CN109154037B

CN109154037B - 具有改善的高温性能和超塑性的α-β钛合金

Info

Publication number: CN109154037B
Application number: CN201780015411.XA
Authority: CN
Inventors: 高坂洋司
Original assignee: Titanium Metals Corp
Current assignee: Titanium Metals Corp
Priority date: 2016-03-10
Filing date: 2017-03-10
Publication date: 2020-12-01
Anticipated expiration: 2037-03-10
Also published as: US10000826B2; CN109154037A; US20170260607A1; JP2019511634A; WO2017156401A1; RU2702887C1; EP3426810A1; CA3017163C; JP6626218B2; CA3017163A1

Abstract

提供高强度α‑β钛合金，其具有改善的高温抗氧化性，高温强度和抗蠕变性，以及改善的超塑性。在一种形式中，合金包含约4.5wt％至约5.5wt％之间的铝，约3.0wt％至约5.0wt％的钒，约0.3wt％至约1.8wt％的钼，约0.2wt％至约1.2wt％的铁，约0.12wt％至约0.25wt％的氧，约0.10wt％至约0.40wt％的硅，平衡钛和偶然杂质，其各自分别小于约0.1wt％和总量小于约0.5wt％。

Description

具有改善的高温性能和超塑性的α-β钛合金

技术领域

本申请一般涉及钛合金。更具体地，本申请涉及具有包括高温抗氧化性，高温强度和抗蠕变性以及超塑性的性质组合的钛合金。

背景技术

本节中的陈述仅提供与本申请相关的背景信息，并且可能不构成现有技术。

背景技术钛合金由于其优异的强度重量比和高温性能而通常用于诸如航空航天的应用中。一种已知的钛合金是Ti-54M

它具有高强度，良好的机械加工性和优异的防弹性能，特别是与Ti-64相比。

已经用于由钛合金形成部件的一种方法是超塑性成形。在该过程中，钛合金在升高的温度下变形，以使材料流动相对大量而不会破裂。钛合金在这种制造条件下流动的能力是一种称为超塑性的特性。

Ti-54M和Ti-64合金都表现出超塑性，而Ti-54M合金在较低温度下表现出超塑性，与Ti-64相比，后者是用于超塑性成形应用的最常见的钛合金。例如，通过美国专利No.8,551,264中公开的轧制工艺处理的Ti-54M板(其与本申请共同拥有并且其内容通过引用整体并入本文)在温度低至775℃(1427℉)下表现出超塑性，比Ti-64的温度低100℃以上。尽管Ti-54M在较低温度下显示出优异的超塑性，但是该合金在高温强度，抗蠕变性或抗氧化性方面没有显示出优于竞争合金的显着优点，这通常是高温应用所需的。

发明内容

本申请一般涉及具有改善的高温抗氧化性，高温强度和抗蠕变性以及改善的超塑性的高强度α-β合金。在一种形式中，合金包含约4.5wt％至约5.5wt％的铝，约3.0wt％至约5.0wt％的钒，约0.3wt％至约1.8wt％的钼，约0.2wt％至约1.2wt％的铁，约0.12wt％至约0.25wt％的氧，约0.10wt％至约0.40wt％的硅，平衡钛和偶然杂质，各自小于约0.1wt％和总量小于约0.5wt％。

在另一种形式中，硅的量在约0.15wt％至约0.40wt％的范围内，并且在另一种形式中，硅含量在约0.25wt％至约0.35wt％之间。

还提供了熔化合金和形成板的方法，以及使用本申请的本发明合金形成的部件。例如，本发明的合金可以用多VAR(真空电弧重熔)工艺或冷炉床熔化或其组合熔化。冷炉床熔化可包括电子束或等离子弧作为熔化钛合金的动力源。熔化和铸造的锭可以通过热加工工艺锻造或轧制成板坯，然后热轧成中间板。然后可将板热轧成片材，然后进行热处理。也可以研磨片材以去除其表面上的水垢和α壳。

根据本文提供的描述，其他适用领域将变得显而易见。应该理解的是，描述和具体示例仅用于说明的目的，并不旨在限制本申请的范围。

附图说明

本文描述的附图仅用于说明目的，并不旨在以任何方式限制本申请的范围。

图1是说明硅(Si)含量对现有技术Ti-54M合金的蠕变性能的影响的图。

图2是表示现有技术的Ti-54M合金硅(Si)含量增加的氧化后重量增加减少的图表。和

图3是说明根据本发明的教导的比较合金与本发明合金的蠕变性能的图。

具体实施方式

以下描述本质上仅是示例性的，并且决不旨在限制本申请或其应用或用途。应该理解的是，在整个说明书中，相应的附图标记表示相同或相应的部件和特征。

本申请包括α-β钛合金，其包含约4.5wt％至约5.5wt％的铝，约3.0wt％至约5.0wt％的钒，约0.3wt％至约1.8wt％的钼，约0.2wt％。铁的量为约1.2wt％至约1.2wt％，含有约0.12wt％至约0.25wt％的氧，约0.10wt％至约0.40wt％的硅，平衡钛和偶然杂质，各自小于约0.1wt％和总量小于约0.5wt％。

