TWI506149B - 高強度鈦之製備 - Google Patents

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Description

高強度鈦之製備
本發明係關於一種用於製造具有高強度及高韌性之鈦合金的方法。根據本發明之該等方法不需要某些既有鈦合金製造方法中所使用之多步驟熱處理。
鈦合金一般展現高強度對重量之比例，其係耐腐蝕性且可抗中高溫度下之蠕變。就此等原因而言，鈦合金係用於航太及航空應用中，包括(例如)重要結構部件，諸如起落架構件及引擎框。鈦合金亦可用於諸如轉子、壓縮機葉片、液壓系統部件及發動機短艙之部件的噴射引擎中。
在約882℃下，純鈦經過同素異形體相轉變。在此溫度以下，鈦採用六方最密堆積晶體結構，稱為α相。在此溫度以上，鈦具有體中心立方結構，稱為β相。發生α相至β相之轉變的溫度係稱為β轉變溫度(Tβ )。β轉變溫度係受間隙及取代元素所影響且因此係取決於雜質及更重要係取決於合金元素。
在鈦合金中，通常將合金元素分為α穩定元素或β穩定元素。將α穩定元素(「α穩定劑」)加入鈦中會增加β轉變溫度。例如，鋁係鈦之取代元素且係α穩定劑。為α穩定劑的鈦之間隙合金元素包括(例如)氧、氮及碳。
將β穩定元素加入鈦會降低β轉變溫度。β穩定元素視所得相圖可為β異質同型元素或β共析元素。鈦之β異質同型元素實例係釩、鉬及鈮。藉由與足夠濃度之此等β異質同型合金元素合金，可將β轉變溫度降至室溫或更低。β共析合金元素之實例係鉻及鐵。另外，在此等元素對鈦及鈦合金之β轉變溫度幾乎無作用的意義上，其他元素，諸如(例如)矽、鋯及鉿係中性的。
圖1A描繪顯示將α穩定劑加入鈦的作用之示意相圖。藉由β轉變溫度線10之正斜率可看出隨著α穩定劑的濃度增加，β轉變溫度亦增加。β相區12係位於β轉變溫度線10上方且係相圖上鈦合金中僅存在β相的區域。在圖1A中，α-β相區14位於β轉變溫度線10之下方且表示相圖上鈦合金中存在α相及β相(α+β)兩者的區域。α相區16係在α-β相區14下方，其中鈦合金中僅存在α相。
圖1B描繪顯示將異質同型β穩定劑加入鈦的作用之示意相圖。如由β轉變溫度線10之負斜率所指示，較高濃度之β穩定劑降低β轉變溫度。β相區12係在β轉變溫度線10上方。α-β相區14及α相區16亦係存在於圖1B中具有異質同型β穩定劑的鈦之示意相圖中。
圖1C描繪顯示將共析β穩定劑加入鈦的作用之示意相圖。相圖展現一β相區12，一β轉變溫度線10、一α-β相區14及一α相區16。另外，圖1C之相圖中存在兩個額外的兩相區，其共同含有α相或β相以及鈦與共析β穩定合金添加劑(Z)的反應產物。
通常係根據鈦合金之化學組成及其等在室溫下之微結構分類之。僅含有α穩定劑(諸如鋁)之市售純(CP)鈦及鈦合金係視為α合金。此等係本質上由α相組成的主要單相合金。然而，在低於β轉變溫度下退火後，CP鈦及其他α合金通常含有約2至5體積%之β相，其一般係藉由α鈦合金中之鐵雜質穩定。合金中使用較少體積之β相控制再結晶α相晶粒大小。
近α鈦合金具有少量之β相，通常少於10體積%，其相較於α合金可產生增加之室溫抗拉強度及在高於400℃之使用溫度下增加之抗蠕變性。例示性近α鈦合金可含有約1重量%之鉬。
α/β(α+β)鈦合金，諸如Ti-6Al-4V(Ti 6-4)合金及Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo(Ti 6-2-4-2)合金同時含有α相及β相且廣泛用於航太及航空工業中。在整個熱處理及熱機械加工中，α/β合金之微結構及性質可變。
全部歸類為「β合金」之穩定β鈦合金，亞穩定β鈦合金及近β鈦合金含有比α/β合金實質上更多的β穩定元素。近β鈦合金，諸如(例如)Ti-10V-2Fe-3Al合金含有水急冷時，而非空氣急冷時足以維持一全β相結構的β穩定元素之量。亞穩定β鈦合金，諸如(例如)Ti-15Mo合金含有更高量之β穩定劑且於空氣冷卻後保留一全β相結構，但可經老化以沉澱α相用於強化。穩定β鈦合金，諸如(例如)Ti-30Mo合金於冷卻後保留一全β相微結構，但無法經老化而沉澱α相。
已知當自高於β轉變溫度之溫度冷卻時，α/β合金對冷卻速度敏感。冷卻期間α相在晶粒邊界沉澱降低此等合金之韌性。目前，製造高強度及高韌性之鈦合金需組合使用高溫變形，接著複雜的多步驟熱處理，其包括仔細控制加熱速度及直接老化。例如，美國專利申請公開案第2004/0250932 A1號揭示在高於β轉變溫度之第一溫度下將含至少5%之鉬的鈦合金形成為有用形狀，或在高於β轉變溫度之第一溫度下熱處理鈦合金，接著以不大於5℉(2.8℃)/分鐘之速率受控冷卻至低於β轉變溫度之第二溫度。亦可在第三溫度下熱處理鈦合金。
圖2顯示用於製造韌性、高強度鈦合金的一般先前技術方法之溫度對時間的示意圖。該方法通常包括在β轉變溫度以下進行高溫變形步驟及包括加熱至β轉變溫度以上，接著受控冷卻之熱處理步驟。用以製造同時具有高強度及高韌性的鈦合金之先前技術熱機械處理步驟係昂貴的，且目前只有有限量之製造商具有進行此等步驟之能力。因此，提供用於增加鈦合金之強度及/或韌性的改良方法將係有利的。
