CN106103757A - 高强度α/β 钛合金 - Google Patents
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Abstract
一种高强度α/β钛合金包含浓度约4.7wt.％至约6.0wt.％的Al；浓度约6.5wt.％至约8.0wt.％的V；浓度在0.15wt.％至约0.6wt.％的Si；浓度高至约0.3wt.％的Fe；浓度约0.15wt.％至约0.23wt.％的O；和余量的Ti和附带杂质。该α/β钛合金具有约0.65至约0.8的Al/V比，其中该Al/V比定义为在合金中Al的浓度与V的浓度的比值，每个浓度为重量百分比(wt.％)。
Description
技术领域
本公开文本通常涉及钛合金，且更具体地涉及具有高比强的α/β钛合金。
背景技术
这部分的陈述仅仅提供涉及本公开文本的背景信息，且不构成现有技术。
钛合金因其高强度、重量轻和优异的耐腐蚀性，长期用于航空航天和非航空航天应用。在航空航天应用中，实现高比强(强度/密度)至关重要，因此在部件设计和材料选择上，减少重量是首要考虑的。钛合金在喷气发动机的应用范围包括压缩机盘和刀片、风机盘和刀片以及外壳。在这些应用中的一般要求包括优异的比强、优秀的疲劳性能和高温性能。除了性能，熔融和碾磨加工的可生产性以及整个部件的性能一致也是重要的。
钛合金根据其相结构被分为α合金、α/β合金或者β合金。α相是一种密排六方晶格相，和β相是一种体心立方相。在纯钛中，在882℃发生从α至β的相转变；但是加入钛中的合金添加剂会改变其转变温度且产生α相和β相都存在的两相区域。升高转变温度和在α相中具有高溶解度的合金元素称为α稳定剂，降低转变温度和易溶解于β相和增强β相，并且表现出低α相溶解度的合金元素称为β稳定剂。
α合金含有中性合金元素(例如锡)和/或α稳定剂(例如铝和/或氧)。α/β合金通常包括α和β稳定剂的组合(例如在Ti-6Al-4V中的铝和钒)，并可以进行热处理以增加它们的强度至各种程度。亚稳β合金含有充足的β稳定剂(例如钼和/或钒)以完全保留淬火后的β相，并可以固溶处理和老化以实现厚型材强度的显著增加。
由于α/β钛合金强度、延展性和疲劳性能的优异组合，它们经常成为航空航天应用中选择的合金。Ti-6Al-4V，也称为Ti-64，是一种α/β钛合金，也是在机身和喷气发动机应用中是最常用的钛合金。也研制了更高强度的合金，例如Ti-550(Ti-4Al-2Sn-4Mo-0.5Si)、Ti-6246(Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo)和Ti-17(Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr)且在需要比Ti-64达到的强度的更高的强度时使用它们。
表1总结了目前在航空航天应用，包括喷气发动机和机身中，在低至中等温度下使用的高强度钛合金，其中比较了合金的密度。Ti-64由于其在航空航天部件的广泛使用被用作基准材料。从表1数据可见，大部分的高强度合金，包括α/β合金和β合金，由于加入了较大浓度的Mo、Zr和/或Sn的达到增加的强度，这反过来又导致与Ti-64相比增加了成本和重量。用于喷气发动机盘的高强度市售合金Ti-550(Ti-4Al-2Sn-4Mo-0.5Si)、Ti-6246(Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo)和Ti-17(Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr)含有重合金元素例如Mo、Sn和Zr，除了Ti-550不含Zr。高强度市售合金的通常密度比基准Ti-64合金高4-5％。重量增加往往对旋转部件比对静态部件具有更不利的影响。
表1 各种钛合金的性能
发明内容
本文描述了一种新型的α/β钛合金(其可在本公开文本中称为 或Ti-575)，在同等的固溶处理和老化条件下，其可显示比Ti-6Al-4V高至少15％的屈服强度。在给定周期数量的低周疲劳试验和缺口低周疲劳试验中，α/β钛合金也表现出比Ti-6Al-4V高至少10％的最大应力。此外，当适当处理，这种新的钛合金可同时显示与参照的Ti-6Al-4V合金相比更高的强度和相似的延展性和断裂韧性。这可保证足够的损伤容限，从而能够在部件设计中利用附加的强度。
