。該含硼鈦合金粉末可被固結，經由傳統壓緊技術，例如單向壓緊，真空熱壓，熱均衡衝壓，等等，或者通過其他新穎的壓緊技術。
在另一方法中，可通過將固體含硼微粒及粉末與固體含鈦微粒混合形成含硼鈦合金。該方法包括混和固體微粒與固體含鈦微粒，直到該微粒成為均勻分布的硼-鈦合金混合物；對該均勻分布的硼-鈦合金混合物進行除氣操作；對該均勻分布的硼-鈦合金混合物加熱使硼與鈦起反應；及將該起反應的粉末固結。該硼粉末是選擇自包括元素硼，TiB2，含硼鈦合金及其結合的組中。結果使含硼鈦合金在β相具備變形超塑性，通過應用合適的溫度及應變速率。
硼的在鈦合金中的按重量計算可處於0.01％至18.4％的範圍內。在一些實施例中，硼在合金中呈現從0.5％至1.6％的重量級。此處所描述的在鈦合金中實現β相超塑性的方法可以通過以含硼合金開始來實現，而無需進行添加硼的步驟。
亦提供通過此處所描述的方法所製成的鈦零件。


圖1(a)用於鈦合金的典型熱機處理順序，(b)鑄錠分解後發展出的薄層顯微結構，(c)在變換後所產生的等軸晶粒的顯微結構，(d)典型的用於鈦合金變換的榫接順序。
圖2顯示產生Ti-B合金產品的典型途徑的流程圖。
圖3 Ti-6Al-4V-0.5B後向散射SEM顯微圖(a)類鑄件HIP以及(b)在1100℃擠壓之後。
圖4 Ti-6Al-4V-1.6B後向散射SEM顯微圖(a)類標準(as-received)的粉末微粒橫截面，以及(b)在1200℃擠壓之後。
圖5(a)壓緊的Ti-6Al-4V-1.6B的照片，(b)擠壓的棒的照片，以及(c)在擠壓的橫向上的後向散射SEM顯微圖。
圖6鍛造確認試驗(a)可以充滿Ti-6Al-4V-1.6B粉末並在排氣之後以真空密封，(b)固結的坯段(c)在罐材加工之後(d)擠壓之後，以及(e)擠壓橫截面的顯微結構的後向散射掃描電子顯微鏡(SEM)圖。
圖7顯示幾個Ti-B合金鑄件的成分配製表。
圖8顯示0.02％硼，0.1％，以及0.4％硼的CP Ti-xB顯微結構的顯微圖。
圖9顯示在Ti-64中經由添加硼的晶粒細化的顯微圖及顯示在β晶粒尺寸微米硼重量比濃度的圖。
圖10下述的SEM BEI顯微圖(a)由預合金粉末途徑所產生的Ti-6Al-4V-1.6B，及(b)由混合元素的途徑所產生的Ti-6Al-4V-2.9B。兩個圖均顯示了在類緊密(as-compacted)的材料中的細粒等軸晶粒的尺寸及TiB沉澱物。
圖11類擠壓(as extruded)的Ti-6AI-4V-1.6B的SEM BEI顯微圖，及鄰近的可顯示在β相轉變溫度以上的處理過程中添加硼以阻止晶粒生長的有效的能力。
圖12對於(a)Ti-6AI-4V-1.6B及(b)Ti-6AI-4V-2.9B高溫作業的顯微結構圖。
圖13對於通過預合金粉末方法所產生的Ti-6AI-4V-1.6B，隨溫度其受張力的拉伸變化至失敗的圖。
圖14(a)對於通過混和粉末方法所產生的Ti-6AI-4V-1.6B及具有薄層及等軸的開始顯微結構的Ti-6AI-4V，隨溫度其受張力的伸展至失敗的變化圖。(b)Ti-6AI-4V-2.9B拉伸樣品在變形前後的照片。
圖15(a)對於通過預合金粉末方法在900-1200℃及10-3到10-1範圍所產生的Ti-6AL-4V-1.6B壓緊(相當TiBw容積率＝10％)高溫作業的處理圖。(b)對於通過混和粉末方法所產生的Ti-6AL-4V-1.6B壓緊(相當TiBw容積率＝20％)高溫作業的處理圖。
具體實施例方式
提供鈦合金顯微結構細化方法在鈦合金中的顯微結構細化是在鈦合金組件成形中的一個基本步驟，用於獲得強度/展延性及耐破壞性之間的平衡。通常，這點需通過大量的機械工作在高溫下持續幾個小時來分解粗的類鑄件顯微結構和在坯段變換的整個過程中將薄層顯微結構變換成等軸晶體形態來實現。此處提供的是一種對於鈦合金顯微結構變換的新穎的方法，其通過將硼的添加與最小的熱機處理相結合。硼的添加導致在原位置處形成鈦硼化物(TiB)沉澱物，其不僅可限制晶粒在高溫時的生長，而且有助於在熱處理過程中的晶核形成及細粒等軸晶粒的生長。此處所描述的方法實現顯微結構細化是通過充分利用在合金顯微結構演變中TiB沉澱物的影響並與最小熱機變形處理相結合。因而能夠減少或消除幾個冗長的處理步驟，特別是在傳統的鑄錠分解及坯段變換操作過程中所必需的步驟。這個創新顯著地可減少前置時間及改善鑄造的鈦合金產品的成本。