根據本發明之一態樣，一種增加鈦合金之強度及韌性的方法之非限制實施例包括在鈦合金之α-β相區中之溫度下使鈦合金塑性變形至面積減少至少25%之等效塑性變形。在α-β相區中之溫度下塑性變形鈦合金後，不將鈦合金加熱至鈦合金之β轉變溫度或以上之溫度。此外，根據非限制實施例，在鈦合金塑性變形之後，使鈦合金在低於或等於β轉變溫度以下20℉之熱處理溫度下熱處理一段熱處理時間，其足以製造具有根據等式KIc 173-(0.9)YS與降伏強度(YS)相關的斷裂韌性(KIc )之熱處理合金。在另一非限制實施例中，在鈦合金之α-β相區中之溫度下塑性變形後，可在小於或等於β轉變溫度以下20℉之熱處理溫度下熱處理鈦合金一段熱處理時間至面積減少至少25%之等效塑性變形，該段熱處理時間足以製造具有根據等式KIc 217.6-(0.9)YS與降伏強度(YS)相關的斷裂韌性(KIc )之熱處理合金。
根據本發明之另一態樣，用於熱機械處理鈦合金之非限制方法包括在高於鈦合金之β轉變溫度200℉(111℃)至低於β轉變溫度400℉(222℃)之工作溫度範圍中加工鈦合金。在非限制實施例中，在工作步驟結束時，在鈦合金之α-β相區中可出現面積減少至少25%之等效塑性變形，且在鈦合金之α-β相區中面積減少至少25%之等效塑性變形後，不加熱鈦合金至β轉變溫度以上。根據一非限制實施例，加工鈦合金後，可在介於1500℉(816℃)與900℉(482℃)間之熱處理溫度範圍中熱處理合金達一介於0.5與24小時間的熱處理時間。可在介於1500℉(816℃)與900℉(482℃)間之熱處理溫度範圍中熱處理鈦合金達一段足以製造具有根據等式KIc 173-(0.9)YS或在另一非限制實施例中根據等式KIc 217.6-(0.9)YS與熱處理合金的降伏強度(YS)有關的斷裂韌性(KIc )之熱處理合金的熱處理時間。
根據本發明之又另一態樣，一種用於處理鈦合金之方法之非限制實施例包括在鈦合金之α-β相區中加工鈦合金以提供鈦合金之面積減少至少25%的等效塑性變形。在該方法之一非限制實施例中，在室溫下，鈦合金可保留β相。在非限制實施例中，加工鈦合金後，可在不大於β轉變溫度以下20℉之熱處理溫度下熱處理鈦合金一段足以提供具有至少150 ksi之平均極限抗拉強度及至少70 ksi‧英吋1/2 之KIc 斷裂韌性的鈦合金的熱處理時間。在非限制實施例中，熱處理時間係在0.5小時至24小時之範圍中。
本發明之又另一態樣係關於已根據本發明所涵蓋之方法處理的鈦合金。一非限制實施例係關於已藉由根據本發明之方法處理之Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr合金，本發明方法包括塑性變形及熱處理鈦合金之步驟，且其中經熱處理之合金具有根據等式KIc 217.6-(0.9)YS與熱處理合金之降伏強度(YS)有關的斷裂韌性(KIc )。如於技術中已知，Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr合金，亦稱為Ti-5553合金或Ti 5-5-5-3合金名義上包括5重量%之鋁，5重量%之釩，5重量%之鉬，3重量%之鉻及其餘之鈦及附帶雜質。在一非限制實施例中，在鈦合金之α-β相區中之溫度下塑性變形鈦合金至面積減少至少25%之等效塑性變形。在α-β相區中之溫度下塑性變形鈦合金後，不將鈦合金加熱至鈦合金之β轉變溫度或以上之溫度。同樣地，在一非限制實施例中，在低於或等於β轉變溫度以下20℉(11.1℃)之熱處理溫度下熱處理鈦合金一段足以製造具有根據等式KIc 217.6-(0.9)YS與經熱處理之合金的降伏強度(YS)有關的斷裂韌性(KIc )之熱處理合金的熱處理時間。
本發明之又另一態樣係關於一種適用於航空應用及航太應用中之至少一者且包含已藉由一種方法處理之Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr合金之物件，該方法包括以足以使熱處理合金之斷裂韌性(KIc )根據等式KIc 217.6-(0.9)YS與熱處理合金之降伏強度(YS)有關之方式塑性變形及熱處理鈦合金。在非限制實施例中，可在鈦合金之α-β相區中之溫度下使鈦合金塑性變形至面積減少至少25%之等效塑性變形。在α-β相區中之溫度下塑性變形鈦合金後，不將鈦合金加熱至鈦合金之β轉變溫度或以上之溫度。在非限制實施例中，可在低於或等於(即不大於)β轉變溫度以下20℉(11.1℃)之熱處理溫度下熱處理鈦合金一段足以製造具有根據等式KIc 217.6-(0.9)YS與熱處理合金之降伏強度(YS)有關的斷裂韌性(KIc )的熱處理時間。
藉由參照附圖可更加理解本文所述方法之特徵及優點。
於考量根據本發明方法之某些非限制實施例的以下詳細描述後，讀者將可瞭解下述細節以及其他者。
在非限制實施例的本發明說明書中，除了操作實例中或另有指明外，應瞭解表述數量或特徵之所有數字在所有實例中係經術語「約」修飾。因此，除非另指明相反，否則以下說明書中所闡述之任何數字參數係可依根據本發明用於製造高強度、高韌性鈦合金的方法中欲獲得之所需性質變化之近似值。至少但不企圖將等效物之教義應用限於專利申請範圍的範圍，各數字參數應至少鑒於所記錄之有效數字的位數及藉由應用一般捨入技術而理解。
據說以引用方式整體或部份併入本文中之任何專利、公開案或其他揭示物質係僅以所併入之物質不與本發明中所闡釋之既有定義、陳述或其他揭示物質矛盾之程度併入本文中。如此且於必要程度上，將如本文所闡述之揭示內容替代以引用之方式併入本文中之任何相矛盾物質。據說以引用之方式併入本文中但與本文所闡釋之既有定義、陳述或其他揭示物質相矛盾之任何物質或其部份係僅以在所併入物質及既有揭示物質間無產生矛盾之程度併入。
