CN106460100B - 抗冲击或冲击负荷的钛合金以及由其制作零件的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及由钛合金形成的零件或组件，所述零件被用于一些应用，在所述应用中关键的设计标准是当暴露于冲击、爆炸冲击波、和/或其他形式的冲击负荷时，所述零件变形过程中吸收的能量。所述钛合金一般包括钛基和添加的大量的铝，同晶型β稳定元素如钒，共析型β稳定元素如硅和铁，和附带的杂质。和Ti‑6Al‑4V合金相比，所述钛合金的延展性提高70％或更高，弹道冲击抵抗性提高高达16％，在简支梁冲击试验中比Ti‑6Al‑4V合金多吸收50％的能量。描述了形成零件的方法，所述方法掺入了所述钛合金，使用了回收材料和新材料的结合。

Description

抗冲击或冲击负荷的钛合金以及由其制作零件的方法
技术领域
本公开一般涉及钛合金。具体来说本公开涉及钛合金形成用于某种应用的零件或组件，在所述应用中关键的设计标准是所述零件变形过程中的能量吸收，包括暴露于冲击，爆炸冲击波，和/或其他形式的冲击负荷。
背景技术
本节仅提供涉及本公开的背景信息，并且不构成现有技术。
钛合金通常用于飞行器隔离罩以阻止故障的涡轮式风扇叶片在叶片故障和释放时对飞行器或周围的事物造成损害。目前，几个飞机发动机制造商使用一种描述为Ti-6Al-4V的钛合金作为形成所述隔离罩的材料。命名用来定义包含重量百分比为6％的铝(Al)和4％的钒(V)的钛合金。尽管Ti-6Al-4V有很高的功能性，但是在很多应用中隔离性能比期望的要低，且使用这种合金相关的制造或加工成本比较高。
发明内容本公开一般涉及被开发用于某些应用的钛合金，所述应用要求合金在冲击、爆炸冲击波，或其他形式的冲击负荷情况下抵制故障。在一种形式中，根据本公开教导制备的钛合金在用于这种严苛的应用时，和常规合金相比提高了性能和/或节约了成本。本公开所述钛合金包含钛基和加入的大量的铝，至少一种同晶β稳定元素，至少一种共析β稳定元素，和附带的杂质，所述组成导致屈服强度的机械性能在约550-850MPa范围内，极限拉伸强度在约600-900MPa范围内，在V50弹道极限时，弹道抗冲击性大于约120m/s，可切削性V15车削基准高于125m/min。任选地，所述钛合金可进一步表现出百分伸长率在约19％-40％范围内。这些钛合金在相同或类似条件下展现出比Ti-6Al-4V合金更好的热加工性，在1/sec和800℃条件下测得的流动应力小于约200MPa。
根据本公开的另一方面，所述钛合金中包含含量范围为约0.5wt.％到约1.6wt.％的铝(Al)，含量范围为约2.5wt.％到约5.3wt.％的钒(V)，含量范围为0.1wt.％到约0.5wt％的硅(Si)，含量范围为0.05wt％到约0.5wt.％的铁(Fe)，含量范围为约0.1wt.％到约0.25wt.％的氧(O)，含量高达约为0.2wt.％的碳(C)，和剩余的是钛(Ti)和附带的杂质。
根据本公开教导制备的钛合金相对于常规Ti-6Al-4V合金延展性可提高70％或更高。本公开的钛合金相对于常规Ti-6Al-4V合金弹道抗冲击性可提高高达16％。这些钛合金还可以比Ti-6Al-4V合金多吸收达50％的能量，如下将更详细地叙述。
根据本公开的另一方面，将用于暴露于冲击，爆炸冲击波，或其他形式的冲击负荷的应用中的钛合金制成产品或零件的方法通常包括：结合包含钛、铝和钒的废料或回收的合金材料；将废料或回收的合金材料和必要的另外的原材料混合以形成包含以上和这里所教导的钛合金组分的混合物，在等离子或电子束冷床式炉或真空电弧重熔(VAR)炉中熔融所述混合物以形成铸块；使用β锻造和α锻造的结合的方式加工所述铸块成为零件；在比β转变线温度低约25°F(14℃)到低约200°F(110℃)范围内热处理加工过的零件；在温度为约750°F(400℃)到约1200°F(649℃)的范围内对经加工和热处理过的零件进行退火处理以形成最终的钛合金产品。任选地，所述铸块在冷床式炉熔融形成，可以是实心或空心的，所述铸块可以通过使用真空电弧重熔以单个或多个熔融步骤/方法重新熔融。最终钛合金产品中初生α相的体积分数为约5％到约90％，所述体积分数取决于溶体处理温度和从这个温度冷却的速率。初生α相的特征在于具有尺寸小于约50μm的α晶粒。