任选的合金元素可包括铌(Nb)，铬(Cr)，锡(Sn)和/或锆(Zr)，其总量小于约1.0wt％。

现在更详细地描述每种合金元素及其在实现所需性能和超塑性方面的关键性：

铝

本发明的合金含有铝(Al)作为α稳定剂并且还用于强度和微观结构控制。由于微观结构与工艺参数如温度，应变速率，应变及其相互作用密切相关，因此需要微观结构控制以进行适当的制造/制造。当铝含量小于4.5wt％时，溶液硬化的效果不太明显，因此不能获得所需的强度。当铝含量超过5.5wt％时，β转变温度变得太高并且耐热成形性增加，从而降低了实现较低温度超塑性的能力。因此，本发明的铝含量在约4.5至约5.5wt％的范围内，以提供高强度和低温超塑性。本文提到的“较低温度”超塑性特别定义为具有足够的超塑性，同时在低于约815℃(1,500°F)的温度下保持所需的机械性能。此外，由本文公开的本发明合金提供的“优异”超塑性被称为具有大于约1000％的伸长率。

钒

钒(V)是β稳定剂并且用于获得本文公开的本发明合金的所需强度。与铝类似，钒也用于获得所需的微观结构以实现较低温度的超塑性。如果钒含量小于3.0wt％，则不能获得足够的强度，并且在较低温度下不能获得所需的超塑性所需的α-β相体积分数。如果钒含量高于5.0wt％，则抗氧化性能下降，钒含量越高，密度和成本越高，这是不希望的。并且随着钒含量的增加，β相可能过度稳定。在这种情况下，可能导致微观结构不利于超塑性成形温度。因此，本申请的钒含量在约3.0wt％至约5.0wt％的范围内，以提供高强度和低温超塑性。

钼

钼(Mo)是β稳定化元素并且对于晶粒细化是有效的，这对于超塑性是期望的。如果钼含量低于0.3wt％，则不能获得在较低温度下的足够的超塑性。另一方面，如果钼含量高于1.8wt％，则β相可能过度稳定，因此导致微观结构可能不利于超塑性成形温度。较高量的钼也会使密度增加到小于约4.60g/cm³目标值以上。因此，确定本申请的钼含量在约0.3wt％至约1.8wt％的范围内。

铁

在本发明的合金中提供铁(Fe)，因为它充当强共析β稳定剂并且其扩散系数远高于其他元素，如钼或钒。因此，铁是超塑性的有效元素，因为它可以促进晶界滑动，因为它具有极快的扩散性，这对于较低的温度超塑性是理想的。如果铁含量小于约0.2wt％，则不能获得足够的低温超塑性。如果铁含量超过约1.2wt％，则存在偏析的风险，这可能导致最终产品中的β斑点，微观结构缺陷。因此，本申请的铁含量在约0.2wt％至约1.2wt％的范围内。

氧

氧(O)是间隙元素和α稳定化元素，类似于铝。此外，氧气是加强钛合金最有效的元素之一。少量氧气会强化钛，但过量的氧气会导致脆性。因此，根据本发明的氧的范围在约0.12wt％至约0.25wt％的范围内。

硅

硅(Si)是用于抗氧化的元素，并且用于高温应用的钛合金通常含有小于约0.5wt％的硅以增加高温强度和抗蠕变性。硅通过形成细小的硅化钛颗粒，通过固溶强化和/或沉淀硬化提高高温强度。如果硅含量低于约0.15wt％，则可能无法获得足够的强度和抗蠕变性。过量的硅可能通过形成粗硅化物而对可成形性产生不利影响。因此，本发明人发现，当硅含量在本发明合金的约0.10wt％至约0.40wt％的范围内时，可获得协同效应。

给出以下特定合金以说明根据本申请内容的教导制备的钛合金的组成，性质和用途，并且不应解释为限制本申请的范围。根据本申请内容，本领域技术人员将理解，可以在特定合金中进行微小改变以实现获得相似或类似结果的等同物，而不脱离或超出本申请的精神或范围。

进行机械性能测试并比较在要求保护的组成范围内制备的钛合金，在要求保护的组成范围之外制备的钛合金，以及当前使用或可能适合使用的常规合金。本领域技术人员将理解，本文报道的任何性质代表常规测量的性质并且可通过多种不同方法获得。本文描述的方法代表一种这样的方法，并且可以使用其他方法而不超出本申请的范围。

