CN104169449A

CN104169449A - 具有改良性能的钛合金

Info

Publication number: CN104169449A
Application number: CN201380013790.0A
Authority: CN
Inventors: 罗杰·托马斯; 保罗·盖瑞特; 约翰·范宁
Original assignee: Titanium Metals Corp
Current assignee: Titanium Metals Corp
Priority date: 2012-01-12
Filing date: 2013-01-12
Publication date: 2014-11-26
Also published as: WO2013106788A1; CN110144496B; RU2017124095A; RU2014133039A; GB2498408A; GB2498408B; US10119178B2; CN110144496A; CA2861163C; EP2802676B1; CA2861163A1; US20190169712A1; EP2802676A4; US20190169713A1; JP2015510035A; JP6165171B2; US20120107132A1; EP2802676A1; RU2017124095A3; GB201202769D0

Abstract

本发明公开了一种具有高强度、细小晶粒尺寸、和低成本的钛合金，以及制造所述钛合金的方法。具体地，本发明的合金提供了比Ti6-4增加100MPa强度，且具有类似的密度和接近相等的延展性。本发明的合金特别适用于包括飞机发动机组件的各种应用中。所述Ti合金包括以重量百分比计，约6.0-6.7％的铝，约1.4-2.0％的钒，约1.4-2.0％的钼，约0.20-0.42％的硅，约0.17-0.23％的氧，最大约0.24％的铁，最大约0.08％的碳，以及附带杂质的余量钛。

Description

具有改良性能的钛合金

相关申请的交叉引用

本申请要求2012年1月12日提交的美国申请No.13/349483和2012年2月17日提交的英国专利申请No.1202769.4的优先权，如在本说明书中充分提到，上述申请的全部内容在此以引文形式并入。

技术领域

本公开文本通常涉及钛(Ti)合金。具体而言，描述了具有相对低成本且改善机械性能的α-β的Ti合金，以及制造该Ti合金的方法。

背景技术

在要求高强度重量比、良好的抗腐蚀性、以及在更高的温度下这些性能的保持度的应用中，已经广泛使用Ti合金。尽管具有这些优势，与钢铁和其它合金相比，Ti合金较高的原料和生产成本严格限制了其在对于提高效率和性能的需要远高于其相对较高成本中的应用。受益于以各种加工方式加入Ti合金的一些典型应用包括但不限于：航空发动机盘、套管、风扇和压缩机扇叶；飞机机身组件；外科手术组件；装甲板和各种工业/工程应用。

已被成功的用于各种应用的常规Ti基合金是Ti-6Al-4V，又名Ti 6-4。顾名思义，这种Ti合金通常包括6wt.％的铝(Al)和4wt.％的钒(V)。Ti6-4也通常包括至多0.30wt.％的铁(Fe)和至多0.30wt.％的氧(O)。Ti6-4已经成为钛合金“主力”，其中在中等温度下强度/重量比是材料选择的关键参数。Ti6-4的性能平衡，适用于各种各样的静态和动态的结构应用中，其能够被稳妥的加工来提供稳定的性能，且其相对便宜。

目前，航空公司对于降低大气排放和噪音，降低燃料成本和降低维护和备件成本的需要推动了新型航空发动机的设计。发动机生产商通过具有更高旁通比、压缩机中更高压力、涡轮机中更高温度的发动机的设计回应他们之间的竞争。这些增强的机械性能需要合金具有比Ti6-4更高强度，但是具有相同的密度和接近相等的延展性。

其他合金，如(Ti-4.0Al-4.0Mo-2.0Sn-0.5Si)和VT8(Ti-6.0Al-3.2Mo-0.4Fe-0.3Si-0.15O)，与Ti6-4相比，从合金中包含的硅获得接近100MPa的强度。但是，这些合金与Ti6-4相比具有更高的密度和更高的生产成本，因为不用钒而使用钼作为主要β稳定元素。附加费用的升高不仅因为钼相对于钒具有更高价格，还因为在这些合金中包含了作为原材料的Ti6-4切屑和加工碎屑。

因此，工业上需要提供一种与Ti6-4相比，具有更高强度、更细小晶粒尺寸和特别改良的低周疲劳寿命的成本效益好的合金。

发明内容

本发明公开了一种具有高强度、细小晶粒尺寸、和低成本的钛合金，以及制造该钛合金的方法。具体而言，本发明的合金提供了与Ti6-4相比，增加100MPa的强度，且具有类似的密度和接近相等的延展性。所述强度和延展性的改良组合在高应变率下得以保持。与Ti6-4相比，本发明合金的高强度使其能够获得明显增加的寿命，使其在给定压力的低周疲劳负载下失效。本发明的合金特别适用于包括飞机发动机组件的多种应用中。本发明的合金在整个公开中被称为“本发明合金”或“Ti639”。