从本说明书来看，在其他方面的适用性将会显而易见。但是应当理解的是，说明书和具体实例仅用于说明的目的，并不旨在限制本公开的范围。
附图说明
这里的图仅用于说明的目的，并不旨在以任何方式限制本公开的范围。
图1为使用钛合金制成零件的方法示意图，所述钛合金是根据本公开教导制备的。
图2为和常规的Ti-6Al-4V合金相比，通过本公开教导制备的钛合金的弹道抗冲击性的图示。
图3是根据本公开的教导制备的钛合金的示例微观结构。
具体实施方式
下面的说明在本质上仅仅是示例性的，并不旨在限制本公开内容或它的应用或用途。应当理解在说明书中对应的参考标号表示相同或相应的零件和特征。
本公开一般涉及钛合金在应用中的用途，在所述应用中关键的设计标准是所述零件在变形过程中吸收的能量，包括冲击，爆炸冲击波，或其他形式的冲击负荷。根据在包含于此的教导所制得和使用的钛合金，当用于如此苛刻的应用中时，能够提高性能和/或节约成本。为了更充分地阐述这个概念，钛合金连同它在飞行器发动机隔离罩的应用一起记载于本公开。当被用作飞行器(如喷气式飞机)发动机隔离罩时，钛合金典型地采取环的形式，所述环包围风机叶片，在那个部件故障的情况下保持叶片的隔离。钛合金的掺入和使用连同其他类型的应用被预期涵盖于本公开的范围之内，在所述应用中合金可能被暴露于冲击、爆炸性冲击波或其他形式的冲击负荷。
根据本公开教导制得的钛合金拥有几种特性或性能的平衡，所述钛合金相比普遍用于发动机隔离的常规的钛合金有了全面的改进。对在生产模拟加工和各种热处理条件下制备的样品进行所有性能的测试。测得的本公开所述钛合金的性能和相应的范围包括：(a)屈服强度在约550到约850MPa范围内；(b)极限拉伸强度为约600-900MPa；(3)在V50弹道极限时，弹道抗冲击大于120m/s；(d)可切削V15车削基准超过125m/min，相比于在车床加工的常规Ti-6Al-4V的V15为70m/min；(e)相比于常规Ti-6Al-4V合金热加工性提高；根据本公开的另一方面，所述钛合金所展现的(f)伸长率为约19％到约40％和(g)在1.0/s和800℃条件下测得的流动应力小于约200MPa。所述钛合金的性能都在以上所述范围之内，因为这些特性中的很多都相互影响。例如，所述钛合金表现出的机械性能和构造特性影响合金的弹道抗冲击性。
和传统或常规钛合金相比，如Ti-6Al-4V合金，钛合金用于将其暴露于冲击、爆炸性冲击或其他形式的冲击负荷应用中，本公开所述钛合金既提升了性能又节省了制造成本。本公开所述的钛合金配方展示出在高应变速率条件下极佳的能量吸收，卓越的可加工性和可切削性。性能和制造能力的结合使设计由这些钛合金制得隔离系统和功能性部件成为了可能，在所述设计中，在最低的实用性成本下高速或弹道冲击的隔离很重要。
根据本公开内容，所述钛合金可能因为经济原因被选择使用，由于它们在组件制造的优势，其中它们的强度和/或抗腐蚀性适于所述应用，甚至适用于冲击、冲击负荷或弹道冲击不是关键设计标准的应用。
本公开所述钛合金，在一种形式中，包含钛基和合金添加剂铝、钒、硅、铁、氧和碳。更具体地，所述钛合金所包含元素含量范围为约0.5wt.％到约1.6wt.％的铝(Al)，元素含量范围为2.5wt.％到约5.3wt.％的钒(V)，元素含量范围为约0.1wt.％到约0.5wt.％的硅(Si)，含量范围为约0.05wt.％到约0.5wt.％的铁(Fe)，含量范围为约0.1wt.％到约0.25wt.％的氧(O)，元素含量高达约为0.2wt.％的碳(C)，剩余的是钛(Ti)和附带的杂质。或者，所述钛合金中Al的含量为约0.55wt.％到约1.25wt.％，V的含量为约3.0wt.