根据一个实施方案，高强度α/β钛合金可包括浓度约4.7wt.％至约6.0wt.％的Al；浓度在约6.5wt.％至约8.0wt.％的V；浓度约0.15wt.％至约0.6wt.％的Si；浓度高至约0.3wt.％的Fe；浓度约0.15wt.％至约0.23wt.％的O；和余量的Ti和附带杂质。α/β钛合金具有约0.65至约0.8的Al/V比，其中该Al/V比定义为在合金中Al的浓度与V的浓度的比值，每个浓度为重量百分比(wt.％)。
根据另一个实施方案，高强度α/β钛合金可包括浓度约4.7wt.％至约6.0wt.％的Al；浓度约6.5wt.％至约8.0wt.％的V；每一浓度均低于1wt.％的Si和O；和余量的Ti和附带杂质。α/β钛合金具有约0.65至约0.8的Al/V比。该合金进一步具有室温下至少约970MPa的屈服强度和至少约40MPa·m1/2的断裂韧性。
一种制备高强度α/β钛合金的方法，其包含形成熔体，所述熔体包含：浓度约4.7wt.％至约6.0wt.％的Al；浓度约6.5wt.％至约8.0wt.％的V；浓度约0.15wt.％至约0.6wt.％的Si；浓度高至约0.3wt.％的Fe；浓度约0.15wt.％至约0.23wt.％的O；和余量的Ti和附带杂质。Al/V比为约0.65至约0.8，Al/V比等于Al的重量百分比浓度除以V的重量百分比浓度。该方法进一步包括固化该熔体以形成铸块。
术语“包含”、“包括”和“具有”在本公开文本中可互换使用，其作为开放式术语来指代所限定要素(或步骤)，但不排除未限定的要素(或步骤)。
附图说明
图1A显示Ti-64和Ti-575的相图。
图1B显示热处理对例示的本发明合金和Ti-64，对照基准合金，的强度和伸长率关系的影响。
图2A显示在910℃固溶处理2小时，随后风扇空气冷却，然后在500℃老化8个小时，接着空气冷却的Ti-575合金的扫描电子显微镜(SEM)图像。
图2B显示在910℃固溶处理2小时，随后空气冷却，然后在700℃退火2个小时，接着空气冷却的Ti-575合金的扫描电子显微镜(SEM)图像。
图3A和3B使用表5提供的数据，以图形显示分别进行纵向和横向拉伸试验的结果。
图3C使用表6提供的数据以图形显示进行拉伸试验的结果。
图4使用表9提供的数据以图形显示进行低周疲劳试验的结果。
图5A使用表11和12提供的数据以图形显示进行拉伸试验的结果。
图5B使用表13提供的数据以图形显示进行拉伸试验的结果。
图6A使用表14提供的数据以图形显示进行高温拉伸试验的结果。
图6B以图形显示标准(光滑表面)低周疲劳和停延时间低周疲劳试验结果。
图6C以图形显示缺口低周疲劳试验的结果。
图6D以图形显示疲劳裂纹扩展速率试验的结果。
具体实施方式
一种高强度α/β钛合金被研制出并在本文中描述。该α/β钛合金包括浓度约4.7wt.％至约6.0wt.％的Al；浓度约6.5wt.％至约8.0wt.％的V；浓度约0.15wt.％至约0.6wt.％的Si；浓度高至约0.3wt.％的Fe；浓度约0.15wt.％至约0.23wt.％的O；和余量的Ti和附带杂质。该α/β钛合金，其在本公开文本中可称为或Ti-575，其具有约0.65至约0.8的Al/V比，其中该Al/V比定义为Al在合金的浓度与V在合金的浓度的比值(每个浓度为重量百分比(wt.％))。
该α/β钛合金可以任选的包括一种或更多的选自Sn和Zr的附加合金元素，其中每一种附加合金元素以低于约1.5wt.％的浓度存在，并且该合金还可以或选择性地包括低于0.6wt.％浓度的Mo。碳(C)可以低于约0.06wt.％的浓度存在。
在一些实施方案中，α/β钛合金可以包括浓度约5.0wt.％至约5.6wt.％的Al；浓度约7.2wt.％至约8.0wt.％的V；浓度约0.20wt.％至约0.50wt.％的Si；浓度约0.02wt.％至约0.08wt.％的C；浓度约0.17wt.％至约0.22wt.％的O；和余量的Ti和附带杂质。例如，该合金可具有下式：Ti-5.3Al-7.7V-0.2Fe-0.45Si-0.03C-0.20O，其中浓度以wt.％计。
独立的，每一种附带杂质可具有0.1wt.％或更低的浓度。总共的，附带杂质具有0.5wt.％或更低的总浓度。附带杂质的实例可包括N、Y、B、Mg、Cl、Cu、H和/或C。
由于钛在钛合金组分占有余量，钛在α/β钛合金的浓度取决于存在的合金元素及附带杂质的量。然而，α/β钛合金通常包括浓度为约79wt.％至约90wt.％，或约81wt.％至约88wt.％的Ti。
对α/β钛合金的合金元素的选择的说明如下所述。如本领域技术人员将认识到的，铝用作α相稳定剂且V用作β相稳定剂。
