钛部件的固溶热处理和过老化热处理
阅读：626发布：2020-05-11
专利汇可以提供钛部件的固溶热处理和过老化热处理专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种制作Ti-6Al-4V 钛 合金 部件的方法，其包括将 锻造 的Ti-6Al-4V钛合金部件在处于该部件的材料的α+β两相区中的 温度 进行预定时间的固溶 热处理 ，和随后冷却该部件。然后使用过老化工艺，将该部件在预定的过老化温度进行预定时间的老化热处理，和将该部件冷却到室温。将该过老化温度选择为这样的温度，该温度高于用于实现在该部件中最大的 屈服强度 的老化热处理温度。，下面是钛部件的固溶热处理和过老化热处理专利的具体信息内容。
1.制作Ti-6Al-4V钛合金部件的方法，其包含以下步骤：
a)提供锻造的Ti-6Al-4V钛合金部件；
b)步骤a)之后，将该部件在固溶温度进行预定时间段的固溶热处理，该固溶温度为在该部件的材料的α+β两相区内，并且比β转变温度至少低30℃(54℉)，其中该固溶热处理在913℃(1675℉)-968℃(1775℉)的温度范围内进行；
c)步骤b)之后，将该部件冷却到低于α+β两相区温度的温度；
d)步骤c)之后，过老化热处理该部件，包括在预定的过老化温度进行预定时间的过老化工艺，其中该预定的过老化温度在704℃(1300℉)-815℃(1500℉)的范围内，和其中该预定的过老化温度至少是750℃±14℃(1382℉±25℉)；
e)步骤d)之后，将该部件从步骤d)的预定的过老化温度冷却到室温；并且其中该过老化温度包括这样的温度，该温度低于所述固溶温度，但是高于用于实现在该部件中最大屈服强度的老化热处理温度；
1/2 1/2
其中所得到的部件的结构的最小断裂韧性KIC是54.9MPa-m (50ksi-in )，和最小屈服强度是862MPa(125ksi)。
2.权利要求1的方法，其中步骤a)包括提供锻造的钛部件，该部件包含至少50%的初生α。
3.权利要求1的方法，其中所得到的部件的结构包含在层状的α+β基体中的
30%-50%的初生α。
4.权利要求1的方法，其中步骤b)包括在949℃(1740℉)的温度对所述部件进行固溶热处理。
5.权利要求4的方法，其中该过老化温度是788℃±14℃(1450℉±25℉)。
6.权利要求4的方法，其中步骤b)中固溶热处理所述部件用的预定的时间段占1小时-10分钟/+20分钟，和步骤d)中过老化热处理所述部件用的预定的时间占1小时-10分钟/+20分钟。
7.权利要求1的方法，其中步骤c)包括以超过空气冷却速率的冷却速率来冷却该部件。
8.权利要求1的方法，其中所得到的部件的结构的断裂韧性KIC是至少
1/2 1/2
76.9MPa-m (70ksi-in )，和屈服强度是至少896MPa(130ksi)。
9.权利要求8的方法，其中所得到的部件的结构的最小延度是10%。
钛部件的固溶热处理和过老化热处理
技术领域
背景技术
[0002] 钛合金被广泛地用于生产蒸汽轮机的转动叶片。特别地，低压蒸汽轮机中的转动叶片被暴露于湿蒸汽的高速碰撞中，由于蒸汽的湿滴而导致腐蚀和磨损。钛合金表现出令人期望程度的耐受这样的涡轮机中的蒸汽环境的能力，这里已经需要对钛合金进行不同的处理，来提高转动叶片的使用寿命。例如，Ti-6Al-4V钛合金是包含通常用于涡轮发动机部件中的高强度材料的α-β钛合金，其主要由大约6%的铝，4%的钒和余量的钛和其它成分组成。
[0003] 典型地，用于涡轮发动机应用中的钛合金部件是通过锻造工艺来继之以热处理工艺(该工艺被设计来保证足够的强度和延度)来生产的。已经提出了不同的方法，来产生形成最终部件的材料的改进特性。例如US专利No.5032189描述了一种制作锻造的接近α和α+β钛合金部件的工艺，包括在β转变温度或者高于该温度时锻造合金坯体(alloy billet)，在大约等于β转变温度的温度加热该锻造的部件，冷却该部件和将该部件在比β转变温度低大约10-20%的温度进行大约4-36小时的退火。
[0004] 另外一种用于提高钛合金机械性能的方案描述在US专利No.4898624中。所述的钛合金具有下面的组成：5.5-6.75%的铝，3.5-4.5%的钒，0.15-0.2%的氧，0.025-0.05%的氮，≤0.3%的铁，0到≤0.08%的碳，0到≤0.0125%的氢，0到≤0.005%的钇，残余元素各为0到≤0.1%，总共为0到≤4%，和剩余的是Ti。合金是用热处理工艺制备的，来产生微观结构，该微观结构具有接近于等轴(equiaxed)的初生(primary)α颗粒，并且在老化的β1/2