％到约4.3wt.％，Si的含量为约0.2wt.％到约0.3wt.％，Fe的含量为约0.2wt.％到约0.3wt.％，O的含量为约0.11wt.％到约0.20wt.％。由具有这些公开的组成范围的元素组成的钛合金所展现出的屈服强度、极限拉伸强度、弹道抗冲击性、可切削V15车削基准都在上述性能范围内，并在这里进一步描述，且热加工性比Ti-6Al-4V合金在相似条件下所展现的热加工性好。具有一定组成的钛合金，可表现一个或多个性能，但并不是所有性能都在所述的性能范围之内，所述一定组成是至少一种元素的含量在公开的所述元素组成范围之外。
更具体地，根据本公开教导，一种组合物的目标值/标称值包括元素含量为约0.85wt.％的Al，元素含量为约3.7wt.％的V，元素含量为约0.25wt.％的Si，元素含量为约0.25％的Fe，和元素含量为约0.15wt.％的O。而且，目标组合物的密度为约4.55g/cm3。
以另一种形式，Al可被等量的另一种α稳定剂全部或部分替换，所述α稳定剂包括但不限于锆(Zr)、锡(Sn)、氧(O)等，或其任意组合。另外，V可被等量的另一种同晶型β稳定元素全部或部分替换，所述同晶型β稳定元素包括但不限于钼(Mo)、铌(Nb)、钨(W)等，或其任意组合。另外，Fe可被等量的另一种共析型β稳定元素全部或部分替换，所述共析型β稳定元素包括但不限于铬(Cr)、铜(Cu)、镍(Ni)、钴(Co)和锰(Mn)等，或其任意组合。此外，Si可被锗(Ge)全部或部分替换。
使用α稳定剂替换Al可通过以下的Al等价方程来决定。
Al等价(％)＝Al+Zr/6+Sn/3+10*O(Eq.1)
此外，使用β稳定剂替换V可通过以下的V等价方程决定。
V等价(％)＝V+3Mo/2+Nb/2+9(Fe+Cr)/2(Eq.2)
Al替代物和V替代物可包括高达1wt.％的每种元素，除了氧可包含高达0.5wt.％。在合金中所有Al或V的替代物小于或等于2wt.％。
根据本公开另一方面，所述钛合金是根据方法1制得，所述方法1描述为图1中显示的多个步骤。所述方法1一般地包括步骤10，结合由包含Ti、Al和V的合金制成的回收材料或废弃材料。或者，包含由本公开所述的钛合金形成的组件或零件的回收材料或废料。在步骤20中回收的废弃材料和必要的另外的适当化学原料混合，以形成混合物。所述混合物平均展现出在上述元素组成范围之内的组成以得到期望的钛合金。所述混合物在步骤30中以所述方法的一种形式在等离子体或电子束冷床式炉中熔融，制得铸块。以另一种形式，所得混合物在步骤30中在真空电弧重熔(VAR)炉中熔融。在步骤40中使用β锻造和αβ锻造的结合的方式加工所述铸块成为零件。加工过的零件在步骤50中在比β转变线温度低约25°F(14℃)到低200°F(110℃)的温度范围内进行最后的热处理，随后在温度为482.2℃ 750°F(400℃)到约1200°F(649℃)范围内进行退火步骤60以形成最终的钛合金产品。本领域技术人员能够理解，所述β转变线指100％β相在合金组合物中存在的最低温度。在一种形式中，在步骤50中对加工过的零件在比β转变线温度低约75°F(42℃)温度下进行热处理和在步骤60中约932°F(500℃)温度下进行退火。可选择地，在冷床式炉熔融步骤30中形成的铸块可在步骤70中使用真空电弧重熔进行重新熔融，使用单个或多个熔融步骤/方法。
在冷床式炉熔融步骤30中形成的铸块可以是实心铸块或空心铸块。经步骤50的热处理和步骤60的退火之后得到的最终的钛合金产品表现出一种微观结构，所述微观结构显示初生α相体积分数为约5％到约90％，所述体积分数取决于溶体处理温度和从那个温度冷却的冷却速率。初生α相可包括尺寸小于约50μm的初生α晶粒。在一种形式中，初生α晶粒尺寸小于约20μm。
热加工和好的室温延展性的结合使得本发明合金特别适合用常规金属加工或剧烈塑性变形方法和热处理的结合来加工以产生晶粒，包括尺寸小于10μm的晶粒或尺寸小于1μm的超细晶粒，所述小于10μm的晶粒可以在超塑性成形过程提供优势，并使强度增强，所述小于1μm的晶粒可以提供额外的优势。