铝可通过固溶硬化机理和有序的Ti3Al相析出物的形成加强α/β钛合金中的α相(图1中示为“DO19_TI3AL”)。铝是一种用于钛合金的轻量且廉价的合金元素。如果Al浓度低于约4.7wt.％，在进行热处理(例如STA处理)后可能得不到充分强化。如果Al浓度超过6.0wt.％，在某些热处理条件下，可能形成过量体积分数的有序的Ti3Al相析出物，其会降低合金的延展性。另外，过高的Al浓度可能会劣化钛合金的热加工性，导致由于表面裂纹的产率损失。因此，Al的合适的浓度范围是约4.7wt.％至约6.0wt.％。
V是可以具有与Mo和Nb相似强化效果的一种β稳定剂。这些元素可以称为β-同晶元素，其表现出与β钛的完全互溶性。V可以高达约15wt.％的量加入至钛中；然而，在这样的钛浓度下，β相可能过度稳定。如果V含量过高，由于固溶强化和形成于固溶处理冷却的第二α的细化的结合，延展性会降低。因此，合适的V浓度可在约6.5wt.％至约8.0wt.％范围。选择V作为在此公开的高强度α/β钛合金的一种主要的β稳定剂的原因是V是各种β稳定剂中较轻的元素，且中间合金易熔融(例如，真空电弧重熔(VAR)或冷炉熔炼)。此外，V在钛合金中分离的问题更少。Ti-Al-V系合金在整个生产程序-从熔融至转变-中具有利用Ti-6Al-4V生产经验的一个额外的好处。同样，Ti-64废料可用于熔融，这可降低合金铸块的成本。
通过控制Al/V比在0.65和0.80之间，有可能获得具有良好的强度和延展性的钛合金。如果在Al/V比小于0.65，β相可能变得过于稳定而不能在材料的热-机械处理过程中保持α/β结构。如果Al/V比大于0.80，该合金的可硬化性可能因β稳定剂的量不充足而劣化。
硅可以通过固溶机制，和通过形成钛硅化物的析出硬化效应增加钛合金的强度(参见图5B)。硅在高温下有效的提供强度和抗蠕变性效果。此外，硅可有助于改善钛合金的抗氧化性。因为过量的Si可能会降低延展性且劣化提高裂纹敏感性的钛坯的可生产性，合金中的Si浓度可被限制至约0.6％。但是，如果Si含量低于约0.15％，强化效果可能有限。因此，Si的浓度可为约0.15wt.％至约0.60wt.％范围。
Fe是一种β稳定剂，其可被认为是一种像Si的β-共析元素。这些元素在α钛中具有有限的溶解度，并可能通过β相的共析分解形成金属间化合物。但是，已经知道Fe在铸块的凝固过程中易出现分离。因此，Fe的加入量可低于0.3％，这被认为是处于不产生分离问题的范围内，例如在锻造产品微观结构中“β斑点”的范围。
氧(O)是钛合金中最强的α稳定剂之一。即使小浓度的O也可很有效的增强α相；然而，过量的氧可能导致钛合金降低的延展性和断裂韧性。在Ti-Al-V系合金中，O的最大浓度可认为是约0.23％。但是，如果O浓度低于0.15％，可能不能得到充分的强化效果。只要选自Sn、Zr和Mo中的其他β稳定元素或中性元素的添加量被限制为Sn和Zr中任一种为约1.5wt.％和Mo为0.6wt.％，其加入通常不显著劣化强度和延展性。
如下面进一步讨论的，尽管多种热处理方法中的任一个都可应用于钛合金，固溶处理和老化(STA)可以特别有效的最大化强度和疲劳性能，同时保持足够的延展性。可以通过STA甚至从固溶处理温度的空气冷却之后得到比Ti-64高至少15％的强度。因为当即使应用水淬时，大坯或锻件的中心趋向于比外部更慢的冷却，所以这是有益的。
可以控制Si和O的含量以在STA热处理后获得室温和高温下足够的强度而不劣化其它性能，如伸长率和低周疲劳寿命。本公开文本还说明当断裂韧性对于某些应用至关重要时，Si含量可以降低。
图1A显示Ti-64和新型的高强度α/β钛合金Ti-575的相图。计算使用PANDATTM(CompuTherm有限责任公司，麦迪逊，威斯康辛)进行。两个相图之间有几个显着的差异。首先，Ti3Al相在Ti-575的量低于其在Ti-64中的量。这可表明，由于中等温度热循环的损失延展性，Ti-575具有较小风险。其次，Ti-575具有较低的β转变温度，在给定的热处理温度下的在α/β范围更多的β相和在低温下稳定的高比例的残留β相。
固溶处理和老化(STA)之后，该α/β钛合金可显示出比使用相同STA处理的Ti-6Al-4V高至少15％的屈服强度。图1B显示热处理对Ti-575强度和参比样品Ti-64的影响。该图显示Ti-575在轧制退火和STA条件下的多个数据点，数据点由不同实验组分的样本产生。在轧制退火(700℃)条件下，Ti-575显示出预期的趋势，即伴随着降低的延展性的更高的强度。在STA条件下(910℃固溶处理2小时，随后风扇空气冷却，然后在500℃老化8个小时，接着空气冷却)，Ti-575样品的强度是较高的。延展性常规地被预期将相应地降低，从而与轧制退火样品的结果位于同一趋势线。然而在实践中，该STA条件下的结果被转变至大致平行的趋势线。这个意外的结果是Ti-575提供的相对于Ti-64改善的机械性能的组合的基础。除了改善的强度，在给定数量的低周疲劳和缺口低周疲劳试验循环中，α/β钛合金也显示出比Ti-6Al-4V高至少10％的疲劳应力。