根據本發明之某些非限制實施例係關於用於製造韌性及高強度鈦合金且不需使用複雜的多步驟熱處理之熱機械方法。令人驚奇且與目前及歷史上與鈦合金聯用的複雜熱機械方法相反，本文所揭示之熱機械方法之某些非限制實施例僅包括高溫變形步驟，接著進行單一熱處理步驟以賦予鈦合金某些航太及航空物質所需的抗拉強度、展延性及斷裂韌性之組合。可預期於本發明內之熱機械處理實施例可在經適宜裝配以進行鈦熱機械熱處理之任何設施下進行。該等實施例與用於賦予鈦合金高韌度及高強度之習知熱處理實施比較，該等實施通常需要嚴格控制合金冷卻速率的精密設備。
參照圖3之溫度對時間之示意圖，用於增加鈦合金之強度及韌性之根據本發明之一非限制方法20包括在鈦合金之α-β相區中之溫度下塑性變形22鈦合金至面積減少至少25%之等效塑性變形。(參見圖1A-1C及以上有關鈦合金α-β相區之論述。)α-β相區中之等效25%塑性變形包括α-β相區中之最終塑性變形溫度24。本文定義術語「最終塑性變形溫度」為在鈦合金結束塑性變形時及老化鈦合金之前的鈦合金之溫度。如圖3進一步顯示般，在塑性變形22之後，在方法20期間不加熱鈦合金至鈦合金之β轉變溫度(Tβ )以上。在某些非限制實施例中，且如圖3所示，在最終塑性變形溫度24下之塑性變形之後，在低於β轉變溫度之溫度下熱處理鈦合金26一段足以賦予鈦合金高強度及高斷裂韌性之時間。在非限制實施例中，可在低於β轉變溫度至少20℉之溫度下進行熱處理26。在另一非限制實施例中，可在低於β轉變溫度至少50℉之溫度下進行熱處理26。在某些非限制實施例中，熱處理26之溫度可係低於最終塑性變形溫度24。在其他非限制實施例中且圖3中無顯示，為進一步增加鈦合金之斷裂韌性，熱處理之溫度可高於最終塑性變形溫度，但低於β轉變溫度。應瞭解雖然圖3顯示一塑性變形22及熱處理26之恒定溫度，但在根據本發明方法之其他非限制實施例中，塑性變形22及/或熱處理26之溫度可變化。例如，在塑性變形期間發生鈦合金工件之溫度自然下降係於本文所揭示實施例的範圍內。圖3之溫度-時間示意圖圖示本文所揭示熱處理鈦合金以賦予高強度及高韌度的方法之某些實施例與用於賦予鈦合金高強度及高韌度之習知熱處理實施的比較。例如，習知熱處理實施一般需要多步驟熱處理及用於嚴格控制合金冷卻速率之精密設備，且因此係昂貴並無法在所有熱處理設施中實施。然而，圖3所示之方法實施例不包括多步驟熱處理且可使用習知熱處理設備進行。
一般而言，特定鈦合金組成決定使用根據本發明方法賦予所需機械性質的熱處理時間及熱處理溫度之組合。此外，可調節熱處理時間及溫度以獲得特定合金組成之強度及斷裂韌性之特定所需平衡。在本文所揭示之某些非限制實施例中，例如，藉由根據本發明之方法調節用以處理Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr(Ti 5-5-5-3)合金之熱處理時間及溫度可獲得140 ksi至180 ksi之極限抗拉強度與60 ksi‧英吋1/2 KIc 至100 ksi‧英吋1/2 KIc 的斷裂韌性值之組合。考量本發明後，一般技術者無須過度努力即可決定將賦予所期應用之特定鈦合金最佳強度及韌性性質之熱處理時間及溫度之特定組合。
本文所用之術語「塑性變形」意指在施加使材料應變超出其彈性極限的應力下材料之非彈性變形。
本文所用之術語「面積減少」意指塑性變形前鈦合金形式的截面積與塑性變形後鈦合金形式物的截面積間之差異，其中截面積係在相同位置取得。用以評估面積減少之鈦合金形式物可係(但不限於)坯錠、棒形、板形、桿形、線圈形、片形、輥形及擠壓成型中之任一者。
以下為藉由將5英吋直徑圓形鈦合金坯錠輥壓成2.5英吋圓形鈦合金棒而塑性變形該坯錠以計算面積減少之實例。5英吋直徑圓形坯錠的截面積係π(pi)乘以半徑平方或約(3.1415)×(2.5英吋)2 ，或19.625英吋2 。2.5英吋圓形棒之截面積係約(3.1415)×(1.25)2 或4.91英吋2 。起始坯錠對輥壓後之棒的截面積比例係4.91/19.625或25%。面積減少係100%-25%，面積減少了75%。
本文所用之術語「等效塑性變形」意指在施加使材料應變超出其彈性極限的應力下材料之非彈性變形。等效塑性變形可涉及因單軸變形所獲得之特定面積減少所引起的應力，但出現其而使變形後之合金形式物尺寸實質上無不同於變形前合金形狀物之尺寸。例如且無限制，可利用多軸鍛造以使鍛粗鈦合金坯錠經受實質塑性變形，將錯位引入合金中，但實質上無改變坯錠之最終尺寸。在等效塑性變形為至少25%之非限制實施例中，實際面積減少可為5%或更少。在等效塑性變形為至少25%之非限制實施例中，實際面積減少可為1%或更少。多軸鍛造係一般技術者已知技術且因此本文不另外描述。
在根據本發明之某些非限制實施例中，可將鈦合金塑性變形至面積減少大於25%及面積減少高達99%之等效塑性變形。在等效塑性變形為面積減少大於25%之某些非限制實施例中，α-β相區中至少面積減少25%的等效塑性變形係發生在塑性變形結束時，且在塑性變性後不加熱鈦合金至鈦合金之β轉變溫度(Tβ )以上。