本发明的Ti合金包括，以重量百分比计，约6.0-6.7％的铝，约1.4-2.0％的钒，约1.4-2.0％的钼，约0.20-0.42％的硅，约0.17-0.23％的氧，最高约0.24％的铁，最高约0.08％的碳，以及附带杂质的余量钛。优选地，本发明Ti合金包括，以重量百分比计，约6.0-6.7％的铝，约1.4-2.0％的钒，约1.4-2.0％的钼，约0.20-0.42％的硅，约0.17-0.23％的氧，约0.1-0.24％的铁，最高约0.08％的碳，以及附带杂质的余量钛。更优选，所述合金包括约6.3-6.7％的铝，约1.5-1.9％的钒，约1.5-1.9％的钼，约0.33-0.39％的硅，约0.18-0.21％的氧，0.1-0.2％的铁，0.01-0.05％的碳，以及附带杂质的余量钛。再更优选地，本发明的Ti合金包括以重量百分比计，约6.5％的铝，约1.7％的钒，约1.7％的钼，约0.36％的硅，约0.2％的氧，约0.16％的铁，约0.03％的碳，以及附带杂质的余量钛。

本发明的Ti合金也可以包括附带杂质或其它添加的元素，如Co、Cr、Cu、Ga、Hf、Mn、N、Nb、Ni、S、Sn、P、Ta、和Zr，对于每个元素，其浓度与杂质的水平相关联。任意一种附带杂质元素或其它添加元素的最大浓度优选为约0.1wt.％，且所有杂质和/或添加元素组合的浓度优选总体不超过约0.4wt.％。

根据本发明公开的合金基本上由列举的元素构成。将理解的是，除了这些必须加入的元素，也可以在组分中加入其它非特定的元素，只要这些元素的存在并没有对组分的基本性能有实质的影响。。

具有公开组分的本发明合金在纵向和横向两个方向上具有拉伸屈服强度(TYS)至少为约145ksi(1000MPa)和极限拉伸强度(UTS)至少为约160ksi(1103MPa)，且当使用ASTM E8标准评估时，断面缩减(RA)至少为约25％且伸长量(EI)至少为约10％。

本发明的Ti合金能够制成最普通的产品形式，包括坯状、棒状，线状、板状和片状。所述Ti合金能够轧成具有厚度为0.020英寸(0.508mm)-4英寸(101.6mm)的板。在具体的应用中，本发明的合金可以制成具有厚度为约0.8英寸(20.23mm)的板。

本发明也描述了制造本发明合金的方法，其包括：以重量百分比计，约6.0-6.7％的铝，约1.4-2.0％的钒，约1.4-2.0％的钼，约0.20-0.42％的硅，约0.17-0.23％的氧，约0.1-0.24％的铁，最高约0.08％的碳，以及附带杂质的余量钛。优选地，Ti合金通过在冷却的床式反射炉中熔融包括适量比例的铝、钒、钼、硅、氧、铁、碳和钛的回收和/或原材料的组合来形成熔态合金，并向模具中铸造所述熔态合金。所述回收材料可以包括，例如Ti6-4的切屑和加工碎屑以及工业纯(CP)的钛废料。原材料可以包括例如海绵钛、铁粉和铝珠。任选地，回收材料可以包括Ti6-4的切屑、海绵钛、和/或主合金、铁和铝珠的组合。

当满足或超过航天工业使用的Ti6-4的机械性能时，在此说明书中公开的本发明合金提供了常规Ti6-4合金的类似替换。

附图说明

附图，并入此公开文本并作为其一部分，图解了所公开发明的示意性实施例并用于解释所公开发明的原理。

图1是图解根据本发明公开文本的实施方案的本发明的合金的制备方法的流程图。

图2A是Ti6-4合金的显微照片。

图2B是包含Ti-6Al-2.6V-1Mo的对照合金的显微照片。

图2C是包含Ti-6Al-2.6V-1Mo-0.5Si的对照合金的显微照片。

图2D是根据本公开文本的示意性实施方案的Ti合金的显微照片。

图3是图解基于合金的组成影响合金各种性能的考虑因素的示意图。

图4是显示使用沿着横穿板的最终延展方向取得的本发明合金的平滑实验片与Ti6-4相比的室温低周疲劳结果曲线图。

图5是显示使用沿着横穿板的最终延展方向取得的本发明合金的缺口实验片与Ti6-4相比的室温低周疲劳结果曲线图。

图6是显示使用沿着纵穿板的最终延展方向取得的本发明合金的平滑实验片与Ti6-4相比的室温低周疲劳结果曲线图。

图7是显示使用沿着纵穿板的最终延展方向取得的本发明合金的缺口实验片与Ti6-4相比的室温低周疲劳结果曲线图。

图8是显示与Ti6-4相比本发明合金的高应变率的曲线图。

除非另加说明，所有附图中同样的引用数字和字母都用于表示所述实施方案的如特征、元素、组分或部分。当参考附图表示所公开的发明时，其与所示实施方案相联系如上进行。

具体实施方式

本发明描述了具有良好机械性能的典型Ti合金，其使用合理的低成本材料形成。与Ti6-4相比，这些Ti合金尤其适用于包括飞机组件的多种应用中，所述组件要求更高强度和低周疲劳抗性，这些应用包括但不限于扇叶、盘、套管、塔桥结构或飞机起落架。任选地，所述Ti合金适于使用钛合金的一般工程组件，其中更高的强度质量比将是有益的。本发明的合金在整个公开中被称为“本发明合金”或“Ti639”。