图2A显示在910℃固溶处理2小时，随后风扇空气冷却，然后在500℃老化8个小时，接着空气冷却的典型的Ti-575合金的扫描电子显微镜(SEM)图像。在图2A中，该合金的微观结构包括球形初生α相颗粒；从固溶处理冷却过程中，在β相基体中形成的第二α板条；和由箭头所示的，在转化结构的β相内的第三α析出物。在固溶处理中，Ti-575中的合金元素根据他们的亲和力分成α相和β相。在从固溶处理冷却的过程中，第二板条的生长速率受限于重新分配溶质元素的需要。由于Ti-575包含比Ti 64更高比例的β稳定元素，在给定温度下的β相的平衡比例较高，并且β相转变为α相的动力学屏障较高，因此，对于给定的冷却曲线，较高比例的β相可保留在Ti-575中。在随后的在较低温度的老化，保留的β相分解产生细微的析出物/α相的第三板条，且与Ti-64的3％相比，残留β相-PANDAT预测在Ti-575中约为9％。这种残留的易延展β相的更细微的颗粒尺寸和网络的结合，被认为能够提高图1B所示的STA条件下和多种下述的实施例的延展性和断裂韧性。同样在老化过程中，硅化物和碳化物析出物的形成，和α相通过Al与O的有序化，其尺寸过于细微而不能在图2A中显示，它们被认为发生并且可增加合金的强度。图2B显示在910℃固溶处理2小时，随后空气冷却，然后在700℃退火2个小时，接着空气冷却的Ti-575合金的扫描电子显微镜(SEM)图像。该微观结构更为粗糙，缺乏第三α析出物，和与合金在退火条件下的低强度和延展性一致。
在其它情况下，其中优选的是在β转变之上制作的合金的热机械处理或主要热处理，初生α形态可以是粗糙的/针状板条，但β相的保留和随后的伴随着强化相析出而分解的原理仍然可以应用于优化合金的机械性能。
正如下面的实施例所支持的，高强度α/β钛合金可以在室温下具有至少约965MPa的屈服强度(0.2％残余变形屈服强度或弹性极限应力)。屈服强度也可以是至少约1000MPa，至少约1050MPa，或至少约1100MPa。其屈服强度可以比在基本相同固溶处理和老化条件下的Ti-6Al-4V合金的屈服强度高至少约15％。根据α/β钛合金的组分和处理，屈服强度可以高达约1200MPa，或高达约1250MPa。例如，屈服强度的范围可以为约965MPa至约1000MPa，约1000MPa至约1050MPa，或约1050MPa至约1100MPa，或约1100MPa至约1200MPa。α/β钛合金的模量可以为约105GPA至约120GPa，在某些情况下，模量可为约111GPA至约115GPA。
在合金组合物的适当设计下，高强度α/β钛合金，也可显示良好的强度-重量比，或比强，其中给定的合金组合物的比强可以定义为0.2％弹性极限应力(或0.2％残余变形屈服强度)(MPa)除以密度(g/cm3)。例如，高强度α/β钛合金在室温下可具有至少约216kN·m/kg，至少约220kN·m/kg，至少约230kN·m/kg，至少约240kN·m/kg，或至少约250kN·m/kg的比强，其中，根据合金的组分和处理，比强可高至约265kN·m/kg。通常，高强度α/β钛合金的密度落在约4.52g/cm3至约4.57g/cm3的范围，并且在某些情况下可能在约4.52g/cm3和4.55g/cm3之间的范围。
如上述讨论的，高强度α/β钛合金可显示强度和延展性的良好组合。因此，该合金在室温下可具有至少约10％，至少约12％，或至少约14％的伸长率，如以下实施例所支持的。根据合金的组分和处理，伸长率可高达约16％或约17％。理想的是，高强度α/β钛合金除了显示约10％至约17％范围的伸长率还显示出如上所述的屈服强度。该合金的延展性也可以或者可选的的在断裂韧性方面量化。如下面的表11所示，高强度α/β钛合金在室温下的断裂韧性可为至少约40MPa·m1/2，至少约50MPa·m1/2，至少约65MPa·m1/2，或至少约70MPa·m1/2。根据合金的组分和处理，断裂韧性可高达约80MPa·m1/2。
高强度α/β钛合金也可具有优异的疲劳性能。参照下述实施例中的表9，其总结了低周疲劳数据，最大应力可为，例如，在大约68000周期为至少约950MPa。一般而言，在给定数量的低周疲劳试验的循环中，α/β钛合金可显示比在基本相同固溶处理和老化条件下处理的Ti-6Al-4V合金的最大应力高至少约10％。