在根據本發明方法之一非限制實施例中，且如圖3大體描繪般，塑性變形鈦合金包括塑性變形鈦合金以使所有等效塑性變形發生在α-β相區中。雖然圖3描繪一α-β相區中之恒定塑性變形溫度，但其亦在不同溫度下發生α-β相區中面積減少至少25%之等效塑性變形之本文實施例範圍中。例如，可在α-β相區中處理鈦合金而合金之溫度逐漸降低。只要不將鈦合金加熱至鈦合金之β轉變溫度或以上，則在α-β相區中面積減少至少25%的等效塑性變形期間加熱鈦合金以維持一恒定或接近恒定溫度或限制鈦合金之溫度下降亦於本文實施例之範圍內。在非限制實施例中，使鈦合金在α-β相區中塑性變形包括在恰低於β轉變溫度，或低於β轉變溫度約18℉(10℃)至低於β轉變溫度400℉(222℃)之塑性變形溫度範圍中使合金塑性變形。在另一非限制實施例中，使鈦合金在α-β相區中塑性變形包括在低於β轉變溫度400℉(222℃)至低於β轉變溫度20℉(11.1℃)之塑性變形溫度範圍中使合金塑性變形。在又另一非限制實施例中，使鈦合金在α-β相區中塑性變形包括在低於β轉變溫度50℉(27.8℃)至低於β轉變溫度400℉(222℃)之塑性變形溫度範圍中使合金塑性變形。
參照圖4之溫度對時間的示意圖，根據本發明之另一非限制方法30包括本文稱為「跨越β轉變」處理之特徵。在包括跨越β轉變處理之非限制實施例中，塑性變形(本文亦稱為「加工」)係在鈦合金之β轉變溫度(Tβ )或以上之鈦合金溫度下開始。同樣地，在跨越β轉變處理中，塑性變形32包括使鈦合金自β轉變溫度或以上之溫度34至鈦合金之α-β相區之最終塑性變形溫度24塑性變形。因此，在塑性變形32期間，鈦合金之溫度「跨越」β轉變溫度。同樣地，在跨越β轉變處理中，α-β相區中發生相當於面積減少至少25%的塑性變形，且鈦合金於α-β相區中塑性變形後，不將鈦合金加熱至鈦合金之β轉變溫度(Tβ )或以上的溫度。圖4之溫度-時間示意圖闡述本文所揭示熱處理鈦合金以賦予高強度及高韌性之方法的非限制實施例與用於賦予鈦合金高強度及高韌性之習知熱處理實施之比較。例如，習知熱處理實施一般需要多步驟熱處理及用於嚴格控制合金冷卻速率之精密設備，且因此係昂貴及無法在所有熱處理設施中實施。然而，圖4所示之方法實施例不包括多步驟熱處理且可使用習知熱處理設備進行。
在根據本發明方法之某些非限制實施例中，在跨越β轉變處理中塑性變形鈦合金包括在鈦合金之β轉變溫度以上200℉(111℃)至β轉變溫度以下400℉(222℃)的溫度範圍中使鈦合金塑性變形，使其在塑性變形期間跨越β轉變溫度。本發明者已確定此溫度範圍係有效的，只要(i)α-β相區中發生相當於面積減少至少25%的塑性變形及(ii)在α-β相區中塑性變形之後，不將鈦合金加熱至β轉變溫度或以上之溫度。
在根據本發明之實施例中，藉由包括(但不限於)鍛造、旋轉鍛造、落錘鍛造、多軸鍛造、棒輥壓、板輥壓及擠壓等技術或藉由此等技術中之兩者或多者之組合可塑性變形鈦合金。藉由一般技術者現在或今後已知之任何適宜研磨處理技術可實現塑性變形，只要所用之處理技術可使鈦合金工件在α-β相區中塑性變形至面積減少至少25%的等效量。
如上所指明，在根據本發明方法之某些非限制實施例中，鈦合金在α-β相區中發生塑性變形至面積減少至少25%的等效量實質上無改變鈦合金之最終尺寸。此可藉由諸如(例如)多軸鍛造之技術達成。在其他實施例中，塑性變形包括完成塑性變形後，實際減少鈦合金之截面積。技術熟練者意識到由於至少相當於面積減少25%的塑性變形所引起的鈦合金面積減少可(例如)導致鈦合金之參考截面積實際改變，即實際面積減少僅0%般低或1%及高達25%之任何量。此外，由於總塑性變形可包括相當於高達99%之面積減少的塑性變形，故塑性變形後相當於高達99%之面積減少的工件實際尺寸可引起鈦合金參考截面積僅0%或1%般低及高達99%之任何量的實際變化。
根據本發明方法之非限制實施例包括塑性變形鈦合金後及熱處理鈦合金之前將鈦合金冷卻至室溫。冷卻可藉由熔爐冷卻、空氣冷卻、水冷卻或一般技術者現在或今後已知之任何其他適宜冷卻技術實現。
本發明之態樣係根據本文所揭示之實施例熱加工鈦合金後，不將鈦合金加熱至β轉變溫度或以上之溫度。因此，熱處理步驟不在合金之β轉變溫度或以上溫度下發生。在某些非限制實施例中，熱處理包括在900℉(482℃)至1500℉(816℃)範圍中之溫度(「熱處理溫度」)下加熱鈦合金一段0.5小時至24小時範圍中之時間(「熱處理時間」)。在其他非限制實施例中，為增加斷裂韌性，熱處理溫度可高於合金之最終塑性變形溫度，但低於合金之β轉變溫度。在另一非限制實施例中，熱處理溫度(Th )係低於或等於β轉變溫度以下20℉(11.1℃)，即Th (Tβ -20℉)。在另一非限制實施例中，熱處理溫度(Th )係低於或等於β轉變溫度以下50℉(27.8℃)，即Th (Tβ -50℉)。在又其他非限制實施例中，熱處理溫度可係在至少900℉(482℃)至β轉變溫度以下20℉(11.1℃)之範圍中，或在至少900℉(482℃)至β轉變溫度以下50℉(27.8℃)之範圍中。應瞭解例如當部件厚度需長加熱時間時，熱處理時間可比24小時更長。
根據本發明方法之另一非限制實施例包括塑性變形鈦合金後進行直接老化，其中鈦合金在α-β相區中塑性變形後直接將鈦合金冷卻或加熱至熱處理溫度。咸信在塑性變形後將鈦合金直接冷卻至熱處理溫度之本發明方法之某些非限制實施例中，冷卻速率將對藉由熱處理步驟所獲得之強度及韌性性質無顯著不利影響。在高於最終塑性變形溫度但低於β轉變溫度之熱處理溫度下熱處理鈦合金之本發明方法之非限制實施例中，鈦合金在α-β相區中塑性變形後可將鈦合金直接加熱至熱處理溫度。
根據本發明之熱機械方法的某些非限制實施例包括將該處理施用於可在室溫下保留β相之鈦合金。如此，可藉由根據本發明方法之各種實施例進行有利處理的鈦合金包括β鈦合金、亞穩定β鈦合金、近β鈦合金、α-β鈦合金及近α鈦合金。預期由於如上所述即使CP鈦級別在室溫下包括低濃度之β相，但本文所揭示之方法亦可增加α鈦合金之強度及韌性。