以下所给具体实施例是为了阐述根据本公开教导制备的钛合金的组成、性能和用途，但并不旨在限制本公开的范围。根据本公开，本领域技术人员可以对在此公开的具体实施例进行改动并仍得到相同或相似的效果，但这并不背离或超出本公开的精神或范围。
对根据本公开教导制得小型实验室规模量(合金号A-1至A-24)和较大的生产规模量(合金号F-1至F-6)的钛合金进行的机械性能测试和比较，所述合金在或不在所要求的组成范围内。也测试和比较目前使用或可能适合用于隔离应用的常规合金(合金号C-1到C-3)。正如在此所用的，术语“小型实验室规模量”指小于或等于2000英镑的量，术语“大的生产规模量”指大于2000英镑的量。合金号A-1至A-24，F-1至F-6，和C-1至C-3将在下面进一步说明。
本领域技术人员能够理解，在此报道的任何性能都是指通过常规测试测得和通过多种不同方法得到的性能。在此描述的方法指一种这样的方法和不超出本公开的范围可以利用的其他方法。
实施例1-延展性测试
实验室规模-延展性是在材料样品(合金号A-1至A-17，C1，C2)上进行的拉伸试验测得的，所述材料样品由直径为8英寸(20cm)的实验室铸块制得，所述材料样品是通过真空电弧重熔，β锻造、α/β锻造，和α/β轧制成厚度在0.40英尺(1cm)到0.75英尺(1.9cm)之间来制得的。另外，更多合金组合物在由150g按钮(A-18至A-24)制得之后被测试，所述按钮被轧制成0.5英寸RCS(圆角方料)。拉伸测试是按照ASTM E8(ASTM International，WestConshohoken，PA)所述过程进行的。
在拉伸材料样品被提取和测试之前，钛合金经受各种热处理和老化条件。拉伸材料样品经受的各种热处理包括β转变温度以下约75°F(42℃)持续1小时的溶体热处理，随后是i)气冷和在932°F(500℃)温度下持续8小时老化[ST/AC/Age]，ii)水淬火和在约932°F(500℃)温度下持续8小时的老化[ST/WQ/Age]，或iii)气冷和在约1292°F(700℃)温度下持续8小时的老化[ST/AC/OA]。在相同或相似条件下，本公开所述钛合金展现出比Ti-6Al-4V合金更好的热加工性。
此外，更多合金组合物在由150g按钮制得之后被测试，所述按钮被轧制成0.5英寸的RCS(圆角方料)和在β转变温度以下约100°F(56℃)退火。钛合金(合金号A-1到A-6)和常规Ti-6Al-4V合金(合金号C-1)相比延展性提高了70％，但是仍保持足够的强度以满足用于隔离应用的所有必要或所需的要求。本公开所述钛合金的极限拉伸强度为约600MPa到900Mpa。在加工过程中，本公开所述钛合金在1.0/sec和800℃条件下测得的流动应力小于200Mpa。
虽然常规Ti-3Al-2.5V合金(合金号C-2)在强度和延展性方面满足基本的机械性能，但是它吸收能量少于本公开所述合金吸收能量的85％(参见例3)。并且，本公开所述合金拥有比Ti-3Al-2.5V低44％的流动应力，这种特性是非常利于成形的。
生产规模-另外，对来自于生产规模约12000英镑电子束单一熔融(EBSM)铸块(F-1到F-6)进行了相似的测试。测试结果显示和实验室规模相似的延展性和强度。对这种材料进行小规模轧制实验显示所述材料的加工温度比常规Ti-6Al-4V的加工温度低很多，而且没有加工困难，也没有对性能产生显著的影响。由于延展性和更低温度加工能力的提高，约5000英镑所述钛合金的环中，仅50％需要再次加热以轧制成和常规Ti-6Al-4V合金相似的环，因而节省了重要的加工成本。
图3显示了根据本公开教导制得钛合金的示例微观结构。合金F-3的微观结构包含46％体积分数的初生α相，其平均晶粒尺寸为4.1μm。
表1显示了基于钛合金组成进行的机械性能测试和其它测试。
表1：用于机械性能测试的钛合金组合物
*表示AIM化学
表2显示机械性能测试的结果。