实施例1

将五(5)个实验室锭，两个(2)与根据本发明的合金和三个(3)比较合金组合物双重熔化至最终直径200mm(每个16kg)，如下表1中所示：

表1：实验合金的化学组成

应注意，Heat#V8496是具有典型Ti-54M组成的合金。将铸锭加热至1149℃(2100°F)并将其破碎成127mm(5”)平方(SQ)坯料。然后使用以下过程将坯料转换为薄板：

1)在913℃(1675°F)加热，然后锻造成44mm x 152mm(1.75”x6”)板坯；

2)在913℃(1675F)加热，热辊加热至19mm(0.75”)厚板；

3)在1066℃(1950F)加热20分钟，然后水淬；

4)在760℃(1400F)加热并滚动至4.3mm(0.17”)厚；

5)在760℃(1400F)加热并继续滚动至2.0mm(0.080”)；

6)在788℃(1450F)下进行轧机退火；和

7)研磨至1.3mm(0.050”)。

使用ASTM E8子尺寸试样在所有上述热量的纵向和横向上进行室温拉伸试验。拉伸试验的结果如下表2所示：

表2：实验合金板的室温拉伸性能

从表2中可以看出，总体趋势表明，随着Ti-54M的硅含量的增加，强度(YS或UTS)增加并且％伸长率降低。应注意，随着硅含量增加至0.422wt％，强度显着增加，从而牺牲了材料的延展性(伸长率)。

还对所有五(5)次加热进行了蠕变试验。试验在空气中在427℃(800°F)下进行，并符合ASTM E139。进行的所有蠕变试验持续足够长的持续时间以记录相当大的稳态变形，这对于确定稳态蠕变速率是期望的。在427℃(800°F)和138MPa(20ks i)应力下的蠕变试验结果如下表3所示：

表3：实验合金的蠕变试验结果

测试温度：427℃(800°F)测试应力：138MPa(20ksi)

如图所示，对于五(5)种合金，捕获蠕变应变的时间达到0.10％或0.20％，蠕变应变在25小时，35小时，50小时和100小时蠕变试验，以及稳态下的蠕变速率。从结果可以明显看出，给定时间的蠕变应变随着硅含量的增加而降低至约0.3wt％，然后当Si含量为0.42wt％时增加。这种趋势可以在任何时候看到，并且除了蠕变应变之外还可以看到蠕变速率。

在427℃(800°F)和241MPa(35ksi)的应力下进行另外的蠕变试验，结果如下表4所示：

表4：实验合金的蠕变结果

测试温度：427℃(800°F)测试应力：241MPa(35ksi)

对于所有五(5)种合金，显示了蠕变应变的时间达到0.10％或0.20％，蠕变应变在25小时，35小时，50小时和100小时的蠕变试验和稳态下的蠕变速率。与表3中所示的先前蠕变试验一样，给定时间的蠕变应变随着硅含量的增加而降低至约0.3wt％，然后当Si含量为0.42wt％时增加。在一种形式中，通过V8499合金获得优异的抗蠕变性，其中Si含量为0.30wt％。

现在参考图1。在图1中，示出了硅含量对Ti-54M合金的蠕变性能的影响，其中给出了138MPa(20ksi)和241MPa(35ksi)应力的50小时的蠕变应变。在任一条件下，当硅含量约为0.3wt％时，蠕变应变显着降低。

五(5)种合金中的每一种的氧化试验也在1200°F(649℃)和1400°F(760℃)下在空气炉中进行200小时。测量这些氧化试验后的重量增加，结果如表5所示：

表5：在空气中氧化测试200小时后的重量增加

参见图2中，氧化测试的结果以图形形式显示。如图所示，由于氧化导致的重量增加随着两种温度下Si含量的增加而降低。此外，硅的存在显着改善了Ti-54M基合金的抗氧化性。还可以观察到，在Ti-54M基础合金中添加0.30wt％的硅似乎是两种氧化温度下的理想条件，超过该温度，增加(1200°F)或保持相同(1400°F)没有任何重大改进。

实施例2

在该实验中，制备两种(2)合金，一种根据本发明，和另一种比较合金，如下表1中所示：

Heat#	Al	V	Mo	Fe	Si	O	备注
								V8124	4.93	4.02	0.51	0.38	0.30	0.173	创新
H12613	5.12	4.04	0.77	0.49	0.02	0.16	比较

表6：本发明合金V8124和比较合金H12613的组成

比较合金取自标准Ti-54M片材，来自生产热(加热号H12613)，并且本发明合金来自实验室加热(加热数V8124)。如图所示，本发明的合金含有约0.30wt％的硅。