本发明的Ti合金包括以重量百分比计，约6.0-6.7％的铝，约1.4-2.0％的钒，约1.4-2.0％的钼，约0.20-0.42％的硅，约0.17-0.23％的氧，最高约0.24％的铁，最高约0.08％的碳，以及附带杂质的余量钛。优选地，本发明的Ti合金包括，以重量百分比计，约6.0-6.7％的铝，约1.4-2.0％的钒，约1.4-2.0％的钼，约0.20-0.42％的硅，约0.17-0.23％的氧，约0.1-0.24％的铁，最高约0.08％的碳，以及附带杂质的余量钛。更优选，所述合金包括约6.3-6.7％的铝，约1.5-1.9％的钒，约1.5-1.9％的钼，约0.33-0.39％的硅，约0.18-0.21％的氧，0.1-0.2％的铁，0.01-0.05％的碳，以及附带杂质的余量钛。甚至更优选地，本发明的Ti合金包括以重量百分比计，约6.5％的铝，约1.7％的钒，约1.7％的钼，约0.36％的硅，约0.20％的氧，约0.16％的铁，约0.03％的碳，以及附带杂质的余量钛。

铝作为钛中的合金元素是α稳定剂，其升高了α相稳定时的温度。存在于本发明合金中铝的重量百分比为约6.0-6.7％。具体而言，存在的铝为约6.0、约6.1、约6.2、约6.3、约6.4约6.5、约6.6或约6.7wt.％。优选地，存在的铝的重量百分比约为6.4-6.7％。甚至更优选地，存在的铝约为6.5 wt.％。如果铝含量超过本说明书公开的上限，所述合金的可用性明显下降且延展性和韧性变差。另一方面，铝含量水平低于本说明书公开的下限时，不能获得具有足够强度的合金。

钒作为钛中的合金元素是同晶型的β稳定剂，其降低了β转化温度。存在于本发明合金中钒的重量百分比为约1.4-2.0％。具体而言，存在的钒为约1.4，约1.5，约1.6，约1.7，约1.8，约1.9，或2.0wt.％。优选地，存在的钒的重量百分比约为1.5-1.9％。更优选地，存在的钒约为1.7wt.％。如果钒含量超过本说明书公开的上限，合金的β稳定剂的含量将过高而导致相对于Ti6-4密度升高。同样，如果钒的浓度相对于钼含量增加，合金的初始α晶粒尺寸将增加。另一方面，使用钒的水平太低时，合金将趋于接近α，而非真正的α-β合金，导致合金强度和延展性变差。附图3提供了优化本发明合金中钒和钼的含量的考量曲线图。

钼作为钛中的合金元素是同晶型的β稳定剂，其降低了β转化温度。使用适量的钼使初始α晶粒尺寸得到精制，可以提供与仅使用钒作为β稳定元素的合金相比，改良的延展性和疲劳寿命。存在于本发明合金中钼的重量百分比为约1.4-2.0％。具体而言，存在的钼为约1.4，约1.5，约1.6，约1.7，约1.8，约1.9或约2.0wt.％。优选地，存在的钼的重量百分比为约1.5-1.9％。更优选地，存在的钼为约1.7wt.％。如果钼含量超过本说明书公开的上限，将产生与Ti6-4相比，密度升高的技术缺陷，且由于Ti6-4作为工业钛合金的优越性导致大多数可加入铸块的废料具有该组分，产生经济上和工业上的后果。由于限制合金中β稳定剂的总含量来控制密度，限制加入β稳定剂例如钼的比例来优化生产经济性。另一方面，使用钼的水平低于本说明书公开的下限时，由于合金将接近α，而非真正的α而非合金，导致合金的强度和延展性变差。

硅作为钛中的合金元素是共析体的β稳定剂，其降低了β转化温度。硅能够增加钛合金的强度且降低其密度。另外，尤其是当优化钼和钒的平衡时，添加硅提供了所需的拉伸强度而未严重牺牲延展性。另外，硅提供了与Ti6-4相比，并类似于的在较高温度下的拉伸性能。存在于本发明合金中硅的重量百分比为约0.2-0.42％。具体而言，存在的硅为约0.20，约0.22，约0.24，约0.26，约0.28，约0.30，约0.32，约0.34，约0.36，约0.38，约0.40，或约0.42wt.％。优选地，存在的硅的重量百分比为约0.34-0.38％。更优选地，存在的硅为约0.36wt.％。如果硅含量超过本说明书公开的上限，合金的延展性和韧性将会变差。另一方面，使用的硅的水平低于本说明书公开的下限时，能生产具有较差强度的合金。

铁作为钛中的合金元素是共析体的β稳定剂，其降低了β转化温度，且铁在环境温度下在钛中是增强元素。存在于本发明合金中铁的最大重量百分比为0.24％。具体而言，存在的铁为约0.04，约0.8，约0.10，约0.12，约0.15，约0.16，约0.20，或约0.24wt.％。优选地，存在的铁的重量百分比为约0.10-0.20％。更优选地，存在的铁为约0.16wt.％。如果铁含量超过本说明书公开的上限，合金将潜在易分离问题，并且延展性和韧性将会变差。另一方面，使用铁的水平低于本说明书公开的下限时，生产的合金不能达到希望的高强度、深层硬化性以及优越的延展性。