一种制备高强度α/β钛合金的方法，其包括形成熔体，所述熔体包含：浓度约4.7wt.％至约6.0wt.％的Al；浓度约6.5wt.％至约8.0wt.％的V；浓度约0.15wt.％至约0.6wt.％的Si；浓度高至约0.3wt.％的Fe；浓度约0.15wt.％至约0.23wt.％的O；和余量的Ti和附带杂质。Al/V比为约0.65至约0.8，Al/V比等于Al的重量百分比浓度除以V的重量百分比浓度。该方法进一步包含固化该熔体以形成铸块。
真空电弧重熔(VAR)，电子束冷床熔炼和/或等离子体冷炉熔炼可用于形成熔体。例如，本发明的合金可以使用多重熔融法在VAR炉熔化，或者采用冷炉熔炼方法之一和VAR熔融的组合。
该方法可进一步包含热机械处理该铸块以形成工件。热机械处理可需要开式模锻，闭式模锻，旋转锻造，热轧，和/或热挤压。在一些实施方案中，击穿锻造和一系列后续锻造程序可类似于应用于市售α/β钛合金的那些，如Ti-64。
然后该工件可以经受热处理以优化合金的机械性能(例如，强度、断裂韧性、延展性)。热处理可能需要固溶处理和老化或β退火。热处理温度可相对于钛合金的β转变控制。在固溶处理和老化过程中，工件可在低于β转变的约150℃至约25℃的第一温度进行固溶处理，随后根据工件的部分和所需的机械性能通过淬火、空气冷却或风扇空气冷却冷却至环境温度。然后，工件可在约400℃至约625℃的范围内的第二温度进行老化。
STA处理的α/β钛合金与轧制退火的α/β钛合金进行比较，该STA热处理的强化作用可以是明显的。甚至在空气冷却后，强化可至少部分的由于通过钒稳定β相以避免分解为粗糙α板条和薄的β板条。细微α颗粒，硅化物和碳化物可在老化步骤析出，这可以是高强度的来源。在β退火中，工件可以被加热到稍高于钛合金的β转变的温度，持续合适的时间，随后冷却(例如，风扇冷却或水淬火)。然后，工件可进行应力消除、老化、或固溶处理和老化。
如本领域的普通技术人员将认识到的，对于给定钛合金的β转变可通过金相检验或差热分析测定。
实施例A
制作重约200克的10个纽扣铸块。铸块的化学组分在表2中给出。在表中，合金32和42是典型的Ti-575合金。合金42包含少于0.6wt.％的Mo。合金Ti-64-2是一种对照合金，其与市售合金Ti-64具有相似的组分。合金22是含有较低浓度钒的对照合金。其结果是合金22中的Al/V比高于0.80。合金52是加入硅的Ti-64合金；它因Al太高和V太低而不能满足需要的Al/V比，是一个对照合金。
铸块热轧成0.5英寸(13mm)的方棒，固溶处理和老化(STA)应用至所有的棒。STA处理后，拉伸试验在室温下在棒上进行。表3显示拉伸试验的结果。
表2 实验用合金的化学组分(wt.％)和计算的密度
表3显示STA处理后的合金的拉伸性能。合金32和42显示比对照合金明显高的弹性极限强度或应力(PS)和极限拉伸强度或应力(UTS)(0.2％PS＞160ksi(1107MPs)和UTS＞180ksi(1245MPs)。它们还显示更高的比强，合金32和42分别为251kN·m/kg和263kN·m/kg。更低温度和更长时间(500℃/8hrs/AC)的固溶处理和老化导致本公开文本中的钛合金的增加的强度和足够高的延展性。
表3 STA处理后室温下的拉伸性能
实施例B
11个钛合金铸块在实验室的VAR炉中熔化。每个铸块的尺寸为8英寸(203mm)直径和约70磅(32kg)重量。合金的化学组分列于表4。在表中，给出了每种合金的Al/V比。合金69、70、72、75、76和85是本发明的合金。合金71由于Si含量低于0.15％是对照合金。合金74是一个对照的Ti-64合金。合金86是Ti-64的变体，与合金74相比，含有较高的Al、较高的V和较高的O。合金87和88是含有较低浓度的Al和较高浓度的V的对照合金。合金75和88分别含有约1wt.％的Zr和Sn和Zr。
表4 实验用合金的化学组分(wt.％)和计算的密度
这些铸块在2100°F(1149℃)浸泡，随后通过锻造从8英寸(203mm)的圆铸块生产5英寸(127mm)的方坯。然后，坯料的第一部分在低于β转变的约75°F(42℃)加热，随后锻造为2英寸(51mm)的方棒。5英寸(127mm)方坯的第二部分在低于β转变的约75°F(42℃)加热，然后锻造为1.5英寸(38mm)的厚板。板切割成两部分。一部分在低于β转变的约50°F(28℃)加热，并热轧以形成0.75英寸(19mm)的板。合金85-88的其它部分均在低于β转变的108°F(60℃)加热并热轧至0.75英寸(19mm)的板。