鈦合金提供具有獨特的機械及物理特性的結合，其可使它們被期望用於多種重要的應用。鈦合金中類鑄件顯微結構是非常粗的，且這些必需被細化以符合機械應用上的特性(強度，展延性及耐破壞性等)要求。該期望的特性的平衡通過控制顯微結構所獲得，傳統上是通過大量的涉及坯段加熱及機械變形的熱機處理(TMP)順序來實現的，其在幾個小時的期間內被重複許多次。此處所描述的方法的目的在於描述一種對現有技術的新的改進，以實現顯微結構的細化而無需長時間對坯段進行處理及昂貴地重複TMP步驟。此次揭露的方法涉及添加小數量的硼到鈦合金中，其導致強的TiB金屬間混合沉澱物的形成，及在隨後的熱機處理中使用這些在合金顯微結構演變中的影響。該TiB沉澱物限制了晶粒在高溫時的生長，並幫助改變鈦相變換動力學以隨單TMP步驟產生細晶粒的顯微結構。該新方法已成功地通過了再現性及連貫性證實。按比例增加擠壓及鑄件的實現證明了該新生產過程在更大的組件在複雜製造條件理的可行性。
此處所描述的方法是顯微結構細化方法，其與傳統的鈦合金相關聯並被期望為最新發展的合金所服務。所有合金組成均以重量百分比提供。如圖1所示，示出用於製造鈦合金半成品及成品的現有TMP步驟的順序，並隨同通過這些步驟所產生的顯微結構。其涉及三個通常處理過程鑄錠分解，變換，及完工(圖1(a))。鑄錠分解的目標是分解該粗糙的類鑄件的顯微結構及獲得具有細粒的在先β晶粒尺寸的薄層結構。變換處理涉及將鑄錠變換成軋製成品(如，坯段，薄板及棒)，同時伴隨著該薄層顯微結構(圖1(b))分解成等軸晶粒(圖1(c))。這是採用諸如榫接處理通過大範圍變形(＞75％縮小)來達成的。因為坯段在單榫接步驟中可耐受而不破壞的變形數量遠小於這個數量，這種機械性工作步驟的多次重複必須處於α+β相域。完工涉及具有適當熱處理的α+β或是β處理以獲得預期的最終顯微結構。雖然，在鑄錠分解後所產生的薄層顯微結構展現了高強度及斷裂韌度，在變換處理後所產生的等軸晶粒在低循環疲勞負荷下具有優秀的展延性及最初抗斷裂性。因而，用於大多數鈦合金的TMP順序中的鑄錠分解及變換步驟是基本的，且消耗相當數量的時間(14-16小時)。故需要存在一種用於顯微結構細化的改進方法，減少或消除該重複的處理步驟，從而減少在組件製造中當保持必要的顯微結構控制的花費及前置時間。這樣的一個處理會提供改進的顯微結構細化及使該鈦組件的產品更加廉價。
此處，我們證實一種新穎的通過在硼改變後進行單熱機處理(TMP)在鈦合金中獲得細粒的顯微結構屬性方法。該合金改變所引起的細粒的顯微結構屬性的自然演變，和在傳統鈦合金中利用現有方法僅通過大量變換處理步驟所獲得的是相似的。
如此處所描述，硼被添加入任何鈦合金以細化顯微結構及以在隨後的TMP過程中保持該細化的顯微結構。在圖2的流程圖中顯示了一些被用於產生Ti-B合金產品的途徑。硼可被添加進鈦合金，以液體狀態，或者經粉末冶金術或相應技術通過混合固體微粒來實現。當添加的為液體狀態，該硼溶解在液態鈦合金中，且來自固體鈦合金該TiB金屬間相沉澱物直到冷卻。由於液體狀態，硼更改的合金隨後可被鑄造成坯段，或鑄造成產品形式，或可經由任何傳統的或新的粉末變換技術被變換成粉末。用這種方法所產生的含硼鈦合金粉末可經由傳統的或改良的技術被固結及/或形成。當該硼是通過混合固體微粒來添加時，適當的混和處理是必須的，以確保證硼的均勻分布。該混和的硼然後進行適當除氣(以去除雜質)，熱處理(以使得到穩定TiB微粒形式)及固結處理。在上述每一種過程中，該固結的含硼鈦合金坯段可被經受更多的TMP以產生預期的形狀。然而，產生預期的顯微結構所必須的TMP的數量相較於傳統方法可被引人注目地減少。
無論液體狀態處理還是粉末冶金技術，該硼也可以添加作為元素硼，作為TiB2，或作為任何含硼的適當母合金。此處描述的晶粒細化效果在大部分合金Ti-6AL-4V中對於從0.5-1.6％的硼等級已被驗證。按照此處所描述的方法，所添加的硼最低為0.01％且最高為18.4％，依賴於諸如合金成份等的因素。