氧作为钛中的合金元素是α稳定剂，且氧在环境温度下在钛合金中是有效的增强元素。存在于本发明合金中氧的重量百分比为约0.17-0.23％。具体而言，存在的氧为约0.17，约0.18，约0.19，约0.20，约0.21，约0.22，或约0.23wt.％.。优选地，存在的氧的重量百分比为约0.19-0.21％。更优选地，存在的氧为约0.20wt.％。如果氧含量太低，则强度过低且Ti合金的成本升高因为废金属将不适用于Ti合金的熔融。另一方面，如果氧含量过高，延展性、韧性和可成型性将变差。

碳作为钛中的合金元素是α稳定剂，其提高了α相稳定的温度。存在于本发明合金中碳的最大重量百分比为约0.08％。具体而言，存在的碳为约0.01，约0.02，约0.03，约0.04，约0.05，约0.06，约0.07，或约0.08wt.％。优选地，存在的碳的重量百分比为约0.01-0.05％。更优选地，存在的碳为约0.03wt.％。如果碳含量过低，则合金的强度可过低且Ti合金的成本可升高因为废金属将不适用于Ti合金的熔融。另一方面，如果碳含量太高，合金的延展性将降低。

根据本发明公开文本的合金基本上由列举的元素构成。将理解的是，除了这些必须加入的元素，可以在组合物中加入其它非特定的元素，只要这些元素的存在并没有对组分的基本性能有实质的影响。

计算出本发明合金的密度为约0.1614磅/立方英寸(lb/in³)(4.47g/cm³)至约0.1639lb/in³(4.54g/cm³)具有名义密度为约0.1625lb/in³(4.50g/cm³)。

本发明合金具有β转变线约为1850℉(1010℃)-1904℉(1040℃)。本发明合金的微观结构是在β转变线下加工合金时显示的。通常，本发明合金的微观结构具有初始α晶粒尺寸至少如Ti6-4一样细小或比Ti6-4更细小。具体而言，本发明合金的微观结构在转变的β相背景下(暗色背景)包括初始α相(白色晶粒)。优选获得的微观结构中主要α晶粒尺寸尽量细小，从而随着改变组分增加合金强度的同时保持延展性。在一个实施方案中，初始α晶粒尺寸可小于约15μm。

本发明Ti合金达到优越的拉伸性能。例如，根据ASTM E8标准分析时，本发明Ti合金在横向或纵向上具有拉伸屈服强度(TYS)至少为约145ksi(1000MPa)和极限拉伸强度(UTS)至少为约160ksi(1103MPa)。另外，所述Ti合金具有至少约10％的伸长量和至少约25％的断面收缩率(RA)。

本发明的钛合金具有2.6-4.0的钼当量(Mo_eq)，其中钼当量定义为：Mo_eq＝Mo+0.67V+2.9Fe。在一个具体的应用中，所述Mo_eq为3.3。

本发明的钛合金具有10.6-约12.9的铝当量(Al_eq)，其中铝当量定义为：Al_eq＝Al+27O。在一个具体的应用中，所述Al_eq为11.9。

另外，本发明合金表现出与Ti6-4相同延展性的同时保持其在高应变率上优于Ti6-4的强度。而且，弹道实验表明本发明合金表现出对模拟弹片的抗性大于或等于Ti6-4。具体而言，本发明合金在使用0.50Cal.(12.7mm)模拟弹片(Fragment Simulating Projectiles)(FSP)的弹道实验中表现出至少60fps的V50。在具体应用中，本发明合金表现出至少80fps的V50。本发明合金也表现出与Ti6-4相比相似的断裂韧性。与Ti6-4一样，根据材料的加工和加热处理，认为本发明合金能够是一系列性能的组合。

本发明合金能够制成不同的产品或具有多种用途的零件。例如，本发明的合金可以形成飞机组件如盘、套管、塔桥结构或飞机起落架以及机动车部件。在一个具体应用中，本发明的合金用作扇叶。

本发明还公开了一种制造具有良好机械性能的Ti合金的方法。该方法包括以适当的比例熔融原料组合来生产本发明的钛合金，其包括，以重量计，约6.0-6.7％的铝，约1.4-2.0％的钒，约1.4-2.0％的钼，约0.20-0.42％的硅，约0.17-0.23％的氧，约0.1-0.24％的铁，最高约0.08％的碳，以及附带杂质的余量钛。熔融可以在例如冷床炉中进行，任选地随后在真空电弧熔炉(VAR)中再熔融。任选地，铸块可以通过在VAR熔炉中多重熔融形成。原料可以包括回收和原材料的组合，如钛废料和海绵钛与少量的铁结合。在大多行情下，使用回收材料显著节约成本。使用的回收材料可包括但不限于Ti 6-4、Ti-10V-2Fe-3Al、其它Ti-Al-V-Fe合金、和CP钛。回收材料可以是加工碎屑(切屑)的形式、固体块或再熔融的电极。使用的原材料可包括但不限于海绵钛、铝-钒；铝-钼；和钛-硅主合金、铁粉、硅颗粒、或铝珠。由于Ti-Al-V合金回收材料的使用允许减少使用钛-钒主合金或不使用钛-钒主合金，能够显著节约成本。然而，如果需要的话，也不排除使用和添加包括海绵钛和合金元素的原材料而不是回收材料。

