DE602004011531T2

DE602004011531T2 - Verfahren zur herstellung von dünnen blechen aus hochfesten titanlegierungen

Info

Publication number: DE602004011531T2
Application number: DE602004011531T
Authority: DE
Inventors: Vladislav Valentinovich Moscow TETYUKHIN; Igor Vasilievich Sverdlovskaya obl. LEVIN; Alexander N. Verkhnaya Sa Sverlovskaya obl. KOZLOV; Andrey V. Verkhnaya Sa Sverdlovskaya obl. ZAITSEV; Alexander V. Verkhnaya Sa BERESTOV
Original assignee: VERKHNAYA SALDA METALLURG PROD; VERKHNAYA SALDA METALLURGICAL PRODUCTION ASSOCIATION; Boeing Co
Current assignee: VERKHNAYA SALDA METALLURG PROD; VERKHNAYA SALDA METALLURGICAL PRODUCTION ASSOCIATION; Boeing Co
Priority date: 2003-08-25
Filing date: 2004-08-25
Publication date: 2009-01-29
Anticipated expiration: 2024-08-26
Also published as: US20070007281A1; EP1658389B1; US7708845B2; EP1658389A1; DE602004011531D1; WO2005019489A1

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft das Gebiet des Metallformens, insbesondere ein Verfahren zur Herstellung dünner Bleche aus hochfesten Titanlegierungen durch Walzen von Packen bzw. Lagen.
Hintergrund des Stands der Technik
Ein Verfahren zur Herstellung dünner Bleche mit Dicken von etwa 0,076 bis etwa 1,0 mm (0,003 bis 0,04 Inch), hergestellt aus Titan (Ti), Zirkonium (Zr) und Legierungen davon ist weithin bekannt (vgl. US-Patent 2,985,945 , veröffentlicht am 30.05.1961). Das Verfahren umfasst die Schritte der Herstellung eines Kartenrohlings, Zusammensetzen einer Mehrheit von Rohlingen zu einem Packen bzw. einer Lage in einer äußeren Hülle (einem Stahlgehäuse), Erhitzen des Packens auf etwa 730–757°C (von etwa 1345 bis 1395°F), Heißwalzen des Packens, Glühen bzw. Tempern des Packens, Kaltwalzen des Packens bei einer Reduktion von 10 bis 60%, Hitzebehandlung des Packens, Abschneiden und Abgraten bzw. Beschneiden der Enden des Packens und Trennen des abgegrateten Packens in Komponentenbleche und Oberflächenveredelung bzw. Finishing der Bleche. Das Verfahren erlaubt es, die geforderten mechanischen Eigenschaften der Bleche in Längs- und Querrichtung zu erhalten durch Aufrechterhalten der Temperatur-Deformationsbedingungen des Verfahrens. Die hergestellten Bleche haben eine Korngröße von 4 bis 6 μm (Micron) und größer. Dieses Verfahren kann als nächstliegender Stand der Technik zu den durch die vorliegende Erfindung beanspruchten Verfahren gesehen werden.
Jedoch ist das Verarbeiten von hochfesten Legierungen im nahegelegten Temperaturbereich schwierig und verursacht die Bildung von Mikrorissen und Brüchen im verarbeiteten Material. Darüber hinaus können die gemäß dem oben beschriebenen Verfahren hergestellten Bleche nur bei hohen Temperaturen (900–960°C) verwendet werden, um Artikel mit komplexer Form durch superplastisches Formen (SPF) herzustellen, was den technologischen Prozess entscheidend verkompliziert und die hergestellten Artikel teurer macht. Eine Verringerung der SPF-Temperatur unterhalb 800°C verursacht eine abrupte Erhöhung der Spannung bzw. Dehnung („stresses") während der Verformung.