在根據本發明方法之其他非限制實施例中，可使用該等方法以處理在室溫下可保留β相及老化後可保留或沉澱α相的鈦合金。此等合金包括(但不限於)一般類別之β鈦合金、α-β鈦合金及包含低體積百分比之β相的α合金。
可利用根據本發明方法之實施例處理之鈦合金的非限制實例包括：α/β鈦合金，諸如(例如)Ti-6Al-4V合金(UNS編號R56400及R54601)及Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo合金(UNS編號R54620及R54621)；近β鈦合金，諸如(例如)Ti-10V-2Fe-3Al合金(UNS R54610)；及亞穩定β鈦合金，諸如(例如)Ti-15Mo合金(UNS R58150)及Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr合金(UNS未指定)。
在根據本文所揭示之某些非限制實施例熱處理鈦合金之後，鈦合金可具有在138 ksi至179 ksi範圍中之極限抗拉強度。可根據ASTM E8-04，「Standard Test Methods for Tension Testing of Metallic Materials」之說明書量測本文所述之極限抗拉強度性質。同樣地，在根據本發明方法之某些非限制實施例熱處理鈦合金之後，鈦合金可具有在59 ksi‧英吋1/2 至100 ksi‧英吋1/2 範圍中之KIc 斷裂韌性。可根據ASTM E399-08，「Standard Test Method for Linear-Elastic Plane-Strain Fracture Toughness KIc of Metallic Materials」之說明書量測本文所述之KIc 斷裂韌性值。另外，在根據本發明範圍內之某些非限制實施例熱處理鈦合金之後，鈦合金可具有在134 ksi至170 ksi範圍中之降伏強度。此外，在根據本發明範圍中之某些非限制實施例熱處理鈦合金之後，鈦合金可具有在4.4%至20.5%範圍中之伸長百分比。
一般而言，藉由實施根據本發明方法之實施例可達成之鈦合金的強度及斷裂韌性之有利範圍包括(但不限於)140 ksi至180 ksi之極限抗拉強度及約40 ksi‧英吋1/2 KIc 至100 ksi‧英吋1/2 KIc 範圍內之斷裂韌性，或140 ksi至160 ksi之極限抗拉強度及60 ksi‧英吋1/2 KIc 至80 ksi‧英吋1/2 KIc 範圍內之斷裂韌性。又在其他非限制實施例中，強度及斷裂韌性之有利範圍包括160 ksi至180 ksi之極限抗拉強度及40 ksi‧英吋1/2 KIc 至60 ksi‧英吋1/2 KIc 範圍內之斷裂韌性。藉由實施根據本發明方法之某些實施例可達成之強度及斷裂韌性之其他有利範圍包括(但不限於)：135 ksi至180 ksi之極限抗拉強度及55 ksi‧英吋1/2 KIc 至100 ksi‧英吋1/2 KIc 範圍內之斷裂韌性；160 ksi至180 ksi之極限抗拉強度及60 ksi‧英吋1/2 KIc 至90 ksi‧英吋1/2 KIc 範圍內之斷裂韌性；及135 ksi至160 ksi之極限抗拉強度及85 ksi‧英吋1/2 KIc 至95 ksi‧英吋1/2 KIc 範圍內之斷裂韌性值。
在根據本發明方法之非限制實施例中，熱處理鈦合金後，該合金具有至少166 ksi之平均極限抗拉強度，至少148 ksi之平均降伏強度，至少6%之伸長百分比，及至少65 ksi‧英吋1/2 之KIc 斷裂韌性。根據本發明方法之其他非限制實施例提供具有至少150 ksi之極限抗拉強度及至少70 ksi‧英吋1/2 之KIc 斷裂韌性的經熱處理之鈦合金。又根據本發明方法之其他非限制實施例提供具有至少135 ksi之極限抗拉強度及至少55 ksi‧英吋1/2 之斷裂韌性的經熱處理之鈦合金。
根據本發明用於熱機械處理鈦合金之非限制方法包括在高於鈦合金之β轉變溫度200℉(111℃)至低於β轉變溫度400℉(222℃)之溫度範圍中加工(即塑性變形)鈦合金。在加工步驟之最後部份期間，面積減少至少25%的等效塑性變形係發生在鈦合金之α-β相區中。加工步驟後，不將鈦合金加熱至β轉變溫度以上。在非限制實施例中，加工步驟後，可在介於900℉(482℃)及1500℉(816℃)間之熱處理溫度下熱處理鈦合金一段介於0.5及24小時間之熱處理時間。
在根據本發明之某些非限制實施例中，加工鈦合金提供面積減少大於25%及面積減少高達99%之等效塑性變形，其中至少25%之等效塑性變形係發生在加工步驟之鈦合金的α-β相區中且於塑性變形後，不將鈦合金加熱至β轉變溫度以上。非限制實施例包括在α-β相區中加工鈦合金。在其他非限制實施例中，加工包括在β轉變溫度或以上之溫度下加工鈦合金至α-β相區之最終加工溫度，其中該加工包括在鈦合金之α-β相區中面積減少25%之等效塑性變形並於塑性變形後不加熱鈦合金至β轉變溫度以上。