所述制造方法也能包括合金的熔融铸块，且依次在β转化温度以上和以下下锻造本发明合金，随后在β转化温度以下锻造和/或轧制。在一个具体的应用中，制造Ti合金的方法用于生产航天系统的组件，再更具体的是生产用于制造扇叶的板。

附图1提供了显示制造Ti合金示例方法的流程图。首先，在步骤100中制备具有适当浓度和比例的所需量的原材料。尽管回收材料可能与任意组成的原始材料任意组合，所述原料能够包括回收材料。

制备后，在步骤110中熔融原材料并铸造来生产铸块。熔融可以通过例如VAR、等离子弧熔融、电子束熔融、自耗电极渣壳熔融或其结合进行。在具体应用中，双重熔融铸块通过VAR制备，且直接在圆柱型熔炉中浇铸。

在步骤120中，铸块进行初步的锻造或轧制。在β转化温度以上进行初始锻造和轧制。如果在这个步骤中实行轧制，随后的轧制在纵向上实行。在具体的应用中，钛合金铸块加热至β转化温度以上约40-200摄氏度之间，且锻造分解铸块的铸造组织并随后冷却。优选地，钛合金的铸块加热至β转变温度以上约90-115摄氏度之间。甚至更优选地，将铸块加热至β转变线以上约90摄氏度。

在任选的步骤130中，铸块在β转化温度以下再加热，且锻造使转化结构变形。在一个具体应用中，铸块在β转变线以下约30-100摄氏度之间再加热。优选地，铸块在β转变线以下约40-60摄氏度之间再加热。更优选地，铸块在β转变线以下约50摄氏度再加热。

下一步，在任选的步骤140中，铸块在β转化温度以上再加热使β相重结晶，随后锻造至张力至少为百分之十并用水淬火。在一个具体的应用中，铸块在β转变线以上约30-150摄氏度之间再加热。优选地，铸块在β转变线以上约40-60摄氏度之间再加热。甚至更优选地，铸块在β转变温度以上约45摄氏度再加热。

在步骤150中，将铸块进一步锻造和/或轧制来制成板状、棒状或坯状。如果通过步骤120、或任选步骤130或140制备锻造铸块，将锻造的铸块在β转变温度以下约30-100摄氏度之间再加热并轧制成所需尺寸的板状、棒状或坯状，如所需将金属再加热以获得所需的尺寸和微观结构。在具体应用中，将铸块在β转变温度以下30-100摄氏度之间再加热。优选地，铸块在β转变线以下约40-60摄氏度之间再加热。更优选地，铸块在β转变线以下约50摄氏度再加热。

轧制板通常(但任选地)在至少两个阶段完成，以至于材料能够在两个阶段之间被旋转90度，从而促进板的微观结构的发展。最后的锻造和轧制在β转化温度以下进行，在相对于铸块轴的横向或纵向上进行轧制。

铸块随后在步骤160中退火，其优选在β转化温度以下进行。最后轧制的产品具有厚度的范围是但不限于约0.020英寸(0.508mm)-4.0英寸(101.6mm)。在一些变化中，板的退火可以与板的约束一起进行来确保板在冷却后是要求的几何形状。在另一应用中，板可以加热到退火温度随后在退火前拉平。

在一些应用中，轧制至约0.4英寸(10.16mm)以下样板可以通过热轧制来完成以生产圈形或条形产品。在再另一个应用中，轧制薄样板片产品可以通过热轧制板材来完成，如单片或多片在钢铁包中包装。

所述典型钛合金及其制造方法的其它细节在下述实施例中描述。

典型实施方案

该部分提供的实施方案用于解释说明所用的加工步骤、获得的组分以及随后根据本发明实施方案制备的Ti合金的性能。以下描述的Ti合金及其有关的制造方法将作为实施例而不用于限定本发明。

实施例1

元素对Ti6-4基的影响

首先制备一些具有本说明书公开的元素范围之外组分的Ti合金，作为对照实施例。在评估包含于提供合金中元素的作用时，熔融两个系列的200g金属小块且随后(β随后α/β)轧制成13mm的方条。获得的结果在下表1中概括。

表1

注：拉伸性能使用ASTM E8标准评估。AC＝空气冷却；PS＝试验应力；

初始热处理步骤＝960℃/30分钟/AC。

表1提供了来自包括Ti6-4在内的五种合金拉伸实验结果。表1表明当钒被钼替代时获得的对照拉伸实验结果。具体的，当钼和钒的比例在1％-2.6％之间变化时，仅观察到7与Ti6-4相比(比较合金A，B，D和E)较小的拉伸强度变化。

表1也显示了0.5％的硅含量导致与没有该元素的合金相比，强度显著增加(比较合金C和合金B)。提供合金A，B，D和E通常应用于Ti6-4上的两个阶段的热处理。合金C由于包含硅在不同于其它合金的条件下热处理。选择此热处理是由于现有技术中包含硅的合金例如显示当热处理的最终步骤为400-500℃之间的老化步骤时，通常获得该合金的最佳性能。

