用于制造高强度紧固件的材料及其生产方法与流程

用于制造高强度紧固件的材料及其生产方法
1.本发明涉及冶金，即制造具有设计机械性质的钛合金材料，用于生产各个行业
(
主要在飞机行业
)
中使用的紧固件
。
2.由于其高的强度-重量比和高的耐腐蚀性，钛基材料在各个行业中得到了广泛的应用
。
其中有前景的领域之一是制造飞机和汽车行业的紧固件
。
在现代飞机工程中，为了节省结构重量，钢紧固件被高强度钛合金制成的部件所取代
。
为了使部件可靠操作，螺纹紧固件应具有一组高水平性质，特别是高抗拉强度值和双剪切强度值
。
而且，钛合金在其机械性质上应与具有极限强度
σ
b-1500mpa、
双剪切强度
τ
sh-900mpa、
伸长率
δ-12
％的钢材料接近
。
强度和延展性是金属和合金的基本机械性质，紧固件材料的加工和表现性能直接取决于它们的组合
。
3.紧固件外螺纹制造中最具成本效益的过程是使用螺纹轧制工具使坯料塑性变形而制造螺纹的过程
。
轧制螺纹的轮廓是通过将工具压入坯材料中并将材料的一部分压入工具空腔中而形成的
。
现有技术的设备和适用的技术允许在热硬化态条件下，即淬火和人工时效后，在材料上轧制螺纹
。
而且，螺纹的内匝中产生压缩应力，从而显著增加裂纹发生前的循环次数，其确保整个材料增加的循环阻力
。
然而，螺纹轧制在热硬化态条件下由于材料的高强度而复杂化，其连同低延展性严重限制了过程的技术能力并降低了所用工具的耐用性
。
在这方面，相关目的是在热硬化态条件下制造具有高强度和延展性的组合的钛基材料
。
4.存在已知的紧固件及其制造
α-β
钛合金的方法，其包括
α-β
钛合金的热轧
、
固溶处理和时效，所述
α-β
钛合金以重量％计由以下组成：
[0005][0006][0007]
事实上，其中其它元素至少是硼
、
钇
(
各自具有小于
0.005
的浓度
)
和锡
、
锆
、
钼
、
铬
、
镍
、
硅
、
铜
、
铌
、
钽
、
锰以及钴
(
各自具有小于
0.1
或更小的浓度
)
，余量是钛和不可避免的杂质，在
α-β
相区中对钛合金进行热轧以生产坯料；在
1200℉(648.9℃)
至
1400℉(760℃)
的温度下对生产的坯料进行退火1至2小时；空气冷却；机加工成预定的产品尺寸；在
1500℉(815.6℃)
至
1700℉(926.7℃)
的温度下进行固溶处理
0.5
至2小时；以至少等于在空气中冷却的速率进行冷却；在
800℉(426.7℃)
至
1000℉(537.8℃)
的温度下时效4至
16
小时；和空气冷却
(rf
发明专利号
2581332
，
ipc c22c 14/00
，
c22f 1/18
，
2016
年4月
20
日公布
)。
[0008]
然而，该已知材料的抗拉强度水平被限制在
1370mpa
，在该水平下螺纹轧制在热硬化态条件下是可能的
。
[0009]
存在已知的钛合金棒材的制造方法，其包括坯料的生产
、
其热轧成棒材
、
从铸锭制
造坯料和热轧棒材的蚀刻
、
其真空退火
、
拉伸
、
拉伸棒材的退火及其机加工成最终尺寸；而且，拉伸棒材的空气退火在两个阶段进行：首先在
650-750℃
的温度下持续
15
至
60
分钟，空气冷却至室温，然后在
180-280℃
的温度下持续4至
12
小时，空气冷却至室温；而且，在第二种选择中，退火首先在
750-850℃
的温度下进行
15
至
45
分钟，在炉中冷却至
500-550℃
，随后空气冷却至室温，然后在
400-500℃
的温度下持续4至
12
小时，空气冷却至室温
(rf
发明专利号
2311248
，
ipc c22f 1/18
，
b21c 37/04
，
2007
年
11
月
27
日公布
)。
[0010]
该已知的方法旨在制造
vt16
钛合金的紧固件坯料，并且没有考虑其它高强度材料和合金的加工特性，这导致低抗拉强度和双剪切强度
。
[0011]