拉伸试件沿着纵向(L)和横向(T)的方向从0.75英寸(019mm)的板切割。这些试件在低于β转变的90°F(50℃)固溶处理1.5小时，随后空气冷却至环境温度，然后在940°F(504℃)老化8小时，接着空气冷却。拉伸试验根据ASTM E8在室温下进行。每种条件下进行两个拉伸试验；因此，表5-6中的每个值代表两次试验的平均值。
表5显示STA热处理后的0.75英寸(19mm)的板室温拉伸试验的结果。图3A和3B使用表5中的数值，分别显示纵向和横向的0.2％PS和伸长率之间的关系。在图中，由两个虚线包围的右上正方形是强度和延展性良好平衡的目标区域。作为一般趋势，强度和伸长率之间的折衷可以在大多数钛合金中观察到。本发明的合金显示强度和延展性的良好平衡，显示高于约140ksi(965MPa)的0.2％PS(通常高于150ksi(1034MPa))和高于10％的伸长率。典型的本发明的钛合金的比强在约225kN·m/kg和240kN·m/kg(基于0.2％PS)之间。应当指出的是，合金85的伸长率为9.4％，这是两次试验的伸长率，分别为10.6％和8.2％，的平均值。结果表明，合金85是优选的钛合金组分范围的边界，这可能是由于合金中较高的C和较高的Si含量。
使用两种不同条件进行2英寸方棒的固溶处理和老化：低于β转变的50°F(28℃)固溶处理1.5小时，随后空气冷却，然后在940°F(504℃)老化8小时，接着空气冷却(STA-AC)；和低于β转变的50°F(28℃)固溶处理1.5小时，随后风扇空气冷却，然后在940°F(504℃)老化8小时，接着空气冷却(STA-FAC)。
固溶处理温度的空气冷却导致材料更接近于厚型材锻造部分的中心，而从固溶处理温度的风扇空气冷却导致材料更接近于水淬火后的厚型材锻造部分的表面。在常温下的拉伸试验的结果在表6中给出。其结果也在图3C中以图形显示。
图3C显示类似的趋势，其中伸长率随强度增加而降低。在STA-FAC(固溶处理后风扇空气冷却)条件下处理的合金表现出比STA-AC条件下处理的合金稍高的强度。应当指出的是，由于过度硬化，STA-FAC处理的合金88表现出非常高的强度，但低延展性；相反，空气冷却(STA-AC)后，合金88的性能是令人满意的。本发明的合金经固溶处理后，无论冷却方法如何，显示相当一致的强度/延展性的平衡。
图1B显示STA和轧制退火(MA)条件下，本发明合金与Ti-64(对照基准合金)的强度和伸长率关系。固溶处理后的冷却用空气冷却。从图1B中明显看出，Ti-64显示在STA和MA条件之间变化很小；然而，在本发明合金中在STA之后，观察到没有伸长率劣化的显著的强化。这是由于本发明的合金与钛-64相比优异的可硬化性。
实施例C
制作一个直径为11英寸(279mm)，重量为196磅(89kg)的实验室铸块。铸块(合金95)的化学组分为Al：5.42wt.％、V：7.76wt.％、Fe：0.24wt.％、Si：0.46wt.％、C：0.06wt.％、O：0.205wt.％、余量为钛和附带杂质。该铸块在2100°F(1149℃)浸泡6小时，然后分解锻造为8英寸(203mm)的方坯。坯在1685°F(918℃)加热4小时，随后锻造为6.5英寸(165mm)的方坯。然后，坯的一部分加热到1850°F(1010℃)，随后锻造为5.5英寸(140mm)的方坯。5.5英寸方坯的一部分的在1670°F(910℃)加热2小时，随后锻造为2英寸(51mm)的方棒。方形拉伸试件从2英寸方棒切割，然后进行固溶处理和老化。改变固溶处理的温度和时间。在固溶处理后，试件通过风扇空气冷却至环境温度，随后在940°F(504℃)老化8小时，然后空气冷却。拉伸试验在室温下进行。表7显示对于每种条件的两次试验的平均值。如该表所示，0.2％PS的值显著高于最低要求的140ksi(965MPa)，且具有满意的伸长率(例如，高于10％)。
表7 各种STA热处理后的合金95的2英寸(51mm)方坯的RT拉伸试验结果
5.5英寸(140mm)的方形材料的一部分在1670°F(910℃)加热2小时后热轧为0.75英寸(19mm)的板。然后试验试件沿纵向和横向切割下来。对试件进行STA热处理(1670°F(910℃)/1hr/空气冷却，然后940°F(504℃)/8hrs/空气冷却)。表8显示在室温和500°F(260℃)下的拉伸试验的结果。结果清楚地表明，得到了更高的强度(＞140ksi)(965MPa)和满意的伸长率值(＞10％)。
表8 STA热处理后的合金95的板的拉伸性能