在一些實施例中，添加進鈦合金中的硼的數量可少到微量。在多數實施例中，所添加的硼的數量處於0.01％到18.4％的範圍內。在一些實施例中，所添加的硼的數量處於0.01％到0.05％的範圍內。在其他實施例中，所添加的硼的數量處於0.01％到0.1％的範圍內。在其他實施例中，所添加的硼的數量處於0.1％到0.5％的範圍內。在其他實施例中，所添加的硼的數量處於0.5％到1.6％的範圍內。在其他實施例中，所添加的硼的數量處於1.6％到2.9％的範圍內。此外，添加進鈦合金中的硼的數量可以處於0.01％到18.4％的範圍內，包括0.01％，0.02％，0.03％，0.04％，0.05％，0.06％，0.07％，0.08％，0.09％，0.1％，0.2％，0.3％，0.4％，0.5％，0.6％，0.7％，0.8％，0.9％，1.0％，1.1％，1.2％，1.3％，1.4％，1.5％，1.6％，1.7％，1.8％，1.9％，2％，3％，4％，5％，6％，7％，8％，9％，10％，11％，12％，13％，14％，15％，16％，17％，18％，直到18.4％。使用此處描述的方法，對於特定合金的硼的合適數量可以很容易地被本領域的技術人員所確定。
例如，在一些Ti-xB合金的實施例中，x處於從0.02％到0.4％的範圍內；在一個實施例，x是0.02％；在另一個實施例，x是0.1％；在再一個實施例，x是0.4％。在一些Ti-64-xB合金的實施例中，x處於從0.02％到1.0％的範圍內；在另一個實施例中，其中，特定實施例為x是0.02％，0.05％，0.1％，0.4％，1％。
這些實施例是代表性的例子。
鑄造步驟作為本方法的一個例子，鑄件Ti-6AL-4V-0.5B是由波特蘭PCC建築有限公司(PCC Structurals，Inc，.Portland OR)所提供的通過三倍消耗電弧熔化並在900℃均衡加壓一小時所產生的。被添加到合金的硼溶解成TiB2的形式，其完全熔解於熔融物中，且在凝固過程中在原處形成TiB。該鑄件尺寸為直徑75mm及高度125mm。最終的顯微結構如圖3(a)所顯示，其顯示TiB沉澱物完全均勻地分散進薄層鈦合金顯微結構。該坯段被加熱到1100℃，浸泡一小時，利用擠壓比16.5∶1的拉模以衝擊速度6.35mms-1在一個被加熱到260℃腔室內進行擠壓，且擠壓棒被空氣冷卻到室溫。擠壓後的顯微結構如圖3(b)所示，其顯示了具有2μm晶粒尺寸的完全的等軸晶體形態。僅僅利用目前的方法擠壓後約一個小時就可獲得該等軸晶粒顯微結構，而利用現有技術中的方法產生相似的顯微結構必須需要幾個小時。
預合金粉末步驟通過插入氣體(氬)霧化所精製的Ti-6AL-4V-1.6B的預合金粉末是由美國賓州匹茲堡熔爐研究公司(Crucible Research Corporation，Pittsburgh，PA)所提供的。被添加到合金的硼溶解成TiB2的形式，其完全熔解於熔融物中，且在粉末產生過程中在原處形成TiB。該熔化過程涉及在水冷銅熔爐裡的適當數量原料(Ti，AL-V母合金，及TiB2)進行感應凝殼(用鈦合金製成)熔煉。Ti-6AL-4V-1.6B粉末被篩過以獲得-100網格尺寸粒級(150μm網孔尺寸)。粉末微粒的橫截面的典型顯微結構如圖4(a)所顯示，其揭示了細的TiB沉澱以短晶須的形式存在。
大約一千克類標準的粉末被填充進直徑為70mm且長為130mm的厚壁Ti-6AL-4V-1.6B罐。該粉末在300℃時除氣24小時並密封。該罐覆蓋有用作潤滑劑並最小化氧化破壞的玻璃。加熱到1200℃，浸泡一小時，然後在被加熱到260℃擠壓腔室內經受深衝模壓緊(BC)。通過衝擊速度6.35mms-1，該坯段高度被減少約30％，該壓緊被控制在1400Mpa壓強下持續180秒，且隨後氣冷到室溫。在粉末固結後的顯微結構如圖4(b)所示，其顯示了一種等軸晶粒的晶粒結構。為獲得這種細化的顯微結構，在現有技術中，在壓緊之後在兩個相域中必須進行的大量處理，然而在新的方法中，該壓緊步驟其本身足夠獲得與顯微結構細化相同的全密度。
利用下述處理排程，可對壓緊的坯段進行擠壓加熱到1100℃，浸泡一小時，利用16.5∶1拉模進行圈到圈擠壓，6.35mms-1的衝擊速度，並氣冷至室溫。擠壓前的坯段，擠壓的棒，及擠壓後的顯微結構如圖5所示。圖5(c)中的擠壓的Ti-6AL-4V-1.6B顯示了一種完全等軸的顯微結構，當Ti-6AL-4V罐材遭受到同樣的壓力條件顯示出具有2-3mm的在先β晶粒尺寸的非常粗的薄層顯微結構。圖5(c)清楚地證實了在以最小數量的TMP生產及穩定化處理細粒等軸晶粒結構中添加少量硼的的效力。
通過此處所描述的方法所實現的顯微結構細化的結構與傳統採用的有很大的不同。首先，在很高溫度(包括β相轉變溫度之上的溫度)處理後不會出現晶粒生長，清楚地顯示了硼化物有效地阻止了晶界。當沒有硼化物時，在β相轉變溫度以上，會出現了迅速的晶粒粗化。第二，等軸晶形態的存在勝於典型地使用其他方法所觀察到的薄層顯微結構，即使在從β相轉變溫度之上的溫度冷卻後，清楚地指示在鈦合金中在相變換動力學上硼化物的影響。可以相信的是細粒的β相沉澱(在目前例子中的鈦硼化物)不僅扮演異向成核點，而且在矩陣中產生大量的位錯，其進一步增強α相的異向成核並導致等軸晶粒的形成。