為確定可用於某些航太及航空應用的鈦合金之熱機械性質，收集來自已根據ATI Allvac之先前技術實施處理的鈦合金之機械測試數據及技術文獻彙集之數據。如本文所用，若合金之韌性及強度係至少與應用所需一般高或於應用所需範圍內，則合金具有「可用於」特定應用之機械性質。收集可用於某些航太及航空應用之以下合金的機械性質：Ti-10V-2Fe-3-Al(Ti 10-2-3；UNS R54610)、Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr(Ti 5-5-5-3；UNS未指定)、Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo合金(Ti 6-2-4-2；UNS編號R54620及R54621)、Ti-6Al-4V(Ti 6-4；UNS編號R56400及R54601)、Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo(Ti 6-2-4-6；UNS R56260)、Ti-6Al-2Sn-2Zr-2Cr-2Mo-0.25Si(Ti 6-22-22；AMS 4898)及Ti-3Al-8V-6Cr-4Zr-4Mo(Ti 3-8-6-4-4；AMS 4939、4957、4958)。文獻中報導並眾所周知此等合金中每一者之組成。表1呈現順從本文揭示方法的非限制例示鈦合金之典型化學組成範圍(以重量百分比計)。應瞭解表1所呈現之合金僅係當已根據本文揭示實施例處理時展現增加之強度及韌性的合金之非限制實例，且技術熟練實施者現今或今後公認之其他鈦合金亦係於本文所揭示之實施例的範圍內。
圖5以圖形方式呈現當利用程序複雜且昂貴的先前技術熱機械方法處理時，藉由前面所提及合金所展現之斷裂韌性及降伏強度之可用組合。由圖5可看出圖中包括斷裂韌性及降伏強度之可用組合區域之下限可近似線y=-0.9x+173，其中「y」係以ksi‧英吋1/2 為單位之KIc 斷裂韌性及「x」係以ksi為單位之降伏強度(YS)。本文以下呈現的實例1及3(亦參見圖6)中所呈現的數據論證根據本發明處理鈦合金，包括如本文所述塑性變形及熱處理合金之方法之實施例產生類似利用昂貴及程序相對複雜的先前技術處理技術所獲得之彼等者的KIc 斷裂韌性及降伏強度的組合。換言之，參照圖5，基於進行根據本發明方法之某些實施例所獲得之結果，可獲得展現根據等式(1)之斷裂韌性及降伏強度的鈦合金。
於圖5另外可看出圖中包括斷裂韌性及降伏強度的可用組合之區域上限可近似線y=-0.9x+217.6，其中「y」係以ksi‧英吋1/2 為單位之KIc 斷裂韌性及「x」係以ksi為單位之降伏強度(YS)。因此，基於進行根據本發明方法之實施例所獲得之結果，可使用本發明方法以製造一展現於圖5之邊界區域內之斷裂韌性及降伏強度之鈦合金，該邊界區域可根據等式(2)進行描述。
根據本發明之非限制態樣，根據本發明方法包括塑性變形及熱處理步驟之實施例產生具有至少類似使用相對昂貴及程序複雜之先前技術熱機械技術處理的相同合金之降伏強度及斷裂韌性的鈦合金。
另外，如實例1及表1及以下表2中所呈現之數據所示，藉由根據本發明方法處理鈦合金Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr產生展現超越藉由先前技術熱機械處理所獲得之彼等者的機械性質的鈦合金。參見圖6。換言之，參照圖5及圖6所示包括藉由先前技術熱機械處理所獲得之降伏強度及斷裂韌性之組合的邊界區域，根據本發明方法之某些實施例產生斷裂韌性及降伏強度係根據等式(3)相關的鈦合金。
以下實例係意欲進一步描述非限制實施例，而無限制本發明之範圍。一般技術者將瞭解實例之變體可於僅藉由專利申請範圍界定之本發明範圍內。
實例1
在α-β相區中約1450℉(787.8℃)之起始溫度下，將獲自ATI Allvac,Monroe,North Carolina之5英吋圓形Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr(Ti 5-5-5-3)合金坯錠輥壓成2.5英吋棒。Ti 5-5-5-3合金之β轉變溫度係約1530℉(832℃)。Ti 5-5-5-3合金具有5.02重量%鋁、4.87重量%釩、0.41重量%鐵、4.90重量%鉬、2.85重量%鉻、0.12重量%氧、0.09重量%鋯、0.03重量%矽，其餘為鈦及附帶雜質之平均鑄錠化學組成。最終加工溫度係1480℉(804.4℃)，其亦在α-β相區中且不低於合金之β轉變溫度以下400℉(222℃)。合金直徑之減少相應於α-β相區中合金面積之75%減少。輥壓後，將合金以空氣冷卻至室溫。在許多熱處理溫度下熱處理經冷卻之合金樣品不同的熱處理時間。沿縱向(L)方向及橫向(T)方向量測經熱處理之合金樣品的機械性質。表2呈現各種測試樣品所用的熱處理時間及熱處理溫度及沿縱向方向測試樣品之拉伸及斷裂韌性(KIc )的結果。
表3呈現熱處理時間、熱處理溫度、及沿橫向方向所量測樣品之拉伸測試結果。
用於航太應用之Ti 5-5-5-3合金性質之典型目標包括至少150 ksi之平均極限抗拉強度及至少70 ksi‧英吋1/2 之最小斷裂韌性KIc 值。根據實例1，藉由表2中樣品4-6所列的熱處理時間及溫度組合可獲得此等目標機械性質。
實例2
於每一試樣的近中點處截面分割實例1之4號樣品試樣並Krolls蝕刻之以檢查由輥壓及熱處理所產生之微結構。圖7A係沿代表性製備試樣之縱向方向之光學顯微圖(100x)及圖7B係沿橫向方向的光學顯微圖(100x)。在1250℉(677℃)下輥壓及熱處理4小時後所製得之微結構係分散於β相基質中之微細α相。
實例3