Ebenfalls aus dem Stand der Technik bekannt (vgl. US-Patent 3,492,172 vom 27.01.1970) ist ein Verfahren zur Herstellung von Streifen eines Metalls, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus kommerziell reinem Titan, alpha-stabilisierten Titan-Grundlegierungen vom alpha-Typ und alpha-stabilisierten titanbasierten Legierungen vom alpha-beta-Typ, das umfasst: (1) unidirektionales Heißwalzen eines Körpers aus dem genannten Metall zur Verringerung des genannten Körpers auf ein gedehntes heißes Band, wobei das genannte Walzen bei einer Temperatur, die erfordert, dass eine wesentliche Menge der genannten Verringerung bzw. Reduktion im alpha-beta-Bereich des genannten Metalls auftritt, initiiert wird; (2) Erhitzen des genannten heißen Bandes auf eine Temperatur oberhalb des beta-Transus des genannten Metalls, um die Kristallstruktur des genannten Metalls komplett in die beta-Phase überzuführen; (3) schnelles Abkühlen des genannten heißen Bandes von der genannten Temperatur oberhalb des beta-Transus des genannten Metalls auf eine Temperatur unterhalb des genannten beta-Transus, um Mikrostrukturen vom azikulären Typ im Metall zu produzieren; und (4) Unterwerfen des genannten, schnell abgekühlten heißen Bandes den Schritten des Walzens und Temperns bei Temperaturen unterhalb des genannten beta-Transus, um ei nen gedehnten Streifen mit im wesentlichen komplett umkristallisierter Mikrostruktur zu produzieren.
Ein Verfahren zur Herstellung dünner Bleche aus festen und hochfesten titanbasierten Legierungen ist auch im Stand der Technik bekannt (vgl. russisches Patent RU 2,179,899 , IPC⁷ B21B 1/38, veröffentlicht am 27.02.2002, angemeldet vom gegenwärtigen Anmelder). Dieses Verfahren umfasst die Schritte der Herstellung der Kartenrohlinge, des Zusammensetzens der Rohlinge zu einem Packen bzw. einer Lage in einem Stahlgehäuse, Erhitzen des Packens auf bis zu 880°C und Heißwalzen des Packens bei einer Reduktionsrate bzw. Dickenverringerungsrate von 60%, Tempern des Packens bei einer Temperatur von 770°C für 30 Minuten, Strecken des Packens, Zerlegen des Packens in einzelne Bleche und Oberflächenveredelung bzw. Finishing der Bleche.
Dieses Verfahren erlaubt es, Bleche mit einer α-Phasen-Korngröße von 2–4 μm in ihrer Mikrostruktur zu erhalten, die zur Herstellung von Artikeln aus diesen Blechen durch SPF bei Temperaturen von 900–960°C ausreichend sind. Dies ist ein optimaler Temperaturbereich, um die nötigen Werte von Fließspannung bzw. Fließwiderstand und Dehnung bei einer Umformgeschwindigkeit („strain rate") von 10^–3 bis 10^–9 sec^–1 zu erreichen.
Jedoch verursacht die Verringerung der SPE-Temperatur unterhalb 800°C eine abrupte Zunahme in der Fließspannung bis zu 75 MPa (bei einem wahren Wert der Verformung von 1,1) und die durch dieses bekannte Verfahren hergestellten Bleche sind daher nicht für SPF bei Temperaturen unterhalb 800°C geeignet.
Der Herstellungsprozess für Artikel unter Verwendung von SPE wird gewöhnlicherweise in speziellen Öfen durchgeführt, in denen Matrizen bzw. Gesenke bzw. Pressformen („dies") platziert werden und auf eine Deformations- bzw. Umformungstemperatur von 900–960°C erhitzt werden. Ein erhitztes Inertgas, das eine zum Formen des Artikels benötigte Umformspannung erzeugt, wird unter Druck einem Werkstück durch Kanäle, die in einer oberen Matrize angebracht sind, zugeführt. Aufgrund solch hoher SPF-Temperaturen ist die Lebensdauer des Werkzeugs (Matrize) sehr gering und der Energieverbrauch ist extrem hoch. Daher existiert bis zum jetzigen Zeitpunkt ein Bedarf, die SPE-Temperatur während des Artikelherstellungsverfahrens bzw. -prozesses auf 800°C herunter und weniger zu erniedrigen.
Es ist bekannt, dass α-Phasen-Korngrößen verringert werden sollten (O. A. Kaybyshev, „Superplasticity of industrial alloys". Moskau, „Metallurgy" Publisher, 1984), um das Temperatur-Dehnungsrate-Intervall („temperature strain rate interval") während des SPFs aufzuweiten. Insbesondere ist gegenwärtig bekannt, dass es, um die SPE-Umformungstemperatur zu verringern, notwendig ist, ein Werkstück zu erhalten, das eine submikrokristalline Struktur (SMCS) mit einer Korngröße von 1 μm oder geringer besitzt (vgl. „Forging production" in Russian, 1999, Nr. 7, S. 17–19). Die Werkstücke oder halbfertigen Produkte mit solchen Korngrößen würden es erlauben, die SPE-Umformungstemperatur um einige hundert Grad zu verringern, abhängig vom Legierungs-(Dotierungs-)Grad der Legierungen.