在钛合金中，如在其他金属材料中一样，晶粒尺寸影响材料的机械性能。晶粒尺寸越细小，通常伴有更高的强度，或在给定的强度水平下具有更高的延展性。表2显示了实验的钛合金(见表1的组分)浇铸成250g铸块的微观结构，且通过锻造改造并轧制成12mm的方条。这些微观结构包括在转化的β相(暗色背景)背景中的初始α相(白色粒子)。图2A显示了通过此方法生产的作为标准的合金A(Ti6-4)的微观结构。为了通过改变组分提高合金强度的同时保持延展性，希望获得的微观结构中初始α晶粒尺寸尽量细小。图2B至2D显示了包含钼的实验合金(合金B、C和E)的微观结构，其导致转化的β相表现地更暗。经验发现，其中钼是主要的β稳定元素的钛合金比其中钒是主要的β稳定元素的钛合金易具有更细小的β晶粒尺寸。图2显示了合金E(图2D)比合金A(Ti6-4)(图2A)表现更好的初始α相，同时合金B和C(图2B和2C)的颗粒尺寸与Ti6-4(图2A)的尺寸相类似。图2表明在包含钒和钼二者的合金中，为了获得希望的更细小的晶粒尺寸，钼存在的比例必须大于或等于钒的比例。

表2提供了附加的一系列八个金属小块(合金标定成分)及其拉伸实验结果。

表2 金属小块组分和拉伸实验结果

注：所有样品在β转化温度减去40℃下固溶热处理1小时并空气冷却，随后在400℃下老化24小时并空气冷却。

表2的结果显示在合金组分中包括硅的增强作用。例如向Ti6-4基中添加硅导致拉伸强度的显著增加(将合金F与合金G比较)。表2也显示了对于任意给定的基础组分，与包含0.35％Si相比，包含0.50％Si获得更高的强度(将H、J和L与I、K和M分别比较)。

表2也显示了改变合金中钼和钒含量的作用。与包含1.5％Mo和1.5％V的合金相比，包含2％Mo和2％V的合金具有更高的强度和延展性(将I和J与L和M分别比较)。

另外，对于给定的基础组分，减低氧含量获得较低的强度(将M与I比较)。而且，表2显示了在分析组分的范围内弹性系数变化很小。

图3图解了钼和钒平衡选择的考量。使用足量的钼使得初始α晶粒尺寸精制非常重要，因为与Ti6-4相比，其促进了更佳疲劳性能(与相似)。然而，增加钼比例的使用具有经济/工业后果，因为作为工业钛合金Ti6-4的在先成就导致大多数可以合并入铸块的废料具有该组分。用于合并的废料的可用性主要影响了将新合金引入工业产品时的经济性。

实验性工作提供了证据证明在图3中的合金设计原理在实践中是有效的。硅的添加使得拉伸强度增加且没有显著损失延展性，尤其是当优化了钼/钒平衡时。与Ti6-4相比，硅的包含也显著提升高温拉伸性能(与相似)。

实施例2

进行附加实验来评估化学组分，计算本发明合金的参数、拉伸性能和弹性性能。具体的，六个铸块，8英寸(203mm)直径，双VAR熔融，包含下表3所示组分。所述材料随着在每个方向厚度上降低40％的最终次转化轧制转变成0.62英寸(15.7mm)的板。

使用本发明合金的平均化学分析结果(Ti639；Heat V8116),计算β转变线为1884℉(1029℃)。从连续较高的退火温度下淬火后，使用金相观察确认这个值。

密度

合金的密度是重要的考量，其中合金的选择标准是(强度/重量)或(强度/重量的平方)。对于用于替代Ti6-4的合金，密度与Ti6-4相等的合金特别有用，由于这将允许需要替换更高材料性能时不改变设计。

表3报道了每个实验合金的密度的计算。使用混合规则计算V8116(Ti-6.5Al-1.8V-1.7Mo-0.16Fe-0.3Si-0.2O-0.03C)的密度为0.1626lbs in^-3(4.50g cm^-3)。当在相同基础上计算时，Ti6-4的密度为0.1609lbs in^-3(4.46g cm^-3)。因此，V8116比Ti6-4的密度高仅约1.011倍。

固溶处理加过老化(STOA)的情况

在确定每个合金的拉伸性能之前，将板热处理至如下固溶处理加过老化(STOA)的情况，：退火1760℉(960℃)，20分钟，空气冷却(AC)至室温，随后老化1292℉(700℃)2小时，空气冷却。

表4提供了拉伸性能的结果。Ti6-4基线(V8111)表现出用于此配方的典型性能和热处理情况。本发明合金(V8116)的具体UTS和具体TYS分别比同样处理的Ti6-4高大约9％和12％。

弹道性能

熔融表3中确定的对比组分的实验尺寸铸块并将其转化至0.62英寸(15.7mm)交叉轧制板。在如下的固溶处理加过老化情况下进行拉伸和弹道评估：退火1760℉(960℃)20分钟，空气冷却(AC)至室温，随后1292℉(700℃)老化2小时，空气冷却。

弹道性能结果在表3中提供。使用0.50Cal.(12.7mm)模拟弹片(FSP)进行弹道实验。实验了三个板：V8111(Ti6-4)、V8113(Ti-6.5Al-1.8V-1.4Mo0.16Fe-0.5Si-0.2O-0.06C)和V8116(Ti-6.5Al-1.8V-1.7Mo-0.16Fe-0.3Si-0.2O-0.03C)。