本发明的目的在于制造具有一组高水平机械性质的钛合金高强度紧固件材料，其允许在热硬化态条件下进行螺纹轧制
。
[0012]
在本发明的实施方案中获得的技术结果是在保持高水平延展性的同时改进了材料的强度性质
。
[0013]
该技术结果是通过以下事实实现：根据本发明，在由含有合金化元素作为
α
稳定剂
、
β
稳定剂
、
中性强化剂且余量是钛和不可避免的杂质的钛合金制造的高强度紧固件材料中，确保钛合金
α
相的固溶强化的合金化元素的总量由以下方程限定：
[0014]
[al]
eq
＝
[al]+[o]
×
10+[c]
×
10+[n]
×
20+[zr]/6
，重量％
[0015]
每种特定元素的浓度在以下范围内：
[0016][0017]
其中
[al]
eq
是铝结构当量，其在合金中的值在
5.1
至
9.3
的范围内，
[0018]
以及确保固溶强化并且还增加亚稳态
β
相的体积分数的元素总量由以下方程限定：
[0019]
[mo]
eq
＝
[mo]+[v]/1.4+[cr]
×
1.67+[fe]
×
2.5
，重量％
[0020]
其中每种特定元素的浓度在以下范围内：
[0021][0022]
其中
[mo]
eq
是钼结构当量，其在合金中的值在
12.4
至
17.4
的范围内，
[0023]
而且，在固溶处理和时效材料的结构中，初级
α
的体积分数在
15
至
27
％的范围内
。
在
1400
至
1500mpa
的抗拉强度范围内，固溶处理和时效的材料的塑性比
(k
pm
)
由积分方程限定：
[0024]kpm
＝
∫r
a d
σb,
[0025]
其中
ra是面积的减少率，％；
[0026]
σb为抗拉强度，
mpa
，
[0027]
在
3.7
×
103至
5.0
×
103的范围内
。
[0028]
固溶处理和时效的材料结构中的
β
亚晶粒尺寸不超过
15
μ
m。
用于高强度紧固件制造的材料是以直径至多
40mm
的圆形棒材的形式制成的，该圆形棒材经过固溶处理和时效
。
用于高强度紧固件制造的材料是以直径至多
18mm
的圆形线材的形式制成的，该圆形线材经过固溶处理和时效
。
固溶处理和时效的高强度紧固件材料具有超过
1400mpa
的抗拉强度
、
超过
11
％的伸长率和超过
35
％的面积的减少率
。
固溶处理和时效的高强度紧固件材料具有超过
750mpa
的双剪切强度
。
[0029]
该技术结果还通过以下事实来实现：在根据本发明的高强度紧固件材料的制造方法中，该方法包括钛合金的中间拉伸坯料的制造
、
冷拉伸坯料的制造及其最终热处理，中间拉伸坯料由含有合金化元素作为
α
稳定剂
、
β
稳定剂
、
中性强化剂，余量为钛和不可避免的杂质的钛合金制成，而且，确保钛合金
α
相固溶强化的合金化元素总量由以下方程限定：
[0030]
[al]
eq
＝
[al]+[o]
×
10+[c]
×
10+[n]
×
20+[zr]/6
，重量％
[0031]
每种特定元素的浓度在以下范围内：
[0032][0033]
其中
[al]
eq
是铝结构当量，其在合金中的值在
5.1
至
9.3
的范围内，
[0034]
以及确保固溶强化并且还增加亚稳态
β
相的体积分数的元素的总量由以下方程限定：
[0035]
[mo]
eq
＝
[mo]+[v]/1.4+[cr]
×
1.67+[fe]
×
2.5
，重量％
[0036]
每种特定元素的浓度在以下范围内：
[0037][0038]
其中
[mo]
eq
是钼结构当量，其在合金中的值在
12.4
至
17.4
的范围内，
[0039]
拉伸前，中间坯料在
(btt-20)℃-(btt-50)℃(
其中
btt
为
β
转变温度
)
的温度下退火，随后以至少
15℃/min
的算术平均速率冷却至室温，通过拉伸生产伸长率比为
1.8
至5的冷拉伸坯料，而且，冷拉伸坯料的最终热处理在以下条件下进行：在金属加热至