此處描述的新顯微結構細化處理的成功執行依賴於在鈦合金中對在顯微結構演變上硼的影響的正確的理解。可產生此處所要求的顯微結構細化的溫度及應變速率的特殊條件會改變每一種合金成分，開始的顯微結構，及特殊的金屬加工所使用的處理。本領域普通技術人可以很容易地優化對於每一特殊的成分及開始的顯微結構的應變速率及溫度參數以實現鈦合金中細化的顯微結構。低低至0.01％的硼添加到鈦合金中可引起TiB沉澱物的形成，其在熱機處理過程中可使顯微結構細化。被添加到鈦合金中以獲得細化的顯微結構的硼數量依賴於合金的成分及熱機處理參數，其可很容易地被本領域普通技術人所優化。
確認實驗為了驗證該新的顯微結構細化過程，利用10000kN容量的液壓進行鍛造實驗。Ti-6AL-4V-1.6B預合金粉末被填充入一個直徑為70mm長為130mm的Ti-6AL-4V罐，除氣並真空密封。粉末在1200℃時通過單向壓緊進行固結且坯段高度被減少約30％。在壓緊之後，罐材被機器分離且該坯段被用作鍛造實驗。該坯段被加熱到1100℃，浸泡一小時，然後以衝擊速度8.5mms-1進行鍛造以獲得一個厚19mm直徑為133mm的圓盤。圖6中示出了坯段及鍛造的圓盤的照片及該鍛造顯微結構圖。其記錄下了一個無任何瑕疵的非常細粒的等軸晶粒的顯微結構。這個實驗證實了通過硼更改鈦合金的熱機處理的新的顯微結構細化方法可實現在存在於製造環境中的複雜條件下可生產大尺寸組件。
新的方法減少或消除了幾個冗長的及昂貴的鑄錠分解及變換處理步驟，因而顯著地減少了鈦合金組件製造的處理成本及前置時間。
此處所描述的方法能夠在單熱機處理步驟中獲得細化的顯微結構，使利用小尺寸鑄錠生產近網格形狀成為可能，其使材料的浪費最小化並額外節約了成本。
硼可被簡單地添加到鈦合金中熔化成另一種合金元素，因此不用增加材料成本。另外，傳統的熱機處理技術可被用於獲得顯微結構細化。
在高溫的處理能力值得注意地是可減少流動應力，其在利用較小衝壓機噸位及低成本硬模執行高溫作業操作的使用上具有優勢。
鈦合金的高溫高應變速率超塑性成形超塑性是指材料的一種在拉力下經受大塑性變形(超過200％延伸率)而不損壞的能力，且其代表性的表現為材料具有細晶粒尺寸(＜10μm)。鈦合金通常在高溫時由於在整個β相域的快速的晶粒生長而不會表現出細晶粒超塑性。使用此處描述的方法，通過限制在整個β相域的晶粒生長來實現鈦合金β相域的超塑性。此處所描述的方法利用了在整個熱機處理過程中在合金顯微結構上硼的添加的影響。由於硼的添加而形成的鈦硼化物(TiB)沉澱物限制了β晶粒生長並使變形溫度處的細粒等軸的β晶粒尺寸穩定，從而能夠形成超塑性。在更高的溫度實現超塑性的能力，可以使利用較小衝壓機噸位高效地進行具有增強機械特性的複雜近網格或風格形狀成形成為可能。在較傳統超塑性高出2-3數量級的應變速率上也會出現該β相超塑性，其相當地提高了鍛造鈦合金產品的成品率。
許多商業加工利用超塑成形來製造用於寬範圍的應用的鈦合金零件。超塑性成形提供了利用不大的衝壓機噸位形成可接近尺寸公差的複雜形狀的能力。眾所周知，許多鈦合金表現有超塑性。然而，合金表現超塑性時的溫度相對地低，且成形率因此也較低，這就限制了將超塑成形應用到小型高性能的應用中。高於被稱為β相轉變溫度(βtransus)的鈦合金變換到統一的β相的溫度時，由於異常高的原子擴散率會出現極端的快速晶粒生長，使之不適合超塑性流動[1]。該方法的目的是使此處的描述的超塑性在β相轉變溫度之上仍保持細晶粒結構，經由硼的添加及在操作條件的定製結合下的成形，以使超塑變形具有更多的優點高成形率，低流動應力，好的化學均勻性，以及無任何瑕疵的較好的顯微結構控制。