Einer der technisch akzeptabelsten Wege, um diese Werkstückstruktur zu erhalten, ist es, ein vieleckiges bzw. polygonales (vielseitiges) isothermes Schmiedeverfahren zu verwenden. Es gibt jedoch bei der Implementierung der gegenwärtig vorgeschlagenen Verfahren bezüglich der Produktionsquantitäten au ch unter Verwendung der gegenwärtig existierenden Ausrüstung einige Schwierigkeiten.
Ebenfalls bekannt ist ein Verfahren zur Verarbeitung von Metall- und Legierungsbarren durch thermomechanisches Umformen in einem oder mehreren Schritten. Dieses Verfahren liefert eine Verfeinerung der Barrenmaterialmikrostruktur durch Auswahl von Belastungsbedingungen (vgl. russisches Patent 2,203,975 , IPC⁷ C22F 1/18, erteilt am 10.05.2003, entsprechend der Veröffentlichung der internationalen Patentanmeldung WO 01/81026 vom 01.11.2001). Die Belastungsbedingungen liefern eine Transformation der Mikrostruktur während des Umformungs- und/oder Hitzebehandlungsverfahrens. Die Anzahl der Umformungsschritte und die Art der Belastung werden unter Berücksichtigung der Anordnung der Anfangs- und Endbarren und der Korngröße des Anfangsbarrens gewählt. Im ersten Schritt wird der Barren durch Multikomponentenbelastung („multicomponent loading"), insbesondere durch „Drehmoment-Zug-Kompressions"-Typ-Belastung erhalten. Eine weitere Umformung des Barrens wird in einer Hülle durchgeführt. Dieses Verfahren erlaubt es, die Barren meistens mit einem runden Querschnitt und einer Korngröße von weniger als 0,5 μm zu erhalten.
Ein weiterer Nachteil dieses Verfahrens ist die geringe Verfahrensherstellbarkeit („low process manufacturability"), begrenzte Formen und Größen der hergestellten Barren. Die Realisierung des Prozesses in Produktionsquantitäten bedarf hoher Investmentkosten, um die entsprechenden Ausrüstungen und Werkzeuge bereitzustellen.
Daher beweist die obige Analyse des gegenwärtigen Patents und der Literatur des Stands der Technik die Notwendigkeit der Bereitstellung eines technologischen Verfahrens zur Herstellung von halbfertigen Produkten mit hoher Größe („big-sized semifinished products") aus hochfesten Titanlegierungen und mit homogener submikrokristalliner Struktur in Produktionsquantitäten und unter Verwendung gegenwärtig existierender Ausrüstung.
Offenlegung der Erfindung
Basierend auf dem oben Gesagten ist es eine durch die Erfindung zu lösende Aufgabe, ein Verfahren zur Herstellung von flachen halbfertigen Produkten mit hoher Größe (dünnen Blechen), hergestellt aus hochfesten Titanlegierungen und mit homogener submikrokristalliner Struktur (SMCS), d. h. mit einer durchschnittlichen Korngröße von 1 μm oder weniger, bereitzustellen, wobei die genannten Produkte die geforderten mechanischen Eigenschaften haben und für das superplastische Formen (SPE) bei Temperaturen niedriger als 800°C geeignet sind.
Gemäß einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird die obige Aufgabe gelöst durch Bereitstellen eines Verfahrens zur Herstellung dünner Bleche aus hochfesten Titanlegierungen, wobei das Verfahren folgende Schritte umfasst: Herstellung von Ausgangsrohlingen, Zusammensetzen der Ausgangsrohlinge zu einem Packen innerhalb einer Hülle bzw. Ummantelung und Erhitzen und Heißwalzen des Packens der Ausgangsrohlinge in der Hülle. Das Verfahren ist dadurch charakterisiert, dass im Schritt der Herstellung der Ausgangsrohlinge Rohlinge mit einer α-Phasen-Korngröße von nicht mehr als 2 μm hergestellt werden durch Heißwalzen einer geschmiedeten oder gesenk- bzw. matrizengeschmiedeten Bramme auf einen vorbestimmten Wert einer relativen Dicke h_B/h_F, wobei h_B die Dicke des Ausgangsrohlings vor dem genannten Heißwalzen des Packens in Millimeter ist und h_F die Endblechdicke in Millimeter ist, und durch Hitzebehandlung der Ausgangsrohlinge, gefolgt von schnellem Abkühlen; und dadurch, dass der Schritt des Heißwalzens des Packens bzw. der Lagen an Ausgangsrohlingen bei quasi isothermen Bedingungen in Längs- und Querrichtungen ausgeführt wird, während die Walzrichtung um etwa 90° nach einer vorbestimmten Gesamtreduktion in einer Richtung erreicht wird.