(btt-50)℃-(btt-80)℃
的温度并保持1至8小时后进行固溶处理，并且随后以超过
10℃/min
的算术平均速率冷却至低于或等于随后时效温度的温度，在金属加热
400
至
530℃
的温度下时效至少8小时，随后冷却至室温
。
中间拉伸坯料是通过熔化钛合金铸锭
、
对铸锭进行热机械处理以生产锻造坯体及其随后的轧制来制造的
。
中间拉伸坯料通过粉末冶金法制造
。
[0040]
为了制造这种材料，使用了含有
α
稳定剂
(
铝
、
氧
、
氮
、
碳
)、
β
稳定剂
(
钒
、
钼
、
铬
、
铁
)、
中性强化剂
(
锆
)
的钛合金
。
该材料的制造原理是基于特定合金化元素组对钛的不同影响
。
等效于铝
(
α
稳定剂和中性强化剂
)
的元素主要是由于固溶强化而强化钛合金，而等效于钼
(
β
稳定剂
)
的元素-既是固溶强化的结果，也是亚稳态
β
相增加的数量的结果，这确保了合金在时效过程中的沉淀硬化
。
本文公开的结构当量
[al]
eq
和
[mo]
eq
是与设计的加工条件一起调节高品质紧固件材料的制造过程的标准
。
[0041]
铝结构当量
[al]
eq
能够评估
α
相稳定度，同时受到合金中存在的
α
稳定元素：铝
、
氧
、
碳
、
氮和锆的影响
。
确保钛合金固溶强化的合金化元素的设定总量
[al]
eq
为
5.1
至
9.3。
考虑到加工的温度和速率参数，它能够在钛合金的化学组成的整个指定范围内获得
α
相的所需量
。
[0042]
每种元素的浓度值是基于以下原理来限定的
。
铝增加了合金的强度-重量比，改进了钛的强度和弹性模量
。
当合金中的铝浓度低于
3.0
％时，不能达到所需的强度，并且形成
ω
相恶化塑性行为的概率也增加，而合金中的
al
浓度超过
6.5
％则导致合金加工延展性降低，并导致形成
ti3al
粒子的概率，这可能导致材料脆化
。
存在
0.05
至
0.3
％范围内的氧增加了强度而没有塑性恶化
。
合金中存在浓度不超过
0.05
％的氮和浓度不超过
0.1
％的碳对室温下塑性的降低没有显著影响
。
为了提高
α
相强度，该合金另外与不超过
2.0
％的锆合金化，这改进了合金的强度，实际上不会降低其塑性和抗裂性
。
[0043]
将钒
、
钼
、
铬和铁的浓度添加至合金，对应于钼当量
[mo]
eq
从
12.4
至
17.4
，能够降低临界冷却速率，并确保在至多
40mm
及更重的部分的空气冷却过程中保持亚稳态
β
相，确保了在时效后获得高强度所需的大量亚稳态
β
相的形成以及在冷加工过程中增加的加工延展性
。
[0044]
而且，每种元素的浓度在
β
稳定剂中是另外限定的
。
在钛中具有高溶解度的钒
(
在
4.0
至
6.5
％的范围内
)
增加了热硬化性并确保了
β
相的稳定和
α
相的强化
。
在
4.0
至
6.5
％范围内与钼合金化有效地提高了在室温和升高的温度下的强度，并且还提高了含有铬和铁的合金的热稳定性
。
设定在
2.0
至
3.5
％范围内的铬浓度受该元素充当强
β
稳定剂和显著强化钛合金的能力的调节
。
当与铬的合金化超过
3.5
％时，有可能形成导致合金脆化的金属间相
ticr2。
在合金的热加工过程中，添加
0.2
至
1.0
％范围内的铁提高加工延展性，这能够防止变形缺陷
。
在合金熔化和凝固过程中，铁的浓度超过
1.0
％增加化学均匀性，这导致结构的不均匀性，并且导致机械性质的不均匀性
。
在热硬化态条件下，材料增加的塑性确保了大量亚边界与具有至多
15
μm的
β-亚晶粒尺寸的组合
,
以及边界
/
亚边界处晶界位错的存在以及还有由体积分数为
15-27
％的初级
α
粒子所确保的长相间边界
。
[0045]
热硬化材料在抗拉强度超过
1400mpa
的情况下进行螺纹轧制而不断裂的能力由以下实验建立的数学关系表征：
[0046]kpm
＝
∫r
a d
σb；
[0047]
其中kpm