超塑性是指材料的一種在拉力下經受大塑性變形(超過200％延伸率)而不損壞的能力，材料被顯示出來的行為是具有細晶粒尺寸，通常小於10μm，並且在溫度在0.5Tm以上時並以慢應變速率(＜10-3s-1)進行變形，Tm指該材料的熔化溫度(絕對溫度K)。表現的特徵為低流動應力及高均勻的塑性流動的超塑性變形，會導致對這些類似的發展用於塑性成形技術來生產部件的相當可觀的商業興趣。超塑性形成的零件發現在航空上有特別地效用。例如，在F-15E戰鬥機的尾部的重新設計上使用超塑性成形的及擴散粘接的結構來代替傳統的薄板形成及固定的設計，可以減少726個細部部件及10,000個扣件，因此提高了戰鬥機的供應性能及製造性能[2]。超塑性成形被成功地應用於製造複雜形狀，諸如用於飛機引擎的空心扇及壓縮葉片，太空交通工具中的球形燃料罐[2]。表1給出了少數傳統鈦合金的超塑性特徵[1]。可以看出在傳統鈦合金中的超塑性僅在其溫度低於β相轉變溫度時才被發現。在高於β相轉變溫度時會出現快速晶粒生長，其摧毀了用於超塑性的重要的先決條件，即，細晶粒尺寸。傳統鈦合金的超塑性也受限於表1中所提及的低應變速率範圍。高應變速率的超塑性(＞10-2s-1)對於工程材料的形狀形成的偉大科技重要性，應歸於在具有改善的性能的生產率上的重大提高。利用此處所描述的方法可實現在整個β相域中引出及保持細化的顯微結構的能力，及因此而實現的鈦合金的β相域在高溫及高應變速率條件下的超塑性。
使用此處所描述的方法，通過添加硼及利用在合金顯微結構穩定性及熱機響應上的作用，鈦合金可被製成在β相域中的流動超塑性。利用這些方法，超塑性可被實現的應變速率較熟知方法中所能觀察到的要高2-3個數量級。此處我們描述的在β相域中能夠有多少超塑性是基於，我們的在大多數重要鈦合金Ti-6AL-4V(所有成分給出的是重量比例)加入1.6-2.9％的硼並在特定溫度/應變速率條件下變形所得到的特定觀測結果。此處所描述的方法適用於最低為0.01％及最高為18.4％的寬範圍的硼的添加，依賴於合金的成份及熱機響應。
在一些實施例中，添加進鈦合金中的硼的數量可少到微量。在多數實施例中，所添加的硼的數量處於0.01％到18.4％的範圍內。在一些實施例中，所添加的硼的數量處於0.01％到0.05％的範圍內。在其他實施例中，所添加的硼的數量處於0.01％到0.1％的範圍內。在其他實施例中，所添加的硼的數量處於0.1％到0.5％的範圍內。在其他實施例中，所添加的硼的數量處於0.5％到1.6％的範圍內。還是在其他實施例中，所添加的硼的數量處於1.6％到2.9％的範圍內。此外，添加進鈦合金中的硼的數量可以處於0.01％到18.4％的範圍內，包括0.01％，0.02％，0.03％，0.04％，0.05％，0.06％，0.07％，0.08％，0.09％，0.1％，0.2％，0.3％，0.4％，0.5％，0.6％，0.7％，0.8％，0.9％，1.0％，1.1％，1.2％，1.3％，1.4％，1.5％，1.6％，1.7％，1.8％，1.9％，2％，3％，4％，5％，6％，7％，8％，9％，10％，11％，12％，13％，14％，15％，16％，17％，18％，直到18.4％。
硼可被添加進鈦合金，以液體狀態，或者經粉末冶金術或相應技術通過混合固體微粒來實現。當添加的為液體狀態，該硼溶解在液態鈦合金中，且來自固體鈦合金該TiB金屬間相沉澱物直到冷卻。由於液體狀態，硼改進的合金隨後可被鑄造成坯段，或鑄造成產品形式，或可經由任何傳統的或新的粉末變換技術被變換成粉末。用這種方法所產生的含硼鈦合金粉末可經由傳統的壓緊技術(例如，單向壓緊，真空熱壓，熱均衡衝壓等等)被固結。當該硼是通過混合固體微粒來添加時，適當的混和處理是必須的，以確保證硼的均勻分布。該混和的硼然後被進行適當除氣(以去除雜質)，熱處理(以允許硼與鈦合金起反應得到穩定TiB微粒形式)及固結處理。無論液體狀態處理還是粉末冶金技術，該硼也可以添加作為元素硼，作為TiB2，或作為任何含硼的適當母合金。在上述每一種過程中，該固結的含硼鈦合金坯段需經受更多的熱機處理以產生預期的形狀。
兩個規則品種的Ti-6Al-4V合金，一種具有通過預合金的粉末方法所產生的1.6B及另一種具有通過混和元素方法產生的2.9B，被用於證實此處所描述的方法。在以前的例子中，該材料是通過將TiB2粉末添加到合金熔化，隨後通過經由插入氣體(氬)霧化變換成粉末而產生的。在較後的例子中，Ti-6Al-4V，TiB2及商用純鈦粉末以必需的比例混合。無論是預合金的粉末還是混合的粉末均被填充進一個由傳統Ti-6AL-4V製成的直徑為70mm且長為130mm的厚壁(6.35mm)罐。在300℃真空除氣24小時，並密封。將該罐加熱到1200℃，浸泡一小時，然後在被加熱到260℃擠壓腔室內經受深衝模壓緊。該壓緊被控制在1400Mpa壓強下持續180秒，且隨後氣冷到室溫。在壓緊後，坯段高度減少30％。在混和粉末的例子中，該壓緊的坯段然後在1300℃持續6小時經受退火處理以確保在原處的化學反應(1)的完成。