表2：表1中所列合金的拉伸性能测试(纵向和横向的平均)
＊表示从6.4DEI％到4DEI％的1.25的预估换算因子
实施例2-弹道冲击测试
对表3中所列钛合金组合物进行弹道冲击测试。弹道冲击测试对由8英寸(20cm)实验室规模铸块制得的材料测试板进行的，所述材料测试板是通过多重真空电弧重熔、β锻造、中间有β试验的α/β锻造制得，并被α/β轧制成厚度约为0.30英寸(7.6mm)制得的。所述材料测试板在它们的β转变温度以下75°F(42℃)温度下进行溶体处理，在932°F(500℃)温度下进行老化或退火处理。弹道冲击的测试结果如图2所示。
钛合金(合金号A-1到A-6)展现的弹道抗冲击性比常规Ti-6Al-4V合金(合金号C-1)要多高达16％。在一种形式中，本公开所述钛合金的弹道抗冲击性在V50弹道极限时大于约120m/s。弹道冲击测试是使用圆柱、圆头实心弹。比较上述生产规模铸块(合金号F-1)和常规生产规模铸块C-3的弹道冲击测试，可以得到相似结果。
表3：弹道冲击测试所用合金
合金号 合金种类 Al V Si Fe O 规模
A-1 .7Al–3.8V–.25Si-.1Fe 0.73 3.68 0.25 0.09 0.08 实验室
A-2 .55Al–3V–.25Si–.25Fe 0.57 2.78 0.22 0.23 0.12 实验室
A-3 .8Al–3.9V-.25Si-.08Fe 0.75 3.90 0.26 0.08 0.14 实验室
A-4 .75Al–4V-.25Si-.14Fe 0.79 3.94 0.24 0.23 0.14 实验室
A-5 1.05Al–4.4V-.35Si-.17Fe 1.08 4.24 0.23 0.31 0.18 实验室
A-6 .9Al–4V-.2Si-.16Fe 0.93 3.86 0.22 0.27 0.17 实验室
C-1 6Al–4V 5.99 3.92 - 0.14 0.16 实验室
C-3 6Al–4V 6.6 4.2 0.1 0.18 0.19 生产
F-1 .85Al–3.1V–.25Si–.25Fe 0.7 3.1 0.26 0.26 0.14 生产
实施例3-简支梁冲击(V-切口)测试
对由8.0英尺(20cm)实验室规模铸块制得的简支梁材料测试样品进行简支梁冲击(V-切口)测试，所述测试样品是通过真空电弧重熔、α/β锻造制得，并被α/β轧制成厚度约为0.75英尺(1.9cm)。简支梁冲击测试板在它们的β转变温度以下75°F(42℃)进行溶体处理，在932°F(500℃)温度下进行老化或退火处理，两种处理过程都在室温气冷下进行。基于所述钛合金的组成进行的简支梁冲击(V-切口)测试如表4所示。
表4：简支梁冲击(V-切口)测试所用的合金
合金号 合金种类 Al V Si Fe O Ti wt.％
A-1 .7Al–3.8V–.25Si-.1Fe 0.73 3.68 0.25 0.09 0.08 剩余
A-2 .55Al–3V–.25Si–.25Fe 0.57 2.78 0.22 0.23 0.12 剩余
C-1 6Al–4V 5.99 3.92 - 0.14 0.16 剩余
C-2 3Al–2.5V 3.19 2.49 - 0.08 0.10 剩余
在简支梁冲击(V-切口)测试中每种合金组成有两个样品被评估，每种合金所得结果如表5所示：
表5：简支梁冲击(V-切口)测试结果
注:1mil＝0.00254cm
根据本公开教导制得的钛合金(合金号A-1&A-2)比常规钛合金(合金号C-1&C-2)吸收更多的能量。事实上，在简支梁冲击(V-切口)测试中本公开所述钛合金(合金号A-1&A-2)比常规Ti-6Al-4V合金(合金号C-1)多吸收高达50％的能量(简支梁冲击(V-切口)测试是按照ASTM E23所描述过程进行的)。另外，本公开所述钛合金展现的伸长率为约19％到约40％。
实施例4-切削性