是热硬化材料的塑性比，
[0048]
等于
3.7
×
103至
5.0
×
103；
[0049]ra-面积的减少率，％；
[0050]
σ
b-1400
至
1500mpa
范围内的抗拉强度
。
[0051]
所提出的高强度紧固件材料的制造方法的属性基于如下所述
。
[0052]
为了生产该材料，中间拉伸坯料是由含有合金化元素作为
α
稳定剂
、
β
稳定剂
、
中性强化剂，余量为钛和不可避免的杂质的钛合金制成的
。
[0053]
铸锭的设计化学组成是基于确保钛合金
α
相固溶强化的合金化元素总量的值的关
系确定的，并由以下方程限定：
[0054]
[al]
eq
＝
[al]+[o]
×
10+[c]
×
10+[n]
×
20+[zr]/6
，重量％
[0055]
每种特定元素的浓度在以下范围内：
[0056][0057]
其中
[al]
eq
是铝结构当量，其在合金中的值在
5.1
至
9.3
的范围内，
[0058]
并且确保固溶强化并增加亚稳态
β
相的体积分数的元素的总量由以下方程限定：
[0059]
[mo]
eq
＝
[mo]+[v]/1.4+[cr]
×
1.67+[fe]
×
2.5
，重量％，
[0060]
每种特定元素的浓度在以下范围内：
[0061][0062][0063]
其中
[mo]
eq
是钼结构当量，其在合金中的值在
12.4
至
17.4
的范围内
。
[0064]
中间坯料制造的可选方法之一是铸锭的熔化，通过在
β
和
/
或
α-β
相区的温度下转化为锻造坯料
(
坯体
)
进行的热机械处理
。
为了去除气体饱和层和表面变形缺陷，对锻造坯体进行机加工是有利的
。
坯体随后被轧制以生产轧制棒材形式的中间坯料
。
还有其它可选的中间坯料制造方法，包括粉末冶金法
。
[0065]
生产的拉伸坯料的最大直径可仅受到用于冷加工的拉伸设备的能力的限制，因为随着工件直径增加，同时确保相等的变形程度，变形工具上的负载和特定的拉伸力会显著增加
。
[0066]
此外，随着中间拉伸坯料直径的增加，由于在随后的拉伸过程中周向和中心坯料层的变形不均匀性的积累，截面变形的不均匀性增加，这因此导致最终产品结构的不均匀
。
[0067]
拉伸前，对中间坯料进行退火，包括在
(btt-20)℃-(btt-50)℃
的温度下进行真空退火，随后以至少
15℃/min
的算术平均速率进行冷却
。
在
(btt-20)℃-(btt-50)℃
的温度范围内加热具有特定化学组成的中间坯料，允许获得含有亚稳态基质
β
相以及在6％至
17
％范围内的初级
α
的部分的结构
。
在塑性冷变形过程中，初级
α
相是位错运动的障碍，因为它会减少位错到达
α
相粒子之间的距离
。
在随后的拉伸之前，应力再分布和均匀化所需的初级
α
相的部分在6至
17
％的范围内，有助于在进一步的冷变形过程中位错的有效积累，从而决定随后的返回
、
多边形化和再结晶过程
。
以超过
15℃/min
的算术平均速率从退火温度冷却，能够在其不分解的情况下维持亚稳态
β
相，并且也能够维持已建立的初级
α
相的量
。
此外，特定的速率有助于避免形成次级
α
相，次级
α
相的存在显著提高了强化率，并防止在塑性变形过程的后续阶段获得高的拉伸比
。
[0068]
中间坯料的拉伸在室温下进行，拉伸比在
1.8
至5的范围内
。
在拉伸过程中，在
β
相中以及在相间边界处和在
α
相中的位错密度显著增加
。
初级
α
粒子6至
17
％的量能够使位错
沿着流线优化分布，从而在材料体积中产生其均匀分布
。
当拉伸比超过
1.8
时，材料中会形成细胞状结构并得到稳定，这在固溶处理过程中确保了
β
亚晶粒所需的尺寸和数量
。
拉伸比小于
1.8
即使在温度范围延伸下也不能确保在随后的固溶处理过程中细胞状结构的稳定性，这是由于晶胞的低特定部分转化为
β
亚晶粒，这导致
β
亚晶粒尺寸的增加，并且不允许确保最终热处理后的机械性质值