V8116的弹道结果有利于说明在每秒81英尺(fps)的V50在基础标准之上；局部的绝热剪切并不是机理失效的主因；且没有二次破裂发生。最后的观测尤为重要，因为其表明0.03wt％的C和0.3wt％的Si对抗冲击性没有副作用。发现对于这些具体实验情况的V8116整体的弹道性能与Ti 6-4(V8111)相似。因此，V8116组分的更高强度的益处将在不牺牲抗冲击性下实现。

相反，热的V8113，其具有与V8116类似的拉伸性能但更高Si(0.5比0.3wt％)和更高C(0.06比0.03wt％)，低V50值(基础标准以下92fps)且出现严重裂纹，导致板在实验期间裂成两半。即使使用相对低部分冲击能的射击，V8113也发生裂纹。另外，V8113出现的裂纹在射击处与板的拐角之间；此现象未在Ti 6-4或V8116中观察到。

V8116(Ti-6.5Al-1.8V-1.7Mo-0.16Fe-0.3Si-0.2O-0.03C)中观察到的高强度(167ksi UTS和157ksi)、高伸长量(11％)以及好的弹道和冲击性能的结合是非常有利的，因为其避免了大量合金的添加，易增加密度和成本的，通常关系到Ti合金板的强度水平。

实施例3

用于制备中空钛合金扇叶的中间产品的特性

为了在工业规模上核实本发明钛合金(指定为Ti639)的性能，通过双VAR熔融生产直径为30英寸(760mm)的铸块，标准重量为3.4MT，指定为FU83099。此铸块随后根据图1列出的处理方法转化成板，应用工业上用于Ti6-4扇叶板市售产品的常规方法。部分的热(FU83099B)使用交叉轧制方法处理，而另一部分的热(FU83099)沿着单一轴轧制。

也根据ASTM E8进行室温拉伸实验来进一步评估与本发明的合金板相比，Ti6-4扇叶板的特性。表4中显示了板的化学组分和室温拉伸实验的结果。

表4的结果进一步表面本发明的合金比Ti6-4更强。FU83099A和B结果的比较表明，与交叉轧制相比，当沿着单一轴轧制时材料中性能的各向异性更大。

根据模拟中空钛扇叶制备设计的流程热处理取自FU83099B的样品，且随后对其进行一部分机械实验。图4-8显示了Ti6-4与本发明合金(FU83099B)，显示为Ti639，之间的比较，在低周疲劳实验中，其可表示出合金在组件中表现的延展性。图4和6显示了分别横向和纵向的板的最终轧制方向的样品块的结果。图4和6提供了实验“平滑”实验片的实验结果，且其清楚的表明了本发明的合金与Ti6-4相比的优越性。图4显示了“Ti639”和“老化的Ti639”的结果。“老化的Ti639”样品接受的热处理步骤中最终步骤在老化范围，500℃，但“Ti639”样品接受的热处理步骤中最终步骤在700℃，典型退火条件。所述结果在两种情况下表明本发明合金都实现了良好的性能。所述结果表明与Ti6-4相比，Ti639表现出明显改善的光滑的低周疲劳性能。在横向上(图4)，疲劳寿命在最大压力约890MPa时从Ti6-4的大约1×10⁴周增加到Ti639的接近1×10⁵周，且对于寿命为1×10⁵周的最大压力增加了接近100MPa，从Ti6-4的790MPa到Ti639的接近890MPa。在纵向上，疲劳寿命在最大压力为830MPa时从Ti6-4的低于3×10⁴周增加到Ti639的接近1×10⁵周，且对于寿命接近1×10⁵周的最大压力从Ti6-4的接近790MPa到Ti639的约890MPa。

图5和7显示了进一步低周疲劳实验结果，该结果来自使用缺口实验片的更多艰难的实验。这些结果进一步确认了本发明合金的优越性。

图8提供了在高应变率拉伸实验中，Ti6-4与本发明合金(FU83099B)，显示为Ti639，之间的对比。这些数据确定在与中空扇叶相关的使用条件下，本发明合金中强度与延展性的良好结合优于Ti6-4。这是因为所述扇叶必须设计成在使用时经得起鸟类冲击，且材料的经得起该冲击的能力影响所述设计、质量以及组件的效果。

为了清楚，在描述本发明时，下述术语和首字母缩写词如下定义。

拉伸屈服强度(TYS)：工程拉伸应力下材料表现出来自应力和应变比的具体极限偏差(2％)。

极限拉伸强度(UTS)：材料能够承受的最大工程拉伸应力，其由在进行拉力实验期间导致破坏的最大承载和样品的原始横截面积计算。

弹性系数(E)：描述拉伸弹性，或当沿着轴实施反向力时物体沿轴变形的趋势。弹性系数定义为拉伸应力和拉伸应变的比。

伸长量(EI)：在拉伸实验期间，断裂后计量长度的增加(表示为原始计量长度的百分比)。在此工作中，长度百分比用两个标准计量长度确定。在第一个方法中，计量长度根据公式5.65公式百确定，其中So是实验片的横截面积。在第二个方法中，计量长度为4D，其中D是实验片的直径。这些不同点不会在长度百分数确定上具有材料作用。