Der genannte vorbestimmte Wert der relativen Dicke h_B/h_F beträgt von 8 bis 10.
Die genannte Hitzebehandlung des Ausgangsrohlings, gefolgt vom genannten Schnellkühlen wird nach Erreichen der geforderten Dicke h_B des Ausgangsrohlings (vor dem genannten Heißwalzen des Packens) durch Erhitzen des Ausgangsrohlings auf eine Temperatur T_Behandlung, die von 50 bis 150°C höher ist als die alpha-beta-Phasenübergangstemperatur, die manchmal auch als beta-Transus-Temperatur oder einfach als BTT bezeichnet wird (d. h. T_Behandlung = BTT + (50 ÷ 150°C)) durchgeführt und durch Halten des Anfangsrohlings bei dieser Temperatur T_Behandlung für 15 bis 50 Minuten, und durch Schnellkühlen der Anfangsrohlinge in Wasser bei einer Kühlrate von 200 bis 400°C/min.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform des Verfahrens wird die Temperatur T_walz während dem genannten Heißwalzen des Packens bzw. der Lagen im Bereich von 200 bis 300°C unterhalb der beta-Transus-Temperatur eingestellt, d. h. T_walz = BTT – (200 ÷ 300°C).
Der genannte Wechsel der Walzrichtung um etwa 90°C während des Schritts des Heißwalzens des Packens wird durchgeführt, nachdem eine vorbestimmte Gesamtreduktion von etwa 60 bis etwa 70% in einer Richtung erreicht wird. Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform des Verfahrens beträgt ein partieller Reduktionswert des Packens in einem Heizzyklus nicht weniger als 10%, wobei die Reduktion in jedem darauffolgenden Walzvorgang des Packens nicht größer ist als die im vorhergehenden Walzdurchgang. Gemäß noch einer weiteren bevorzugten Ausführungsform des Verfahrens ist die Temperatur jedes nachfolgenden Walzdurchgangs des Packens nicht höher als die des vorhergehenden Walzdurchgangs.
Daher wird die Erzeugung der Anfangsrohlingstruktur mit einer Korngröße von weniger als 2 μm vorzugsweise erreicht durch Behandlung des Endgrößenrohlings, gefolgt von Kühlen mit der vorbestimmten Kühlrate. In anderen Worten, die Hitzebehandlung wird bei T_Behandlung für die vorbestimmte Zeitdauer durchgeführt, gefolgt von nachfolgendem schnellen Abkühlen in Wasser (d. h. Abschrecken bzw. Quenchen), nachdem das Heißwalzen der Bramme zur Herstellung des Anfangsrohlings vollendet ist. Diese Durchführungsweise ermöglicht es, azikulären α'-Martensit mit der Korngröße von nicht mehr als 2 μm in der Struktur des Ausgangsrohlingsmaterials zu erhalten.
Eine weitere Raffination der Körnung wird durch thermomechanisches Umformen des Rohlingspackens in der Hülle bzw. der Ummantelung (zum Beispiel in einem Stahlgehäuse) geliefert. Das Heißwalzen bei T_Walz = BTT – (200 ÷ 300°C) um die Reduktion von 60–70% zu erreichen zerstört dieses azikuläre α'-Martensit. Im Ergebnis wird die Struktur in die α-Phase umgewandelt, die umgeformt wird, um Einschlüsse vom Stringer- bzw. Schilfer-Typ zu erzeugen, die aus den feinsten Körnern bestehen, wodurch die gewünschte submikrokristalline Struktur bereitgestellt wird.
Der Bereich der relativen Dicke des Anfangsrohlings h_B/h_F von 8 bis 10 wird basierend auf dem Zustand des Bereitstellens einer notwendigen plastischen Umformung gewählt, um Bleche mit einer Korngröße von 1 μm oder geringer während dem Heißwalzen der Rohlinge in der Hülle zu erhalten.
Die kristallographische Beschaffenheit der Bleche wird durch Ausrichten des Walzens des Rohlingspackens gebildet. Der Wechsel der Längs- und Querwalzrichtungen des Packens (Drehen um 90 Grad) erlaubt es, die optimale kristallographische Beschaffenheit der Bleche zu erhalten und die Anisotropie ihrer mechanischen Eigenschaften zu reduzieren.