在α-β相區中1400℉(760.0℃)之起始溫度下使獲自ATI Allvac之Ti-15Mo合金棒塑性變形至減少75%。Ti-15Mo合金之β轉變溫度係約1475℉(801.7℃)。合金之最終加工溫度係約1200℉(648.9℃)，其係不低於合金β轉變溫度以下400℉(222℃)。加工後，在900℉(482.2℃)下老化Ti-15Mo棒16小時。老化後，Ti-15Mo棒具有178-188 ksi範圍內之極限抗拉強度，170-175 ksi範圍內之降伏強度，約30 ksi‧英吋1/2 之KIc 斷裂韌性值。
實例4
在β相區中約1650℉(889℃)之起始溫度下，將5英吋圓形Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr(Ti 5-5-5-3)合金坯錠輥壓成2.5英吋棒。Ti 5-5-5-3合金之β轉變溫度係約1530℉(832℃)。最終加工溫度係1330℉(721℃)，其係在α-β相區中且不低於合金之β轉變溫度以下400℉(222℃)。合金直徑之減少相應於面積減少75%。在塑性變形期間冷卻塑性變形溫度並跨越β轉變溫度。當合金在塑性變形期間冷卻時，在α-β相區中發生至少25%之面積減少。α-β相區中減少至少25%之後，不將合金加熱至β轉變溫度以上。輥壓後，將合金以空氣冷卻至室溫。在1300℉(704℃)下老化合金2小時。
已參照各種例示性、說明性及非限制實施例書寫本發明。然而，藉由一般技術者可瞭解在不脫離如僅藉由申請專利範圍所界定之本發明範圍下可完成各種替代、改良或所揭示實施例(或其部份)中任何一者的組合。因此，預期並理解本發明包含本文未明確闡述之額外實施例。例如藉由組合及/或改良本文所示實施例的任何揭示步驟、成份、組成份、組份、元素、特徵、態樣及其類似物可獲得此等實施例。因此，本發明不受各種例示性、闡述性及非限制實施例所限制，而僅受申請專利範圍限制。以此方式，申請者保有在實行增加如本文以不同方式所述特徵期間修訂申請專利範圍之權利。
10．．．β轉變溫度線
12．．．β相區
14．．．α-β相區
16．．．α相區
20．．．方法
22．．．塑性變形
24．．．最終塑性變形溫度
26．．．熱處理
30．．．非限制方法
32．．．塑性變形
34．．．溫度
圖1A係與α穩定元素形成合金之鈦的相圖實例；
圖1B係與異質同型β穩定元素形成合金之鈦的相圖實例；
圖1C係與共析β穩定元素形成合金之鈦的相圖實例；
圖2係用於製造韌性、高強度鈦合金之先前技術熱機械處理方案之示意圖；
圖3係根據本發明方法包括實質上全部α-β相塑性變形之非限制實施例的時間-溫度圖；
圖4係根據本發明方法包括「跨越β轉變」塑性變形之另一非限制實施例的時間-溫度圖；
圖5係經根據先前技術方法熱處理之各種鈦合金的KIc 斷裂韌性對降伏強度之圖；
圖6係經根據依照本發明方法之非限制實施例塑性變形及熱處理之鈦合金及比較彼等實施例與經根據先前技術方法熱處理的合金的KIc 斷裂韌性對降伏強度之圖；
圖7A係在1250℉(677℃)下輥壓及熱處理4小時後，沿縱向方向之Ti 5-5-5-3合金的顯微圖；及
圖7B係在1250℉(677℃)下輥壓及熱處理4小時後，沿橫向方向之Ti 5-5-5-3合金的顯微圖。
(無元件符號說明)

Claims (38)

  1. 一種用於增加鈦合金之強度及韌性之方法，該方法包括：在鈦合金之α-β相區的溫度下，塑性變形鈦合金至面積減少至少25%的等效塑性變形，其中該面積減少至少25%的等效塑性變形係發生在恰低於鈦合金的β轉變溫度至低於該鈦合金的β轉變溫度400℉(222℃)之溫度範圍中，且其中在α-β相區的溫度下塑性變形鈦合金後，不將鈦合金加熱至該鈦合金之β轉變溫度或以上之溫度；及熱處理該鈦合金，其中熱處理該鈦合金係由單一熱處理步驟所組成，其係在小於或等於β轉變溫度減去20℉之熱處理溫度下達一段足以製造一經熱處理之合金之熱處理時間，其中該經熱處理之合金的斷裂韌性(KIc )係根據以下等式與該經熱處理之合金之降伏強度(YS)相關：221.2-(0.9)YSKIc 173-(0.9)YS。
  2. 如請求項1之方法，其中該經熱處理之合金之斷裂韌性(KIc )係根據以下等式與該經熱處理之合金之降伏強度(YS)相關：217.6-(0.9)YSKIc 173-(0.9)YS。
  3. 如請求項1之方法，其中該經熱處理之合金之斷裂韌性(KIc )係根據以下等式與該經熱處理之合金之降伏強度(YS)相關：221.2-(0.9)YSKIc 217.6-(0.9)YS。
  4. 如請求項1之方法，其中該鈦合金在α-β相區中之塑性變 形包括塑性變形鈦合金至面積減少大於25%至面積減少99%的範圍中之等效塑性變形。
  5. 如請求項1之方法，其中該面積減少至少25%的等效塑性變形係發生在低於β轉變溫度20℉(11.1℃)至低於β轉變溫度400℉(222℃)之塑性變形溫度範圍中。
  6. 如請求項1之方法，其進一步包括在β轉變溫度或以上及跨越β轉變溫度之溫度下塑性變形鈦合金，然後在α-β相區中之溫度下塑性變形鈦合金。
  7. 如請求項6之方法，其中在β轉變溫度或以上之溫度下塑性變形鈦合金包括在高於β轉變溫度200℉(111℃)至β轉變溫度的溫度範圍中塑性變形鈦合金。
  8. 如請求項1之方法，其進一步包括在塑性變形鈦合金之後及在熱處理鈦合金之前將鈦合金冷卻至室溫。
  9. 如請求項1之方法，其進一步包括在塑性變形鈦合金之後及在熱處理鈦合金之前將鈦合金冷卻至熱處理溫度。