低周疲劳(LCF)试验试样从STA热处理试件机器加工。疲劳试验在Kt＝1和R＝0.01的条件下进行，并使用应力控制，频率为0.5Hz。该测试在105周期中断。表9和图4显示LCF试验的结果，其中LCF曲线与Ti-64的疲劳数据相比较。从图4明显看出，本发明的合金相比于市售合金Ti-64显示出优秀的LCF性能。
表9 合金95的板的LCF试验结果
实施例D
7个钛合金铸块在实验室的VAR炉中熔化。铸块的尺寸为8英寸(203mm)直径，重量为约70磅(32kg)。合金的化学组分在表10中列出。在表中，给出了每种合金的Al/V比。合金163是含有稍高氧浓度的Ti-64。合金164至合金167在本发明的组分范围内。合金168和169是硅含量低于0.15％的对照合金。
表10 实验用合金的化学组分(wt.％)和计算的密度
这些铸块在2100°F(1149℃)浸泡5小时，然后锻造为6.5英寸(165mm)的方坯。坯在低于β转变的45°F(25℃)加热4小时，随后锻造为5英寸(127mm)的方坯。然后，坯加热至高于β转变温度的大约120°F(67℃)，随后锻造为4英寸(102mm)的方坯。方坯在锻造后进行水淬火。坯在低于β转变的大约145°F(81℃)加热后进一步锻造为一个2英寸(51mm)的方棒。对2英寸(51mm)的方棒进行固溶处理，然后切割纵向拉伸试验的试件和用于L-T试验的紧凑拉伸试件。固溶处理在低于β转变的90°F(50℃)下进行，称为TB-90F。在两种不同的条件下在试件上进行老化，930°F(499℃)8小时或1112°F(600℃)2小时。表11和12显示拉伸试验和断裂韧性试验的结果。图5A以图形显示拉伸试验结果。
如表和图所示，新的α/β钛合金在所有条件下显示比目标强度和伸长率更高，证明在热处理变化中的稳定性。断裂韧性KIC在表11给出。一般强度和断裂韧性之间会有折衷。本发明的合金中，断裂韧性可以根据断裂韧性的要求通过化学组分，如硅和氧含量，的调整来控制。
对于用作喷气发动机压缩机的部件的钛合金，在适度高温(高达约300℃/572°F)的使用中保持强度是重要的。高温拉伸试验在930°F(499℃)老化8小时后的试样上进行。试验结果在表13和图5B中给出。结果显示，所有的合金显示出比Ti-64(合金163)显著更高的强度。强度随Ti-5.3Al-7.7V-Si-O系合金中Si含量增加而增加也是显而易见的。如果Ti-5.3Al-7.7V-Si-O合金中的硅含量高于约0.15％，强度可从Ti-64(合金163)的水平(图中虚线表示)升高约15％，Ti-64(合金163)的水平由图中虚线表示。
表13 高温拉伸试验结果(试验温度：300℃/572°F)
实施例E
生产重3.35吨的30英寸直径的铸块(熔炼炉号FR88735)。铸块的化学组分以重量百分比计为，Ti-5.4Al-7.6V-0.46Si-0.21Fe-0.06C-0.20O。铸块经受分解锻造，随后进行一系列的α/β温度范围内的锻造。6英寸(152mm)直径的坯用于顶锻后的性能评估。6英寸(152mm)的直径×2英寸(51mm)高度的坯样品在1670°F(910℃)加热，顶锻为0.83英寸(21mm)厚，随后在1670°F(910℃)下STA热处理1小时，然后风扇空气冷却，接着932°F(500℃)8小时，再后空气冷却。进行室温拉伸试验，高温拉伸试验和低周疲劳试验。
表14 Ti-575合金薄片与Ti-64板相比的室温拉伸试验结果
表14总结了试验结果，其结果也在图6A中直接给出。新的α/β钛合金(Ti-575，熔炼炉号FR88735)显示出在高温下比Ti-64一致更高的强度。
从顶锻薄片材料取试样后进行低周疲劳(LCF)试验。薄片在1670°F(910℃)下STA热处理1小时，随后风扇空气冷却，然后932°F(500℃)8小时，接着空气冷却。进行表面光滑LCF(Kt＝1)和缺口LCF(Kt＝2.26)试验。除了标准LCF测试，停延时间的LCF也在选定的压力水平进行，以检验本发明合金的停延敏感性。光滑表面LCF停延时间的LCF试验的结果显示在图6B中，缺口LCF试验的结果在图6C中给出。在每个试验中，Ti-64板的结果也给出用来对比。疲劳试验在105周期中断。
图6B的结果显示，本发明合金在等同LCF循环的最大应力比Ti-64板高15-20％。根据在给定最大应力下的LCF和停延LCF试验判断，Ti-575似乎不具有任何停延敏感性。图6C中所示的缺口LCF试验表明，Ti-575在等同LCF循环显示比Ti-64板高12-20％的最大应力。
在从同一个薄片取的紧凑拉伸试件上进行疲劳裂纹扩展速率试验。图6D显示试验结果，其中该数据与Ti-64的数据相比较。如在图中可见的，本发明的合金(Ti-575)的疲劳裂纹扩展速率与Ti-64是相当的。