Der partielle Reduktionswert des Packens in einem Heizzyklus wird auf nicht weniger als 10% festgesetzt, basierend auf der Bedingung, dass der gesamte Querschnitt des bearbeiteten Rohlings vollständig ausgearbeitet ist. Aufgrund der Tatsache, dass die Temperatur des Packens langsam während des Heißwalzschritts abfällt, wird eine Abnahme des partiellen Reduktionswerts geliefert, um die konstanten Energie-Kraft-Parameter des Verfahrens aufrechtzuerhalten.
Die Temperatur jedes nachfolgenden Heißumformungszyklus wird so gewählt, dass sie nicht höher ist als diejenige des vorhergehenden Zyklus, um die in dem vorherigen Zyklus erhaltenen Korngrößen aufrechtzuerhalten.
Gemäß dem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird die obige Aufgabe gelöst durch Bereitstellen eines Verfahrens zur Herstellung dünner Bleche aus hochfesten Titanlegierungen, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: Herstellung von Ausgangs-Karten-Rohlingen, Zusammensetzen der Ausgangs-Karten-Rohlinge zu einem Packen in einem Stahlgehäuse, Erhitzen und Warmwalzen des Packens aus Ausgangs-Karten-Rohlingen im Stahlgehäuse sowie Tempern. Das Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, dass im Schritt der Herstellung der Ausgangs-Karten-Rohlinge Rohlinge mit einer α-Phasen-Korngröße von nicht mehr als 2 μm hergestellt werden durch Warmwalzen einer geschmiedeten oder gesenkgeschmiedeten Bram me bzw. eines Walzblocks auf einen vorbestimmten Wert einer relativen Dicke h_B/h_F = 8 bis 10, wobei h_B die Dicke in Millimeter des Anfangs-Karten-Rohlings vor dem Warmwalzen des genannten Packens ist und h_F die Endblechdicke in Millimeter ist; und dass die so hergestellten Ausgangs-Karten-Rohlinge auf eine Temperatur, die 50 bis 150°C höher als die beta-Transus-Temperatur (BTT) ist, erhitzt werden, bei dieser Temperatur für 15 bis 50 Minuten gehalten werden, und durch Abkühlen in Wasser bei einer Kühlrate von 200 bis 400°C/min gequencht bzw. abgeschreckt werden; und dass das Warmwalzen des Packens im Stahlgehäuse, das auf eine Temperatur von 650 bis 750°C erhitzt worden ist, zuerst in Längs- oder Querrichtung bezüglich der Walzrichtung der Bramme bei einer Gesamtreduktion von etwa 60 bis etwa 70% ausgeführt wird, und nachfolgend bei denselben Temperatur-Reduktion-Parametern in Richtung senkrecht zur Richtung des ersten Warmwalzens des Packens ausgeführt wird; und dass nach dem Warmwalzen des genannten Packens das Stahlgehäuse bei einer Temperatur von 650 bis 700°C für eine Zeitdauer von 30 bis 60 Minuten getempert wird.
Das Verfahren gemäß dem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist besonders geeignet zur Herstellung von dünnen Blechen, hergestellt aus hochfesten Titanlegierungen vom Ti-6Al-4V-Typ. Das Erhitzen der Ausgangs-Karten-Rohlinge auf eine Temperatur von 50–150°C oberhalb des beta-Transus (d. h. der Temperatur, bei der die β-Phase existiert), gefolgt von nachfolgendem Wasserquenchen erlaubt es, azikulären (nadelförmigen) α'-Martensit mit einer Dicke von nicht mehr als 1 μm zu erhalten. Während des nachfolgenden Aufheizens auf 650–750°C und Heißwalzen des Packens bei der 60–70% Reduktion bzw. Dickenverringerung wird der azikuläre α'-Martensit zerstört und in die α-Phase umgewandelt, die sich wiederum umformt, wobei Einschlüsse vom Schilfer-Typ (Einschlusslinien), die aus feinsten Körnern bestehen, gebildet werden. Diese feinsten Körner erlauben es, die gewünschte submikrokristalline Struktur, die die Superplastizität der Legierung verbessert, zu erhalten.