使用实验室锻造压力机和轧机生产具有两种不同粒度的两个片材。在β加工中将原始坯料材料锻造成2”×6”板坯。然后，将板坯锻造成约1.0”厚，然后在1066℃(1950°F)下进行β淬火。使用两种不同的轧制程序来生产具有不同粒度的板材：

1).(方法A)在718℃(1325°F)加热后生产细粒板，然后轧制成0.170”厚，然后交叉轧制到0.080”厚，然后在732℃(1350°F)下压平。

2).(方法B)在913℃(1675°F)加热后生产常规颗粒板，然后轧制成0.170”厚，然后交叉轧制成0.080”厚，接着在871℃(1600°F)下压平。

在由方法B处理的片材上进行氧化测试，因为氧化对材料的粒度不太敏感。在箱式炉(空气中)氧化条件为649℃(1200°F)和760℃(1400°F)，最长200小时。生产热H12613(Ti-54M)的片材样品包括在炉中以与本发明的合金V8124直接比较。

测量重量增加并显示在下表7中：

表7：本发明和比较合金的重量增加

这些结果表明，通过重量增加测量的本发明合金的抗氧化性明显优于比较合金。

还研究了比较合金(H12613)和本发明合金(V8124)的蠕变性能。在该试验中，使用工艺A生产的细晶粒片，晶粒尺寸约为2μm，结果如下表8所示：

表8：本发明和比较合金的蠕变试验总结

427℃(800°F)

如清楚所示，本发明的合金(V8124)在比较合金(H12613)上显示出蠕变性能的明显优势。

参见图3，更详细地显示了本发明合金与比较合金之间的抗蠕变性的图形比较。与比较合金相比，本发明的合金从蠕变试验开始，即初级蠕变，到稳态蠕变状态，显示出非常小的蠕变应变。

还使用标准长度为7.6mm(0.30”)的子尺寸拉伸测试样品进行高温拉伸测试。该试验的目的是测量总伸长率，这是超塑性的指标之一，即，较高的伸长率表明更好的超塑性。测试结果如下表9所示：

表9：高温拉伸测试的结果

如图所示，本发明的合金(V8124)在760℃下显示出超过1200％的伸长率，这被认为足以应用超塑性成形。本发明合金的峰值伸长率显示出与Ti-54M一样好，并且在760℃下的伸长率是相等的。而且，本发明合金的最大伸长率大于常规合金Ti-6Al-4V。

因此，本文的教导提供了高强度α-β钛合金，与基线合金Ti-54M(Ti-5Al-4V-0.75Mo-0.5Fe)和Ti-6Al-4V相比，其具有改善的高温抗氧化性，高温强度和抗蠕变性，以及优异的超塑性。

已经出于说明和描述的目的呈现了本发明的各种形式的前述描述。其并非旨在穷举或将本发明限制于所公开的精确形式。鉴于上述教导，可以进行许多修改或变化。选择和描述所讨论的形式以提供本发明原理及其实际应用的说明，从而使得本领域普通技术人员能够以各种形式和适合于预期的特定用途的各种修改来利用本发明。当根据它们公平，合法和公正地授权的宽度进行解释时，所有这些修改和变化都在由所附权利要求确定的本发明的范围内。

Claims

1.一种α-β钛合金，主要由以下组成：

铝的量为4.5wt％至5.5wt％之间；

钒的量在3.0wt％至5.0wt％之间；

钼的量在0.72wt％至1.8wt％之间；

铁的量在0.48wt％至1.2wt％之间；

氧的量在0.12wt％至0.25wt％之间；

硅的量在0.10wt％至0.40wt％之间；和

余量的钛和偶存的杂质，杂质分别小于0.1wt％且其总量小于0.5wt％，其中所述α-β钛合金在低于815℃(1,500℉)的温度下具有超过1000％的伸长率的超塑性。

2.一种组分，其包含根据权利要求1的合金。

3.根据权利要求1所述的α-β钛合金，其中所述硅的量为0.15wt％至0.40wt％之间。

4.根据权利要求3所述的α-β钛合金，其中所述硅的量为0.25wt％至0.35wt％之间。

5.根据权利要求1所述的高强度α-β钛合金，其中合金在649℃(1,200℉)下直至200小时具有小于1mg/cm²的重量增加。

6.根据权利要求1所述的高强度α-β钛合金，其中合金在760℃(1,400℉)下直至200小时具有小于4.0mg/cm²的重量增加。

7.根据权利要求1的高强度α-β钛合金，其包含的钒的量小于5.0wt％。

8.根据权利要求1的高强度α-β钛合金，其中合金的密度小于4.60g/cm³。

9.根据权利要求1所述的α-β钛合金，其中：

铝为5.0wt％；

钒为4.0wt％；

钼为0.75wt％；

铁为0.50wt％；

氧为0.17wt％；和

硅为0.3wt％。