Ti+TiB2--2TiB (1)當硼已經以TiB沉澱物的形式存在於類標準的粉末中時，這個步驟在預合金粉末壓緊的情形中不是必需的。圖7顯示了在類壓緊的材料的後向散射電子成像(BEI)模式的掃描電子照片(SEM)。圖10(a)顯示了通過預合金粉末方法所產生的Ti-6Al-4V-1.6B的顯微結構，且圖10(b)展示了通過混和元素步驟所產生的Ti-6Al-4V-2.9B的顯微結構。在兩種情況中，細粒等軸晶粒的α+β顯微結構及TiB沉澱物以針葉的形式被觀察到。TiB限制晶粒生長的結果可以在圖11所展示的圖中明顯看出，其中，顯示了在β相轉變溫度以上的1100℃時壓緊擠壓的Ti-6Al-4V-1.6B的橫截面。該圖也顯示了經受了與含硼合金相同的處理條件的罐材(Ti-6Al-4V)的顯微結構。在罐材中，晶粒已生長成非常大的尺寸(～1mm)且形成了完全的薄層顯微結構，同時在含硼合金中該顯微結構由等軸的約3μm尺寸的α晶粒組成。
使用一個10mm直徑及15mm高的圓柱樣品在900-1200℃的溫度範圍及在10-310s-1範圍內的恆量應變速率下實施等溫壓縮測試。使用不同的材料模型[3]方法來分析在不同溫度，張力，應變速率下所獲得的流動應力以確定高於所計劃的溫度及應變速率的變形結構。這些結構被在不規則樣品上實施所觀察到的詳細顯微結構所證實。在這些分析的基礎上，對具有1.6B及2.9B的Ti-6AL-4V的高溫作業的顯微結構的結構圖如圖12(a)及圖12(b)所示，分別地，在β相域的超塑性在硼更改的兩種Ti-6AL-4V合金中均已被確定。超塑性範圍不僅出現在β區域中較高溫度時，而且相較於傳統用於鈦合金中超塑性的應變速率(表1)擴展到更高應變速率(直到10-1s-1)上。
表1出現超塑性的鈦合金舉例[1]

超塑性主要是通過晶界變化的機制而出現的，其要求細晶粒尺寸在變形溫度時被保持。硼添加到鈦合金中經由通過TiB沉澱對晶界有效的阻止從而在β相域提供了穩定的細晶粒尺寸，其使晶界變化處於合適的變形溫度及應變速率的結合下。在晶界變化過程中的晶粒相容是通過並發的調節過程(諸如擴散)來保持的，其在鈦合金的β相域異常高。
此處所描述的方法是一種改變傳統或新穎鈦合金以在整個β相產生並保持細晶粒的顯微結構的方法。因此在特定溫度-應變速率結合下提供超塑性。細晶粒尺寸的保持可以使傳統或新穎鈦合金在β相的超塑成形成為可能，所以低壓施加及更高的應變速率均可達成。通過在傳統或新穎的鈦合金中進行可控級的硼的添加，可達成這種進步。此處所描述的可產生最佳超塑性反應的溫度及應變速率的特定結合會針對每一種合金成分，開始顯微結構及採用的特定的金工工藝所變化。如在所討論的兩種成分中所看到的，該超塑性區域擴展到不同溫度及應變速率限制，依賴於硼容量，TiB沉澱物尺寸及開始晶粒尺寸，其依次依賴於為產生該合金所採用的處理方法。因此，該應變速率及溫度參數需要針對每一特定成分及開始顯微結構進行優化以實現鈦合金中β相的超塑性。低至0.01％的硼的添加引起TiB沉澱物的形成，依賴於這些沉澱物在合金熱機響應中的影響，其可使在高溫及高應變速率時的超塑性成為可能。該被添加的硼的數量使鈦合金中的β相超塑性成為可能，依賴於合金成分及處理條件，其被優化用於再製造此處所描述的方法。
確認實驗超塑性典型地具有在張力下的大的延伸率(～200％)的特徵。為了確認在β相的超塑性的發生，對兩種合金成分，使用平的狗骨形狀的樣品以10-3s-1的開始應變速率及不同的溫度實施熱拉伸測試。對於Ti-6AL-4V-1.6B及樣品隨溫度拉伸變化至失敗的照片如圖13所示。在1150℃時在β相域內該延伸率記錄為高達270％，進一步證實了該主張的β相超塑性。圖14展示了在兩種不同顯微結構條件(即，薄層及等軸[4])下，對於Ti-6AL-4V-2.9B，作為一種溫度功能的延伸率，與傳統無硼Ti-6AL-4V合金相比較。雖然Ti-6AL-4V的兩種開始顯微結構顯示了在β相轉變溫度以上隨著溫度增加其延伸率上快速下降，而Ti-6AL-4V-2.9B在β相轉變溫度以上隨著溫度增加顯示了增加的延伸率，其在1200℃上具有最高為164％的延伸率。這些確認試驗證明了以高應變速率通過對鈦合金的硼的添加及在特定溫度-應變速率條件下變形而使超塑性在β相域成為可能。
在鈦合金的β相域中達成超塑性能力可以形成不能通過任何其他方法而形成的複雜形狀。
在β相域中的處理由於增強的擴散速率而提高了化學均勻性。
在β相域中形成超塑性的能力減少了材料流動應力，其可被方便地用於採用不大容量的壓力及低成本的硬模來執行成形操作。另一優勢包括均衡的金屬流，簡化的加工，無合成殘餘應力，及無反彈(springback)。