断面收缩率(RA)：在拉伸实验期间，断裂后拉伸样本的横截面具减少量(表示为原始横截面积的百分比)。

阿尔法(α)稳定剂：当一种元素溶解在钛中，其导致β转化温度升高。

贝塔(β)稳定剂：当一种元素溶解在钛中，其导致β转化温度降低。

贝塔(β)转变线：钛合金完全从α+β同素异形体转化成β晶体结构的最低温度。其也被称为β转化温度。

共析体化合物：一种钛与过渡金属的金属间化合物，其通过分解富含钛的β相形成。

同晶型β(β_ISO)稳定剂：一种β稳定元素，其与β钛具有相似的相关系，且不会与钛形成金属间化合物。

共析体β(β_EUT)稳定剂：一种β稳定元素，其能够与钛形成金属间化合物。

试验应力(PS)：能够使拉伸实验片产生特定的小的、永久的延展的力。这个值接近于在不表现出确定屈服点的材料中的屈服应力。所述值在应变0.2％处设定。

铸块：熔融和铸造的产品以及它们衍生的任意中间产品。

本领域技术人员将理解的是，本发明不限于本文具体显示和描述的内容。而本发明的范围通过下述权利要求定义。也应该进一步理解的是，上述说明书仅仅代表实施方案的示例性实施例。为方便读者，上述说明书重点在于可实施方案的代表性样品，教导本发明原理的样品。不同实施方案的部分的不同组合可以得到其他实施方案。

说明书没有完全列举所有可能的改变。本发明没有在特定部分展示任选的实施方案，所述任选的实施方案可以由所述部分的不同组合获得，或某部分的其他没有描述的任选实施方案获得，其不视为不保护这些任选的实施方案。将理解的是，许多这些未描述的实施方案在下述权利要求文字的范围内，且其他实施方案是等同的。另外，整个说明书引用的所有参考文献、出版物、美国专利和美国专利申请公开如在本说明书中充分提到，全部在此以引文形式并入本发明。

在说明书和权利要求中提到的所有百分数以重量计(wt.％)。

Claims

1.一种钛合金，包括以重量％计，约6.0-6.7的铝，约1.4-2.0的钒，约1.4-2.0的钼，约0.20-0.42的硅，约0.17-0.23的氧，至多约0.24的铁，至多约0.08的碳，以及附带杂质的余量钛。

2.一种钛合金，包括以重量％计，约6.3-6.7的铝，约1.5-1.9的钒，约1.5-1.9的钼，约0.34-0.38的硅，约0.18-0.21的氧，0.1-0.2的铁，0.01-0.05的碳，以及附带杂质的余量钛。

3.根据权利要求1所述的钛合金，其中铝的重量％为约6.5。

4.根据权利要求1所述的钛合金，其中钒的重量％为约1.7。

5.根据权利要求1所述的钛合金，其中钼的重量％为约1.7。

6.根据权利要求1所述的钛合金，其中硅的重量％为约0.36。

7.根据权利要求1所述的钛合金，其中氧的重量％为约0.20。

8.根据权利要求1所述的钛合金，其中铁的重量％为约0.16。

9.根据权利要求1所述的钛合金，其中碳的重量％为约0.03。

10.根据权利要求1所述的合金，其中存在于钛合金中任一种杂质元素最大含量为0.1wt.％，且所有杂质的组合含量小于或等于0.4wt.％。

11.根据权利要求1所述的合金，其具有大于950MPa的UTS。

12.根据权利要求1所述的合金，其具有约1000MPa的拉伸屈服强度。

13.根据权利要求1所述的合金，其具有至少约10％的伸长量。

14.根据权利要求1所述的合金，其具有至少约25％的断面收缩率(RA)。

15.根据权利要求1所述的合金，其具有2.6-4.0的钼当量(Mo_eq)，其中钼当量定义为：Mo_eq＝Mo+0.67V+2.9Fe。

16.根据权利要求1所述的合金，其具有10.6-约12.9的铝当量(Al_eq)，其中铝当量定义为：Al_eq＝Al+27O。

17.包括权利要求1所述钛合金的航空组件。

18.包括权利要求1所述钛合金的扇叶。

19.一种钛合金，包括以重量％计，约6.5的铝，约1.7的钒，约1.7的钼，约0.36的硅，约0.20的氧，约0.16的铁，约0.03的碳，以及附带杂质的余量钛。

20.一种制造钛合金的方法，包括：

a提供一种钛合金，包括以重量％计，约6.0-6.7的铝，约1.4-2.0的钒，约1.4-2.0的钼，约0.20-0.42的硅，约0.17-0.23的氧，至多约0.24的铁，至多约0.08的碳，以及附带杂质的余量钛；

b在β转化温度以上40-200摄氏度之间进行(a)合金的第一热处理，且锻造以破坏铸块的铸造组织并随后冷却合金；

c在β转化温度以下30-100摄氏度之间进行(b)合金的第二热处理，且将合金轧制成板状、棒状或坯状；且

d将(c)合金在β转化温度以下退火。

21.根据权利要求20所述的方法，其还包括步骤：在步骤(b)中再加热合金至β转化温度以上50-150摄氏度，使β相重结晶。

22.根据权利要求20所述的方法，其还包括步骤：再加热合金至β转化温度以上30-150摄氏度，使β相重结晶，随后锻造拉伸至少百分之10并水淬火。