Die Walzrichtung des Packens ist von großer Wichtigkeit für die Bildung der kristallographischen Beschaffenheit der Bleche. Durch Wechseln der Abfolge von Längs- und Querwalzen des Packens (Wenden um 90 Grad) relativ zur Walzrichtung des Ausgangsrohlings (d. h. der Bramme) ist es möglich, verschiedene kristallographische Beschaffenheiten innerhalb der Bleche zu erzeugen und die Anisotropie der mechanischen Eigenschaften zu verringern.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
Die vorliegende Erfindung wird in weiteren Einzelheiten beschrieben unter Verwendung der nicht einschränkenden Beispiele und unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen, wobei.
1a) und 1b) Mikroaufnahmen sind, die die Mikrostruktur der gemäß der vorliegenden Erfindung in Beispiel 1 bzw. Beispiel 2 hergestellten Bleche sind;
2 ein schematisches Diagramm ist, das das Verfahren des Stands der Technik zur Herstellung der dünnen Bleche als kommerzielle Produkte zeigt;
3 ein Diagramm ist, das die Testergebnisse für die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellten Bleche und für die Bleche als kommerzielle Produkte des Stands der Technik zeigt, wobei die genannten Testresultate während SPF bei einer Dehnungsrate von 3·10^–4 sec^–1 bei Temperaturen von 760°C bzw. 900°C erhalten wurden.
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Zur Testentwicklung des vorgeschlagenen Verfahrens zur Herstellung des für SPF bei Temperaturen von unterhalb 800°C geeigneten Blechs wurde eine chemische Zusammensetzung einer Ti-6Al-4V-Legierung innerhalb der Grenzen der Beschreibung zu AMS-T-9046 mit dem folgenden Gehalt an Elementen ausgewählt (in Gewichtsprozent): 5,5–6,0 Al, 4,0–4,5 V, 0,08–0,16 O₂, 0,2–0,3 Fe, 0,06–0,1 Ni, 0,06–0,1 Cr; nicht mehr als 0,005 C, nicht mehr als 0,005 N, Ti – der Rest.
Das Ziel der Auswahl der chemischen Zusammensetzung („chemistry") war es, den wesentlichen Gehalt der β-Phase in der Legierung durch Erhöhen des Gehalts an Legierungselementen, die die β-Phase stabilisieren (so genannte β-Phasen stabilisierende Elemente), zu erhöhen. Dies resultiert in Abnahme der Transus-Temperatur der β-Phase in die α-Phase und folglich in der Abnahme der Temperatur, bei der die entsprechende Quantität dieser Phasen besteht (50% α-Phase und 50% β-Phase), die notwendig ist, um die besten superplastischen Eigenschaften in der Legierung zu erhalten, d. h. um die Fließspannung während des SPE zu verringern.
Bleche mit den Abmessungen 2,23 × 915 × 1650 mm (Beispiel 1) und 2,032 × 1219 × 3658 mm (Beispiel 2) wurden durch das erfindungsgemäße Verfahren aus einem Barren bzw. Gussblock der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung hergestellt. Die beta-Transus-Temperatur (BTT) dieser Legierung beträgt 940°C.
Beispiel 1
Eine beta-geschmiedete Bramme wurde in einem elektrischen Ofen auf eine Temperatur von 40°C unterhalb der beta-Transus-Temperatur (d. h. BTT minus 40°C) erhitzt und wurde bei einer Totalreduktion bzw. Gesamtreduktion (d. h. ein Gesamt-Umformungsgrad) von 25% heißgewalzt, um ein Walzgut herzustellen. Das hergestellte Walzgut wurde dann erneut auf eine Temperatur von 140°C oberhalb der beta-Transus-Temperatur (BTT + 140°C) erhitzt und wurde zu einer Gesamtreduktion von 69% heißgewalzt. Nach dem Schritt des Zuschneidens des Walzguts in Einzelstücke („mults") und Entfernen der gasgesättigten Schicht wurde das so hergestellte Walzgut auf eine Temperatur 40°C unterhalb der beta-Transus-Temperatur (BTT – 40°C) erhitzt und im α + β-(alpha + beta)-Gebiet bei einer Gesamtreduktion von 50% heißgewalzt, wobei ein Streifen mit einer Dicke von 20 mm (h_B/h_F = 8,97) hergestellt wurde. Der so hergestellte 20 mm dicke Streifen wurde in Karten (d. h. Ausgangsrohlinge) mit einer Größe von 1380 × 1120 mm geschnitten. Die Karten wurden dann auf eine Temperatur von 1050°C (BTT + 110°C) erhitzt, 30 Minuten so gehalten und in Wasser bei einer Kühlrate von 300°C/min gequencht. Nach Entfernen der gasgesättigten Schicht und der Defekte von der Kartenoberfläche wurden die Karten in einem Gehäuse aus unlegiertem Stahl übereinander (d. h. gestapelt) angeordnet, wobei ein Packen gebildet wurde. Das so zusammengesetzte Stahlgehäuse wurde anschließend auf die Temperatur von 700°C (BTT – 240°C) erhitzt und zunächst in einer Richtung quer zur Walzrichtung der Bramme bei einer Gesamtreduktion von 63% heißgewalzt, so dass eine Dicke von 7,2 mm erhalten wurde. Die Karten wurden dann in ein Gehäuse zur Herstellung der Endbleche gegeben, erneut auf die Temperatur von 700°C (BTT – 240°C) erhitzt und nach dem Drehen um 90 Grad anschließend in einer Richtung quer zur ersten Walzrichtung des Packens bei einer Gesamtre duktion von 63% heißgewalzt, um Bleche mit einer Dicke von 2,4 mm zu erhalten. Anschließend wurde das Gehäuse bei der Temperatur von 650°C mit einer Haltezeit bei dieser Temperatur von 60 Minuten getempert.