对表1所示的一些钛合金组合物进行车床可切削V15测试。可切削V15测试，其中V15指切削工具的速度，所述切削工具在15分钟内被穿破。进料速率为0.1mm/rev，通过变速外径车削操作进行的径向切截深度为2mm，所述操作使用嵌有C5-DCLNL-35060-12固定器的CNMG 12 0408–23H13A渐进工具。根据本公开制得的钛合金展现出的可切削V15车削基准高于125m/min。事实上，本发明所述的钛合金能够被机械加工且比常规Ti-6Al-4V合金容易一倍。在一个测试中，一种合金实质上和前面所述的A-3合金相似，V15为187.5m/min，相比于基线Ti-6Al-4V合金(合金号C-2)的V15为72m/min。因此，本公开所述钛合金展现了相比于常规钛合金改进的加工能力。
实施例5-冷却速度的影响
对来源于所述合金生产规模铸块的0.5”轧制板进行冷却速率研究。冷却速率在约1℃/min到约850℃/min的样品导致屈服强度在约600MPa到约775MPa，极限拉伸强度在约700MPa到约900MPa。研究结果如表7所示。
表7：溶体处理冷却速率对机械性能的影响(在溶体热处理之后老化的样品的平均横向和纵向条件)
实施例6-流动应力
测试根据本公开制得的合金的压缩流动应力并与常规Ti-6Al-4V(合金号C-1)和Ti-3Al-2.5V(合金号C-2)进行比较。在1472°F(800℃)和应变速率为1.0/s条件下，本公开所述合金相比于Ti-3Al-2.5V(合金号C-2)峰流动应力减少了44％，相比于Ti-6Al-4V(合金号C-1)减少了57％。流动应力的减少使本公开所述合金比常规合金更易加工和成形。测试的流动应力数据如表8所示。
表8：峰流动应力
合金号 钛合金描述 应变速率 温度 流动应力(MPa)
A-3 .8Al–3.9V-.25Si-.08Fe 1/s 1472°F(800℃) 146
C-1 6Al–4V 1/s 1472°F(800℃) 338
C-2 3Al–2.5V 1/s 1472°F(800℃) 220
出于阐述和说明目的，提供了以上所述的发明的各种形式。它并非旨在详尽或将本发明限制到所公开的精确形式。可以根据以上教导，做多种修改和变化。选择和描述所讨论的形式，是为了更好地阐述本发明的原则和它的实际应用，进而能使本领域普通技术人员，使用本发明的各种形式和对本发明做各种修改使之适用于预期的特定用途。所有这些修改和变化都在本发明的范围内，并有所附权利要求确定，只要它们能够依据所述范围解释，所述范围是他们被公平地、合法地、公正地授予的。

Claims (24)

1.一种钛合金，所述钛合金具有钛基和加入的量的铝，至少一种同晶型β稳定元素，至少一种共析型β稳定元素和附带的杂质，所述钛合金包含以下机械性能中的至少一种：
屈服强度550到850MPa；
极限拉伸强度在600MPa到900MP a范围内；
弹道抗冲击性在V50弹道极限时大于120m/s；和
可切削性V15车削基准高于125m/min；
其中所述钛合金在相同条件下表现出比Ti-6Al-4V合金更好的热加工性，该热加工性通过在1/s的应变速率和800℃的温度下的流动应力测量，并且所述钛合金包含：
含量范围为0.5wt.％到1.6wt.％的铝；
含量范围从大于3.0wt.％到5.3wt.％的钒；
含量范围为0.1wt.％到0.5wt.％的硅；
含量范围为0.05wt.％到0.5wt.％的铁；
含量范围为0.1wt.％到0.25wt.％的氧；
含量最高达0.2wt.％的碳；和
剩余为钛和附带的杂质。
2.根据权利要求1所述钛合金，其中所述钛合金进一步表现出下述性质中的至少一种：
伸长百分率在19％到40％范围内；和
在1/sec和800℃的条件下测得的流动应力小于200MP a。
3.一种钛合金，其包含：
含量范围为0.5wt.％到1.6wt.％的铝；
至少一种同晶型β稳定元素，其中所有同晶型β稳定元素总量的含量范围从大于3.0wt.％到5.3wt.％；
含量范围为0.1wt.％到0.5wt.％的硅；