虽然本发明根据其一定的实施方案相当详细地进行了描述，不背离本发明的其他实施方案也合理。因此，所附权利要求的精神和范围不受限于本文包含的优选实施方案的描述。所有包含在权利要求含义中的实施方案，字面上或等同的，将包含在本文中。
此外，上述优点不一定是本发明的唯一优点，并且不一定期望所述的所有优点将在本发明的每个实施方案中实现。
Claims (24)
1.一种高强度α/β钛合金，包含：
浓度约4.7wt.％至约6.0wt.％的Al；
浓度约6.5wt.％至约8.0wt.％的V；
浓度约0.15wt.％至约0.6wt.％的Si；
浓度高至约0.3wt.％的Fe；
浓度约0.15wt.％至约0.23wt.％的O；和
余量的Ti和附带杂质，
其中Al/V比为约0.65至约0.8，所述Al/V比等于Al的重量百分比浓度除以V的重量百分比浓度。
2.根据权利要求1所述的合金，其进一步包含浓度低于约1.5wt.％的附加合金元素，所述附加合金元素选自由Sn和Zr组成的组。
3.根据权利要求1或2所述的合金，其进一步包含浓度低于0.6wt.％的Mo。
4.根据权利要求1-3中任一项所述的合金，包含：
浓度约5.0wt.％至约5.6wt.％的Al；
浓度约7.2wt.％至约8.0wt.％的V；
浓度约0.2wt.％至约0.5wt.％的Si；
浓度约0.02wt.％至约0.08wt.％的C；和
浓度约0.17wt.％至约0.22wt.％的O。
5.根据权利要求1-4中任一项所述的合金，其中每一种附带杂质具有0.1wt.％或更低的浓度。
6.根据权利要求1-5中任一项所述的合金，其中附带杂质总量具有0.5wt.％或更低的浓度。
7.根据权利要求1-6中任一项所述的合金，其包含α相和β相。
8.根据权利要求7所述的合金，其中α相的析出物分散在β相。
9.根据权利要求1-8中任一项所述的合金，其包含室温下至少约970MPa的屈服强度和至少约10％的伸长率。
10.根据权利要求9所述的合金，其中屈服强度至少为约1050MPa。
11.根据权利要求1-10中任一项所述的合金，其包含室温下至少约40MPa·m1/2的断裂韧性。
12.根据权利要求1-11中任一项所述的合金，其包含室温下至少约220kN·m/kg的比强。
13.一种高强度α/β钛合金，包含：
浓度约4.7wt.％至约6.0wt.％的Al；
浓度约6.5wt.％至约8.0wt.％的V；
Si和O，每一个浓度均低于1wt.％；
余量的Ti和附带杂质，
其中Al/V比为约0.65至约0.8，所述Al/V比等于Al的重量百分比浓度除以V的重量百分比浓度，和
其中所述合金包含室温下至少约970MPa的屈服强度和至少约40MPa·m1/2的断裂韧性。
14.根据权利要求13所述的高强度α/β钛合金，其中Si的浓度约0.15wt.％至约0.6wt.％和O的浓度约0.15wt.％至约0.23wt.％。
15.根据权利要求13或14所述的合金，进一步包含浓度高至约0.3wt.％的Fe。
16.根据权利要求13-15中任一项所述的合金，其中屈服强度至少为约1050MPa。
17.一种制备高强度α/β钛合金的方法，其包含：形成熔体，所述熔体包含：
浓度约4.7wt.％至约6.0wt.％的Al；
浓度约6.5wt.％至约8.0wt.％的V；
浓度约0.15wt.％至约0.6wt.％的Si；
浓度高至约0.3wt.％的Fe；
浓度约0.15wt.％至约0.23wt.％的O；和
余量的Ti和附带杂质，其中Al/V比为约0.65至约0.8，所述Al/V比等于Al的重量百分比浓度除以V的重量百分比浓度；和
固化该熔体以形成铸块。
18.根据权利要求17所述的方法，其中熔融包含真空电弧重熔，电子束冷床熔炼和等离子体冷炉熔炼中的一种或多种。
19.根据权利要求17或18所述的方法，进一步包含：
热机械处理所述铸块以形成工件；和
热处理所述工件。
20.根据权利要求19所述的方法，其中热机械处理包含开式模锻，闭式模锻，旋转锻造，热轧，和热挤压中的一种或多种。
21.根据权利要求19或20所述的方法，其中热处理包含固溶处理和β退火中的一种或多种。
22.根据权利要求21所述的方法，其中热处理进一步包含老化。
23.根据权利要求22所述的方法，其中热处理包含：
工件在低于β转变的约150℃至约25℃的第一温度进行固溶处理；
冷却工件至环境温度；和
在低于第一温度的第二温度下对工件进行老化。
24.根据权利要求23所述的方法，其中第二温度在约400℃至约625℃范围内。
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