Das Gehäuse wurde an den Enden abgegratet („end-trimmed") und der abgegratete Packen wurde in einzelne Bleche aufgetrennt. Übliche Oberflächenveredelungsvorgänge wurden anschließend für die getrennten Bleche ausgeführt. Die genannten Vorgänge umfassen das Geraderichten bzw. Ausrichten des Blechs mit einer Rollenrichtmaschine, das Schleifen, das Ätzen, das Schneiden einer Testprobe und das Abgraten des Blechs auf die Endgröße. Im Ergebnis wurden Bleche mit 2,23 × 915 × 1650 mm hergestellt.
Beispiel 2
Bleche mit der Größe 2,032 × 1219 × 3658 mm wurden in einer zu Beispiel 1 ähnlichen Art und Weise unter Verwendung des Doppelpackenwalzens („double pack rolling") hergestellt. Der einzige Unterschied bestand im Wechsel der Walzrichtung nachdem die Ausgangs-Karten-Rohlinge zu α-Martensit gequencht worden waren (d. h. ein Wechsel der Richtung des Walzens des ersten Packens). In diesem Beispiel 2 wurde der Packen bzw. die Lagen zunächst in Längsrichtung zur Walzrichtung der Bramme heißgewalzt und anschließend der Packen in Querrichtung zur ersten Walzrichtung des Packens heißgewalzt.

Mit den aus den gemäß den Verfahren aus Beispiel 1 und Beispiel 2 hergestellten Blechen entnommenen Proben wurden mechanische Tests ausgeführt. Die in diesen Tests erhaltenen Ergebnisse für die mechanischen Eigenschaften sind in der folgenden Tabelle aufgeführt, wobei „0,2YS" die erzielte 0,2% Elastizitätsgrenze in MPa bezeichnet; „UTS" die Endzugfestig keit in MPa bezeichnet und „E" die Dehnung in Prozent bezeichnet:

Blechabmessungen, mm	Entlang der Walzrichtung			Quer zur Walzrichtung
Blechabmessungen, mm	0,2YS, MPa	UTS, MPa	E, %	0,2YS, MPa	UTS, MPa	E, %
2,23 × 915 × 1650	978	1049	12,0	1071	1073	8,0
2,032 × 1219 × 3658	876	903	15,6	888	916	10,6

Die Mikrostrukturen der hergestellten Bleche sind in 1 gezeigt, wobei 1a) die Mikrostruktur der durch das Verfahren gemäß Beispiel 1 der vorliegenden Erfindung hergestellten Bleche zeigt und 1b) die Mikrostruktur der durch das Verfahren gemäß Beispiel 2 der vorliegenden Erfindung hergestellten Bleche zeigt.
Eine Analyse der Mikrostrukturen zeigte, dass die durchschnittliche Größe der α-Phasen-Körner kleiner als 1 μm war. Diese Größe ist wesentlich (3–5 mal) kleiner als die Korngröße der Bleche, die kommerzielle Produkte sind.
Proben der gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellten Bleche und Proben der Bleche, die kommerzielle Produkte sind, hergestellt gemäß dem konventionellen Verfahren, gezeigt in 2, wurden auf superplastisches Formen (SPF) bei einer Dehnungsrate bzw. Umformgeschwindigkeit von 3·10^–4 sec^–1 bei den Temperaturen von 760°C und 900°C getestet. Die Ergebnisse sind in 3 gezeigt.