至少一种共析型β稳定元素，其中所有共析型β稳定元素总量的含量范围为0.05wt.％到0.5wt.％；
含量范围为0.1wt.％到0.25wt.％的氧；
含量最高达0.2wt.％的碳；和
剩余的是钛和附带的杂质。
4.根据权利要求1-3任一项所述钛合金，其中所述钛合金的延展性比Ti-6Al-4V合金提高了最高达70％。
5.根据权利要求1-3任一项所述钛合金，其中所述钛合金的弹道抗冲击性比Ti-6Al-4V合金提高了最高达16％。
6.根据权利要求1-3任一项所述钛合金，其中所述钛合金比Ti-6Al-4V合金多吸收最高达50％的能量。
7.根据权利要求1或3所述钛合金，其中所述铝的含量范围为0.55wt.％到1.25wt.％。
8.根据权利要求3所述钛合金，其中所述至少一种同晶型β稳定元素为钒并且所述钒的含量范围从3.0wt.％到4.3wt.％。
9.根据权利要求1或3所述钛合金，其中所述硅的含量范围为0.2wt.％到0.3wt.％。
10.根据权利要求3所述钛合金，其中所述至少一种共析型β稳定元素为铁并且所述铁的含量范围为0.2wt.％到0.3wt.％。
11.根据权利要求1或3所述钛合金，其中所述氧的含量范围为0.11wt.％到0.2wt.％。
12.根据权利要求3所述钛合金，其中所述合金包含：
含量范围为0.55wt.％到1.25wt.％的铝；
含量范围从3wt.％到4.3wt.％的至少一种同晶型β稳定元素钒；
含量范围为0.2wt.％到0.3wt.％的硅；
含量范围为0.2wt.％到0.3wt.％的至少一种共析型β稳定元素铁；和
含量范围为0.11wt.％到0.20wt.％的氧；和
剩余的是钛和附带的杂质。
13.根据权利要求12所述钛合金，其中所述合金包含：
元素含量为0.85wt.％的铝；
元素含量为3.7wt.％的钒；
元素含量为0.25wt.％的硅；
元素含量为0.25％的铁；
元素含量为0.15％的氧；和
剩余的是钛和附带的杂质。
14.一种由钛合金形成产品或零件的方法，所述方法包括以下步骤：
结合包含钛、铝和钒的废料或回收的合金材料；
把废料或回收的合金材料和必要的另外的原料混合，以形成混合物，所述混合物包括：
含量范围为0.5wt.％到1.6wt.％的铝；
含量范围从大于3.0wt.％到5.3wt.％的钒；
含量范围为0.1wt.％到0.5wt.％的硅；
含量范围为0.05wt.％到0.5wt.％的铁；
含量范围为0.1wt.％到0.25wt.％的氧；
含量最高达0.2wt.％的碳；和
剩余的是钛和附带的杂质；
在等离子体或电子束冷床式炉中，或真空电弧重熔(VAR)炉中熔融所述混合物，以形成铸块；
使用α煅造和β锻造的结合加工所述铸块成为零件；
在比β转变线温度低14℃到低110℃的范围内的温度下热处理加工过的零件；和
在温度为400℃到649℃的范围内对经加工和热处理过的零件进行退火处理，以形成最终钛合金产品。
15.根据权利要求14所述方法，其中所述热处理在比β转变线温度低42℃的温度下进行，且退火在500℃温度下进行。
16.根据权利要求14或15所述方法，其中在冷床式熔融步骤中形成的铸块是空心的铸块。
17.根据权利要求14或15所述方法，其中使用真空电弧重熔方法重新熔融所述铸块，其中所述铸块是在冷床式熔融步骤中形成的。
18.根据权利要求14或15所述方法，其中所述最终钛合金产品中初生α相的体积分数在5％到90％。
19.根据权利要求18所述方法，其中所述初生α相中包含初生α晶粒，所述初生α晶粒的尺寸小于50μm。
20.根据权利要求19所述方法，其中初生α晶粒的尺寸小于20μm。
21.一种零件，由权利要求1或3所述钛合金形成。
22.根据权利要求21所述的零件，其中所述零件是隔离环形罩。
23.一种由钛合金形成的零件，所述零件是根据权利要求14所述方法制得的。
24.根据权利要求23所述零件，其中所述零件为隔离环形罩。
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