在比傳統慣例更高的應變速率的β相超塑性減少了處理時間及提高了鈦合金組件製造的負擔能力。
通過將其以擴散粘結(固態連接)相結合可增強鈦的超塑成形處理的多功能性。
TiB合金由少量硼添加所更改的鈦合金正顯現作為用來代替當適度提高溫度時在內部要求高的特定硬度及強度構件的候選者的潛質。其特性通過細粒的分散的TiB沉澱物的成形而增強。這些在硼更改合金中的沉澱物是在鈦矩陣中在原處所形成的晶須(TiBw)，其均勻地且不連續地分布並提供接近各向同性的特性，自由反應界面，及輕鬆的可加工性。合成技術的最近提升能夠以更有效的成本製造這些合金。不同的技術諸如傳統鑄造，粉末冶金學，快速凝固，及機械合金化被用於生產這些材料，且最終顯微結構特性(例如，晶粒尺寸及形態，TiB尺寸，形態及分布)敏感地依賴於處理方法。變形處理在工程組件的成形中不僅是一個必須的步驟，而且引起顯微結構中的重大更改及寬泛地增強這些可從這些材料中獲得的機械特性結合。在這部分，討論了對通過兩種不同粉末冶金方法所精煉的最重要的鈦合金Ti-6AL-4V進行硼更改的變形處理。
圖15(a)展示了對於通過預合金粉末方法在900-1200℃及10-3到10-1範圍所產生的Ti-6AL-4V-1.6B壓緊(相當TiBw容積率＝10％)高溫作業的處理圖。該圖揭示了在α+β區域在低應變速率，Ti-6AL-4V-1.6B展示了通過大延伸至失敗所標示的超塑性且其行為與Ti-6AL-4V的非常相似。335％的峰值被記錄在950℃處(開始的應變速率＝10-3s-1)，其是形成這種合金超塑性的最適宜的溫度。在β相域Ti-6AL-4V-1.6B也展示具有十分地高延伸性(在1150℃時峰值為250％)的超塑性行為。TiBw的存在使具有穩定細晶粒尺寸的β相超塑性成為可能，否則在Ti-6AL-4V中其會快速生長几個mm級。晶界變化與α或β/TiBw界面變化相同，與此同時擴散調節為超塑性結構作出了貢獻。在高應變速率(＞1s-1)，Ti-6AL-4V-1.6B展示了在溫度1000℃以下的絕熱斷麵條帶(adiabatic shear bading)及在溫度1150℃以上的界面氣穴現象(cavitaiton)，且這些處理條件應被避開。
圖15(b)展示了對於通過混和粉末方法所產生的Ti-6AL-4V-1.6B壓緊(相當TiBw容積率＝20％)高溫作業的處理圖。諷刺地，用於處理該合金的安全處理窗口是非常受限的。對該合金進行高溫作業的唯一區域處於在低應變速率的β相域中，那裡的變形過程不是超塑性就是動態恢復，其與Ti-6AL-4V-1.6B相似。大量的不穩定性在TiBw末端以氣穴的形式出現，在某些情形出現時，會導致晶須的破裂。這些瑕疵的強度隨應變速率的增加，溫度的降低而增加。Ti-6AL-4V-2.9B與Ti-6AL-4V-1.6B之間關鍵的不同在於增加的TiB容積率，粗的TiB尺寸，及以前的粗的α晶粒尺寸。在Ti-6AL-4V-2.9B出現氣穴現象及晶須破裂應歸因於通過矩陣流在固定TiBw獲得的應力調節的不足。因此，當處理硼更改的鈦合金時通過重視顯微結構的特徵來進行留意。
此處提供的例子僅用於說明，而非以任何方式來限定本發明之權利範圍。
權利要求
1.一種用於在單熱機處理步驟中細化鈦合金中顯微結構的方法，其特徵在於包括使含硼鈦合金經受單熱機處理步驟的步驟，以在單熱機處理步驟後提供一個具有細粒、等軸晶粒的顯微結構的鈦合金。
2.根據權利要求1所述的方法，其特徵在於所述含硼鈦合金包括從包含有Ti-5Al-2.5Sn、Ti-6Al-4V、Ti-5.5Al-1Fe、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo，Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo、Ti-8Al-Mo-1V、Ti-10V-2Fe-Mo、Ti-4.5Fe-6.8Mo-1.5Al、Ti-5Al-1Fe、Ti-8Mn及純鈦的組中所選擇的合金。
3.根據權利要求2所述的方法，其特徵在於所述含硼鈦合金包括Ti-6Al-4V。
4.根據權利要求1所述的方法，其特徵在於所述含硼鈦合金包括按重量計算的從0.01％至18.4％的硼。
5.根據權利要求4所述的方法，其特徵在於所述含硼鈦合金包括按重量計算的從0.5％至1.6％的硼。
6.根據權利要求4所述的方法，其特徵在於包括使具有細粒、等軸晶粒的顯微結構經受一個或多個附加單熱機處理步驟以產生預期的形狀的步驟。