Eine Analyse der Testergebnisse eröffnete, dass die Fließspannung für die Proben der Bleche, die kommerzielle Produkte waren und eine Korngröße von 6,0 μm besaßen und die bei 900°C getestet wurden, sich praktisch nicht von der Fließspannung für die Bleche der vorliegenden Erfindung mit der Korngröße von unterhalb 1,0 μm, jedoch bei 760°C getestet (zum Beispiel bei einem wahren Wert der Verformung („true deformation") von 1,1 überschreitet die Fließspannung 35 MPa nicht) unterscheidet. Zur selben Zeit betrug die wahre Verformung beim Bruch der Proben mit 1,0 μm Korngröße gemäß der vorliegenden Erfindung 2,0 gegenüber 1,7 für die Proben der Bleche, die kommerzielle Produkte sind. Daher sind die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellten Bleche für superplastisches Formen bei einer Temperatur von 760°C geeignet.
Daher erlaubt es die vorgeschlagene Methode mittels gegenwärtig vorhandener Ausrüstung, d. h. ohne Einbeziehung zusätzlicher Kapitalinvestmentkosten, große dünne Bleche aus hochfesten Titanlegierungen herzustellen, wobei die Bleche die gewünschte homogene submikrokristalline Struktur und die geforderten mechanischen Eigenschaften aufweisen, die für SPF bei Temperaturen unterhalb von 800°C geeignet sind.
Somit erlaubt die Herabsetzung der SPE-Temperatur die merkliche Erhöhung des Widerstands der Matrizen bzw. Pressformen während des SPF-Schmiedeverfahrens und die Verringerung des elektrischen Verbrauchs während des Ofenbetriebs. Daneben erlaubt eine solche Verringerung der Blechheiztemperatur vor dem SPF-Schmieden die Kosten der unwiederbringlichen Metallverluste zu minimieren, die mit der Oberflächenreinigung der Artikel vom Abblättern bzw. von der Walzhaut und der gasgesättigten Schicht nach dem SPF-Schmiedeprozess verbunden sind. Die unwiederbringlichen Verluste an Metall nehmen um 3–10 mal ab, je nach den SPF-Bedingungen.

Claims

Verfahren zur Herstellung dünner Folien bzw. Bleche aus hochfesten Titanlegierungen, wobei das genannte Verfahren folgende Schritte umfasst: Herstellung von Ausgangs-Karten-Rohlingen, Zusammensetzen der Ausgangs-Karten-Rohlinge zu einem Packen in einem Stahlgehäuse, Erhitzen und Warmwalzen des Packens aus Ausgangs-Karten-Rohlingen im Stahlgehäuse sowie Tempern, wobei im Schritt der Herstellung der Ausgangs-Karten-Rohlinge Rohlinge mit einer α-Phasen-Korngröße von nicht mehr als 2 μm hergestellt werden durch Warmwalzen einer geschmiedeten oder gesenkgeschmiedeten Bramme bzw. eines Walzblocks auf einen vorbestimmten Wert einer relativen Dicke h_B/h_F = 8 bis 10, wobei h_B die Dicke in Millimeter des Anfangs-Karten-Rohlings vor dem Warmwalzen des genannten Packens ist und h_F die Endblechdicke in Millimeter ist; und die so hergestellten Anfangs-Karten-Rohlinge auf eine Temperatur, die 50 bis 150°C höher als die beta-Transus-Temperatur (BTT) ist, erhitzt werden, bei dieser Temperatur für 15 bis 50 Minuten gehalten werden, und durch Abkühlen in Wasser bei einer Kühlrate von 200 bis 400°C/min gequencht werden; und das Warmwalzen des Packens im Stahlgehäuse, das auf eine Temperatur von 650 bis 750°C erhitzt worden ist, zuerst in Längs- oder Querrichtung bezüglich der Walzrichtung der Bramme bei einer Gesamtreduktion von 60 bis 70% ausgeführt wird, und nachfolgend bei denselben Temperatur-Reduktionsparametern in Richtung senkrecht zur Richtung des ersten Warmwalzens des Packens ausgeführt wird; und nach dem Warmwalzen des genannten Packens das Stahlgehäuse bei einer Temperatur von 650 bis 700°C für eine Zeitdauer von 30 bis 60 Minuten getempert wird.
Dünnes Blech aus hochfester Titanlegierung, erhalten gemäß dem Verfahren aus Anspruch 1.