基体中具有次生(secondary)α小片，这里断裂韧性(KIC)是大约45 ksi-in 。
基体中具有次生(secondary)α小片，这里断裂韧性(KIC)是大约45 ksi-in 。
[0005] 改变钛合金的微观结构来提高断裂韧性通常需要牺牲其它的材料性能。这样的牺牲典型地包括屈服强度的降低和/或材料延度的降低。因此，期望的是提供一种改进方法，用于提高钛合金的断裂韧性，同时保持或者限制其它性能例如屈服强度的降低。
发明内容
[0006] 根据本发明的一方面，提供了一种制作Ti-6Al-4V钛合金部件的方法。该方法包含以下步骤：提供锻造的Ti-6Al-4V钛合金部件；将该部件在固溶温度进行预定时间的固溶热处理，该固溶温度为在该部件的材料的α+β两相区中相对高的，并且比β转变温度至少低54℉；将该部件冷却到低于α+β两相区温度的温度；过老化热处理该部件，包括在预定的过老化温度进行预定时间的过老化工艺；将该部件冷却到室温；并且其中该过老化温度包含这样的温度，该温度低于所述的固溶温度，但是高于用于实现在该部件中最大屈服强度的老化热处理温度。
[0007] 根据本发明的另一方面，提供了一种制作由Ti-6Al-4V钛合金形成的部件的方法。该方法包含以下步骤：提供锻造的Ti-6Al-4V钛合金部件，该部件包含至少50%的初生α；将该部件在固溶温度进行大约1小时的固溶热处理，该固溶温度处于该部件的材料的α+β两相区中；将该部件急骤冷却到低于α+β两相区温度的温度；过老化热处理该部件，包括在预定的温度进行大约1小时的过老化工艺；将该部件空气冷却到室温；并且其中该过老化温度包含这样的温度，该温度低于所述的固溶温度，但是高于用于实现在该部件中最大屈服强度的老化热处理温度。附图说明
[0009] 图1是图表，表示了对于用常规的热处理条件所处理的样品来说，通过却贝(Charpy)V型缺口测试所测量的材料的屈服强度和材料韧度之间的关系；和[0010] 图2是图表，表示了根据本发明所进行的两种热处理工艺的结果；和[0011] 图3A和3B是根据本发明第二实施例所制备的锻造叶片(blade forging)的显微照片，并且分别表示了100X和500X放大倍率的锻造叶片的材料。
具体实施方式
[0012] 在下面的优选实施方案的详细说明中，参考了构成所述详细说明的一部分的附图，并且在其中，作为示例而非限制，表示了本发明能够在其中实践的特定的优选实施方案。应该理解可以使用其它的实施方案和可以进行改变，而不脱离本发明的主旨和范围。
[0013] 本发明涉及一种方法，用于在锻造部件中提供改进的性能，该部件是由α+β钛合金形成的，并且具体是由Ti-6Al-4V钛合金形成的。Ti-6Al-4V合金(其可以用来获得提高的性能)具有如AMS 4928Q所规定的一般组成，并且列于表1中，如下：
[0014] 表1
[0015]元素 组成，wt%
铝 5.50-6.75
钒 3.50-4.50
铁，最大 0.30
氧，最大 0.20
碳，最大 0.08
氮，最大 0.05
氢，最大 0.0125
钇，最大 0.0050
其它元素，各自 0.10
其它元素，总共 0.40
钛 剩余
铝 5.50-6.75
钒 3.50-4.50
铁，最大 0.30
氧，最大 0.20
碳，最大 0.08
氮，最大 0.05
氢，最大 0.0125
钇，最大 0.0050
其它元素，各自 0.10
其它元素，总共 0.40
钛 剩余
[0016] 该材料典型地是作为棒状来提供的，用于形成锻造部件，在这里该棒的微观结构包含在变形的(transformed)β基体中的均匀的、基本等轴的初生α相，这是从横向和/或纵向显微照片上测量的。该结构包含至少50%的初生α，并且该α 晶粒尺寸平均为ASTM8或者更小，这是从横向和纵向显微照片上测量的。
[0018] 为了在锻造的部件中产生令人期望的微观结构，使所述部件进行两步热处理工艺，包含：
[0019] 1)在低于材料的β转变温度进行固溶热处理；和
[0020] 2)在α+β两相区中但是低于该材料的固溶热处理温度进行过老化热处理。