  10. 如請求項1之方法，其中熱處理鈦合金包括在900℉(482℃)至低於β轉變溫度20℉(11.1℃)之溫度範圍中之熱處理溫度下加熱鈦合金達一段在0.5小時至24小時範圍中之熱處理時間。
  11. 如請求項1之方法，其中塑性變形鈦合金包括鍛造、旋轉鍛造、落錘鍛造、多軸鍛造、棒輥壓、板輥壓及擠壓鈦合金中之至少一者。
  12. 如請求項1或4之方法，其中該等效塑性變形包括鈦合金之截面積實際減少。
  13. 如請求項1之方法，其中塑性變形鈦合金導致鈦合金之截面積實際減少5%或更少。
  14. 如請求項1之方法，其中該鈦合金係可在室溫下保留β相之鈦合金。
  15. 如請求項14之方法，其中該鈦合金係選自β鈦合金、亞穩定β鈦合金、α-β鈦合金及近α鈦合金。
  16. 如請求項14之方法，其中該鈦合金係Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr合金或Ti-15Mo合金。
  17. 如請求項1之方法，其中在熱處理鈦合金後，該鈦合金展現在138ksi至179ksi範圍中之極限抗拉強度。
  18. 如請求項1之方法，其中在熱處理鈦合金後，該鈦合金展現在134ksi至170ksi範圍中之極限抗拉強度。
  19. 如請求項1之方法，其中在熱處理鈦合金後，該鈦合金展現在59ksi．英吋1/2 至100ksi．英吋1/2 範圍中之KIc 斷裂韌性。
  20. 如請求項1之方法，其中在熱處理鈦合金後，該鈦合金展現在4.4%至20.5%範圍中之伸長百分比。
  21. 如請求項1之方法，其中在熱處理鈦合金後，該鈦合金展現至少166ksi之平均極限抗拉強度，至少148ksi之平均降伏強度，至少6%之伸長百分比，及至少65ksi．英吋1/2 之KIc 斷裂韌性。
  22. 如請求項1之方法，其中在熱處理鈦合金後，該鈦合金具有至少150ksi之極限抗拉強度及至少70ksi．英吋1/2 之KIc 斷裂韌性。
  23. 如請求項1之方法，其進一步包括最終塑性變形溫度，其中該最終塑性變形溫度係在鈦合金結束塑性變形時及熱處理該鈦合金之前的鈦合金之溫度。
  24. 如請求項23之方法，其中該熱處理溫度係低於該最終塑性變形溫度。
  25. 如請求項23之方法，其中該熱處理溫度係高於該最終塑性變形溫度，且低於該鈦合金的β轉變溫度。
  26. 如請求項1之方法，其中該面積減少至少25%的等效塑性變形係發生在低於β轉變溫度18℉(10℃)至低於β轉變溫度400℉(222℃)之塑性變形溫度範圍中。
  27. 一種用於熱機械處理鈦合金之方法，該方法包括：在高於鈦合金之β轉變溫度200℉(111℃)至低於鈦合金之β轉變溫度400℉(222℃)的加工溫度範圍中加工鈦合金，其中在鈦合金之α-β相區中發生鈦合金面積減少至少25%；且其中在鈦合金之α-β相區中鈦合金面積減少至少25%之後，不將鈦合金加熱至β轉變溫度以上；及熱處理該鈦合金，其中熱處理該鈦合金係由單一熱處理步驟所組成，其係在介於900℉(482℃)與低於β轉變溫度以下20℉(11.1℃)間之熱處理溫度範圍中之熱處理溫度歷時一段足以製造一具有根據以下等式與經熱處理之合金的降伏強度(YS)相關的斷裂韌性(KIc )的經熱處理之合金的熱處理時間：221.2-(0.9)YSKIc 173-(0.9)YS。
  28. 如請求項27之方法，其中該熱處理時間係在0.5至24小時 之範圍中。
  29. 如請求項27之方法，其中加工鈦合金提供在面積減少大於25%至面積減少99%之範圍中的等效塑性變形。
  30. 如請求項27之方法，其中加工鈦合金包括加工實質上完全在α-β相區中的鈦合金。
  31. 如請求項27之方法，其中加工鈦合金包括自α-β相區中之β轉變溫度或以上之溫度至α-β相區中的最終加工溫度加工鈦合金。
  32. 如請求項27之方法，其進一步包括在加工鈦合金之後及在熱處理鈦合金之前，將鈦合金冷卻至室溫。
  33. 如請求項27之方法，其進一步包括在加工鈦合金之後，將鈦合金冷卻至於熱處理溫度範圍內之熱處理溫度。
  34. 如請求項27之方法，其中該鈦合金係可在室溫下保留β相之鈦合金。
  35. 如請求項27之方法，其中在熱處理鈦合金後，該鈦合金具有至少166ksi之平均極限抗拉強度，至少148ksi之平均降伏強度，至少65ksi．英吋1/2 之KIc 斷裂韌性，及至少6%之伸長百分比。
  36. 如請求項27之方法，其中該經熱處理之合金之斷裂韌性(KIc )係根據以下等式與該經熱處理之合金之降伏強度(YS)相關：221.2-(0.9)YSKIc 217.6-(0.9)YS。
  37. 一種用於處理鈦合金之方法，該方法包括：在鈦合金之α-β相區中加工鈦合金以提供鈦合金至少 25%之等效面積減少，其中該鈦合金可在室溫下保留β相；且其中該鈦合金至少25%之等效面積減少係發生在恰低於鈦合金的β轉變溫度至低於該鈦合金的β轉變溫度400℉(222℃)之塑性變形溫度範圍中；及熱處理該鈦合金，其中熱處理該鈦合金係由單一熱處理步驟所組成，其係在不大於β轉變溫度以下20℉之熱處理溫度下熱處理鈦合金一段足以提供具有至少150ksi之平均極限抗拉強度及至少70ksi．英吋1/2 之KIc 斷裂韌性之鈦合金的熱處理時間。
  38. 如請求項37之方法，其中該熱處理時間係在0.5小時至24小時範圍內。
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