7.一種用於在單熱機處理步驟中細化鈦合金中的顯微結構的方法，其特徵在於包括如下步驟a)將硼添加到鈦合金中以形成含硼鈦合金；及b)使該含硼鈦合金經受單熱機處理步驟；其中，在單熱機處理步驟後，在鈦合金中獲得細粒、等軸晶粒的顯微結構。
8.根據權利要求7所述的方法，其特徵在於硼是以液體狀態添加到鈦合金中，其中，該硼溶解在液態鈦合金中。
9.根據權利要求7所述的方法，其特徵在於硼是通過混合含硼粉末和含鈦粉末添加到鈦合金中的。
10.根據權利要求7所述的方法，其特徵在於硼是選擇自包含元素硼、TiB2、或含硼鈦合金的組中。
11.根據權利要求7所述的方法，其特徵在於以按重量計算的從0.01％至18.4％的範圍將硼添加到鈦合金中。
12.根據權利要求11所述的方法，其特徵在於以按重量計算的從0.5％至1.6％的範圍將硼添加到鈦合金中。
13.根據權利要求7所述的方法，其特徵在於所述含硼鈦合金包括從包括有Ti-5Al-2.5Sn、Ti-6Al-4V、Ti-5.5Al-1Fe、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo、Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo、Ti-8Al-Mo-1V、Ti-10V-2Fe-Mo、Ti-4.5Fe-6.8Mo-1.5Al、Ti-5Al-1Fe、Ti-8Mn及純鈦的組中所選擇的合金。
14.根據權利要求13所述的方法，其特徵在於所述含硼鈦合金包括Ti-6Al-4V。
15.一種用於在鈦合金中實現β相超塑性的方法，其特徵在於該方法包括在使合金與硼內容發生聯繫的應變速率及溫度下使含硼合金變形的步驟。
16.根據權利要求15的方法，其特徵在於所述含硼鈦合金包括按重量計算的從0.01％至18.4％的硼。
17.根據權利要求16所述的方法，其特徵在於所述含硼鈦合金包括按重量計算的從0.5％至1.6％的硼。
18.一種用於在鈦合金中實現β相超塑性的方法，其特徵在於包括如下步驟a)將硼添加到鈦合金中以形成含硼鈦合金；及b)確定用於含硼鈦合金的應變速率及溫度；c)在步驟b)中所確定的應變速率及溫度下，使含硼鈦合金變形。
19.根據權利要求18所述的方法，其特徵在於硼是以液體狀態添加到鈦合金中，其中，該硼溶解在液態鈦合金中。
20.根據權利要求18所述的方法，其特徵在於硼是通過混合含硼粉末和含鈦粉末添加到鈦合金中的。
21.根據權利要求18所述的方法，其特徵在於硼是選自包含元素硼、TiB2或含硼鈦合金的組中。
22.根據權利要求18所述的方法，其特徵在於以按重量計算的從0.01％至18.4％的範圍將硼添加鈦合金中。
23.根據權利要求21所述的方法，其特徵在於以按重量計算的從0.5％至1.6％的範圍將硼添加鈦合金中。
24.根據權利要求18所述的方法，其特徵在於所述含硼鈦合金包括從包含有Ti-5Al-2.5Sn、Ti-6Al-4V、Ti-5.5Al-1Fe、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo、Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo、Ti-8Al-Mo-1V、Ti-10V-2Fe-Mo、Ti-4.5Fe-6.8Mo-1.5Al、Ti-5Al-1Fe、Ti-8Mn及純鈦的組中所選擇的合金。
25.根據權利要求24所述的方法，其特徵在於，所述含硼鈦合金包括Ti-6Al-4V。
26.根據權利要求15或18所述的方法所形成的零件。
全文摘要
本發明提供了一種用於在單熱機處理步驟中細化鈦合金中顯微結構的方法，其中，該鈦合金包含硼。在一些實施例中，該方法包括步驟首先，將硼添加到鈦合金中，然後使該含硼鈦合金經受熱機處理步驟。也提供了一種用於實現鈦合金中超塑性的方法，包括選擇含硼鈦合金，確定實現β相超塑性所必須的溫度及應變速率，及給含硼鈦合金應用足夠的溫度及應變速率以使其變形至預期形狀。還提供了鈦合金零件成形方法及通過這些方法所精製的零件。
文檔編號C22C14/00GK101080504SQ200480039950
公開日2007年11月28日 申請日期2004年12月13日 優先權日2003年12月11日
發明者丹尼爾B·米勒克爾, 塞沙查尤盧·塔米裡薩坎達拉, 拉德哈克裡什納B·貝特, 賈米S·泰利 申請人:俄亥俄州大學