[0021] 特别地，初始时在这样的温度进行第一的、较高温度的固溶热处理(有时候称作固溶退火)，该温度为在该材料的α+β两相区中相对高的，但是比β转变温度至少低54℉(30℃)。随后，进行第二的、较低温度的过老化热处理(overaging heat treatment)(有时候称作退火(anneal))。如下所述，确定该热处理工艺的两个步骤的具体温度或者温度范围，来为此处所述的锻造部件提供具体的材料性能。特别地，所述的用于热处理工艺的温度提供了材料韧度的增加，这里所选择的用于热处理工艺的第二步的温度包含了这样的温度，该温度高于老化热处理温度，该老化热处理温度能够是预期用于实现该材料中最大屈服强度的温度。
[0022] 第一的固溶热处理可以在大约1675℉(913℃)-大约1775℉(968℃)的预定的温度范围内进行，将该温度定位于α+β两相区的上限和下限之间，并且优选处于α+β两相区的上部中。为了确保所选择的固溶热处理温度彻底地处于α+β两相区的界限内，该温度范围优选可以设定到大约1725℉(940℃)-大约1775℉(968℃)的范围内。用于固溶热处理的具体温度可以参考待处理材料的β转变温度来设定，这里所规定的范围被认为覆盖了此处所提供的材料的可能的β转变温度范围。该固溶热处理进行了预定的时间，其优选是1小时-10分钟/+20分钟。在优选的实施方案中，固溶热处理过的部件可以空气冷却或者水冷却到预定的温度，例如低于老化热处理温度的温度。
[0023] 第二的、过老化热处理可以在大约1300℉(704℃)-大约1500℉(815℃)的温度范围内进行。该过老化热处理优选在至少大约1382℉±25℉(750℃±14℃)的温度进行，并且最优选在1450℉±25℉(788℃±14℃)的温度进行。该过老化热处理进行了预定的时间，其优选是1小时-10分钟/+20分钟。因为该过老化热处理使用了比典型的老化温度更高的老化温度，例如大约900℉(482℃)-1100℉(593℃)的温度，因此将其称作过老化热处理。固溶热处理和过老化热处理的组合方法可以称作固溶处理的和过老化的(STOA)。
[0024] 热处理过的样品却贝V-缺口冲击能量通常与该样品的屈服强度成反比例。这表示在图1中，其绘制了多种棒状样品在室温进行的屈服强度相对于却贝V-缺口冲击能量的图。图1的图表包括这样的数据，其来自于根据常规的固溶处理的和过老化的(STOA)热处理条件处理的样品，在这里改变所述的条件来产生不同的材料特性，即，不同的屈服强度和韧度。图1中的线10描绘了对于水骤冷(WQ)来说，来自于固溶热处理温度的屈服强度与却贝值的关系，这里却贝值随着屈服强度升高而降低。
[0025] 却贝V-缺口值是材料韧度的度量。增加材料韧度典型的期望考虑在于，随着韧度的增加，部件中的小裂纹通常不太可能传播到材料中的临界尺寸。另一方面，屈服强度是材料的弹性形变的能力的表征。因此，当改变材料的特性来提高韧度，并因此提高了它的耐裂纹性时，这里会存在着材料强度的相应降低，并因此降低了它的弹性形变能力。
[0026] 为了对进行了不同的热处理工艺的样品进行比较，将样品的韧度用断裂韧性 KIC来描述，其是屈服强度和却贝V-缺口值之间的经验关系，并且定义为：
[0027] KIC=[5σY (CVN-σY /20)]0.5 (1)[0028] 这里：
[0029] KIC =断裂韧性，单位为ksi-in1/2；
[0030] σY =屈服强度，单位为ksi；和
[0031] CVN = 却贝V-缺口冲击能量，单位为ft-lbf。
[0032] 应当注意的是所计算的断裂韧性KIC基本上类似于断裂韧性KIC的测量值。因此，对于本说明书目的而言，所计算的断裂韧性KIC将用于说明其中的热处理工艺的效果。
[0033] 本发明的热处理工艺目的是提高钛合金锻造部件的断裂韧性，同时使得其它机械性能的任何降低最小。特别地，所要提供的断裂韧性的任何增加应当处于下表2所列的机械性能的限制内：
[0034] 表2
[0035]拉伸强度，Psi(MPa)，最小 130000(896)
屈服强度@2%偏移，Psi(MPa)，最小 125000(862)
在2英寸(50mm)或者4D的延伸率，纵向最小%(拉伸延度) 10
面积的减少，纵向最小% 25
动态模量，Psi 17.3×106±5%。
屈服强度@2%偏移，Psi(MPa)，最小 125000(862)
在2英寸(50mm)或者4D的延伸率，纵向最小%(拉伸延度) 10
面积的减少，纵向最小% 25
动态模量，Psi 17.3×106±5%。
[0036] 除了上面的机械性能之外，根据本发明热处理过的钛合金锻造部件的微观结构包含了在层状的α+β基体中的大约30%-50%的初生α。
[0037] 实施例1