。
最大拉伸比的特征是材料在断裂前的极端破坏性，这在很大程度上取决于拉伸参数和起始坯料结构
。
拉伸后，对线材或棒材形式的材料进行由固溶处理和随后的人工时效组成的热硬化
。
[0069]
固溶处理在以下条件下进行：将材料加热至
(btt-50)℃-(btt-80)℃
的温度，在该规定温度下保持时间1至8小时，以超过
10℃/min
的算术平均速率冷却至低于或等于随后时效温度的温度
。
[0070]
特定的条件旨在获得
α
和
β
相所需的参数
。
在该热处理过程中，由于位错的转变和再分布，获得了初级
α
相体积分数增加到至多
15
至
27
％的结构，并且在该结构中存在尺寸不超过
15
μm的
β
亚晶粒
。
[0071]
将材料加热到超过该特定温度范围导致
β
晶粒尺寸的显著增加，并降低
α
相的体积分数，最终导致材料在最终状态下的延展性降低
。
在将材料加热至低于
(btt-80)℃
的温度期间，
α
相的体积分数增加，因此在时效后难以获得超过
1450mpa
的强度
。
加热至固溶处理温度1小时期间的最小保持时间受细胞状结构转变为亚晶粒结构的持续过程的充分性调节，并且保持材料超过8小时会增加亚晶粒尺寸，从而导致延展性降低
。
算术平均冷却速率
10℃/min
是确保在固溶处理过程中不分解亚稳态
β
相
、
维持初级
α
相部分，从而抑制初级
α
相形成的最小速率
。
[0072]
固溶处理后，在
400
至
530℃
的温度下进行材料的人工时效超过8小时
。
[0073]
在
400
至
530℃
的温度下材料的人工时效允许在
1400mpa
的范围内改变抗拉强度值
(
相对于固溶处理温度范围的值
)
，并且还可以最终形成结构，这种结构与固溶处理一起允许获得增加的塑性，确保材料伸长率的值至少为
11
％
。
时效温度范围是通过获得材料所需的强度来调节的，该强度随后决定所生产的紧固件的强度
。
时效温度范围的选择受在时效过程中分解的
β
相的稳定性程度调节，并且也受沉淀的次级
α
相的分散调节，这预先决定了获得高材料强度值
。
时效至少8小时确保
β
相完全分解并使材料达到平衡
。
[0074]
具体实施例证明了本发明的工业实用性
。
[0075]
为了生产直径为
8.05mm
的线材形式的紧固件材料，熔化具有表1所示化学组成的铸锭
。
通过金相法测定的合金
β
转变温度
(btt)
等于
838℃。
[0076]
表1[0077][0078]
熔化的铸锭在
β
和
α-β
相区的温度下转化
。
对坯料进行最终转化，以生产用于轧制和随后机加工的锻造坯体
。
对机加工的坯体进行轧制，以生产直径为
13.3mm
的轧制中间坯料，变形温度在
β
区结束
。
结果是获得了再结晶的等轴
β
晶粒结构
。
直径为
13.3mm
的中间坯料
在
802℃(btt-36)℃
的温度下在真空炉中退火，并以不超过
15℃/min
的算术平均速率冷却至室温
。
为了去除表面缺陷和气体饱和层，进行了辅助操作以生产直径为
12.3mm
的坯料
。
在室温下将直径为
12.3mm
的坯料拉伸至直径为
8.6mm。
随后通过磨料研磨和酸洗去除表面缺陷和气体饱和层，在此期间，坯料直径减小至
8.05mm。
随后在以下条件下对线材材料进行热硬化：在加热至
768℃(btt-70)
°
的过程中进行固溶处理并保持4小时，以至少
10℃/min
的算术平均速率空气冷却至室温；在
500℃
的温度下人工时效，保持8小时，空气冷却
。
表2中给出了在热硬化态条件下直径为
8.05mm
的线材的材料的机械测试结果
。
在
4000
×
放大倍数下的纵向材料微观结构如图1所示
。
[0079]
表2[0080][0081]
因此，所要求保护的用于高强度紧固件的材料的特征在于通过优化钛合金中合金化元素的化学组成和浓度以及通过优化其转化和热处理的过程条件来获得的加工和表现性能提高的水平，这确保获得特定的微结构
。