[0038] 形成了具有表1所述组成的三个Ti-6Al-4V钛合金锻造叶片，其包含至少50%的初生α。该锻造叶片是在1740℉(949℃)的温度进行了1小时的固溶热处理，随后用水骤冷。然后将该锻造叶片在1382℉(750℃)的温度进行1小时的过老化热处理，随后空气冷却。这三个锻造叶片的平均屈服强度是150.8 ksi，并且所计算的平均断裂韧性KIC是1/2
53.2 ksi-in 。另外，该热处理过的锻造叶片的拉伸延度大于10%。
53.2 ksi-in 。另外，该热处理过的锻造叶片的拉伸延度大于10%。
[0039] 实施例2
[0040] 形成了具有表1所述组成的五个Ti-6Al-4V钛合金锻造叶片，其包含至少50%的初生α。该锻造叶片是在1740℉(949℃)的温度进行了1小时的固溶热处理，随后用水骤冷。然后将该锻造叶片在1450℉(788℃)的温度进行1小时的过老化热处理，随后空气冷却。这五个锻造叶片的平均屈服强度是134.4 ksi，并且所计算的平均断裂韧性KIC是1/2
75.5 ksi-in 。另外，该热处理过的锻造叶片的平均拉伸延度是大约13.8%。根据这个实施例所制备的锻造叶片的显微照片表示在图3A和3B中，分别表示了100X和500X放大倍率的锻造叶片。图3A-B所示晶粒尺寸是大约 ASTM 9-11，并且层状的α+β基体中的初生α含量是大约40-45%。
75.5 ksi-in 。另外，该热处理过的锻造叶片的平均拉伸延度是大约13.8%。根据这个实施例所制备的锻造叶片的显微照片表示在图3A和3B中，分别表示了100X和500X放大倍率的锻造叶片。图3A-B所示晶粒尺寸是大约 ASTM 9-11，并且层状的α+β基体中的初生α含量是大约40-45%。
[0041] 实施例1和实施例2所述的热处理的结果表示在图2的图表中。该图表图示了根据实施例1热处理的锻造叶片(其通常在图2中表示为14)的断裂韧性KIC高于大约501/2
ksi-in ，并且屈服强度大于大约145 ksi，明显超出了125 ksi的最小屈服强度要求。
ksi-in ，并且屈服强度大于大约145 ksi，明显超出了125 ksi的最小屈服强度要求。
[0042] 根据实施例2热处理的锻造叶片(其通常在图2中表示为16)的断裂韧性KIC至1/2
少是大约70 ksi-in ，并且屈服强度至少是大约130 ksi。因此，可以看到实施例2的第二热处理步骤的过老化温度导致了锻造叶片的断裂韧性KIC的明显增加，并且伴随着屈服强度降低到低于这样的值，该值可以被认为是最大的或者最佳的屈服强度值，但是仍然远高于所需的最小屈服强度。特别地，在实施例1与实施例2的来自于热处理工艺的断裂韧性和屈服强度的相对变化的比较中，实施例2的锻造叶片的断裂韧性平均提高了41.9%，同时屈服强度平均降低了10.9%。
少是大约70 ksi-in ，并且屈服强度至少是大约130 ksi。因此，可以看到实施例2的第二热处理步骤的过老化温度导致了锻造叶片的断裂韧性KIC的明显增加，并且伴随着屈服强度降低到低于这样的值，该值可以被认为是最大的或者最佳的屈服强度值，但是仍然远高于所需的最小屈服强度。特别地，在实施例1与实施例2的来自于热处理工艺的断裂韧性和屈服强度的相对变化的比较中，实施例2的锻造叶片的断裂韧性平均提高了41.9%，同时屈服强度平均降低了10.9%。
[0043] 因此，虽然在损失了一些屈服强度的情况下，为根据实施例2热处理的锻造叶片提供了较大的断裂韧性KIC，但是断裂韧性提高的百分比明显大于屈服强度降低的百分比。此外，因为获得了通过实施例2的方法所提供的断裂韧性的提高，同时还将屈服强度保持在明显高于125 ksi的最小要求屈服强度的值，所以实施例2的热处理工艺，和所形成的热处理过的锻造叶片被认为是此处所述的本发明的优选的实施方案。
[0044] 所述的锻造部件可以经历随后的整饰(finishing)操作，例如部件的机加工和消除应力的工艺。例如，在机加工操作之后，可以使用消除应力的工艺，包括将部件加热到大约1100℉(593℃)保持2小时。这样的整饰操作将不影响最终锻造部件的微观结构，该微观结构是通过此处所述的热处理工艺来提供的。
[0045] 虽然已经说明和描述了本发明具体的实施方案，但是对本领域技术人员来说很显然可以进行不同的其它变化和改变，而不脱离本发明的主旨和范围。因此其目的是在附加的权利要求中覆盖处于本发明范围内的全部这样的变化和改进。
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