α/β钛合金的加工的利记博彩app

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【专利摘要】本发明涉及α/β钛合金的加工，并公开了用于从α+β钛合金形成制品的工艺。所述α+β钛合金包含按重量百分比从2.90至5.00的铝、从2.00至3.00的钒、从0.40至2.00的铁和从0.10至0.30的氧。将所述α+β钛合金在环境温度至500°F范围内的温度冷加工，并且随后在700°F至1200°F范围内的温度时效。
【专利说明】ot/β钛合金的加工
[00011 本申请是申请日为2011年6月27日，申请号为201180035692.8，发明名称为"α/β钛 合金的加工"的申请的分案申请。
技术领域
[0002] 本公开涉及用于生产高强度α/β(α+β)钛合金的工艺并且涉及通过所公开的工艺 生产的产品。
【背景技术】
[0003] 钛和钛基合金用于多种应用中，原因在于这些材料相对高的强度、低密度和良好 的耐蚀性。例如，钛和钛基合金因为这种材料的高强度-重量比和耐蚀性而广泛地用于航天 工业中。已知广泛用于多种应用中的一组钛合金是α/β(α+β)Τ?-6Α1_4ν合金，其包含以重量 计6 %的铝、4 %的钒、小于0.20 %的氧和钛的名义成分。
[0004] Ti-6A1-4V合金是最常见的钛基制造的材料之一，据估计占据超过50%的总钛基 材料市场。Ti-6A1-4V合金用于众多应用中，这些应用得益于该合金在低温至中等温度下的 高强度、轻重量和耐蚀性的组合。例如，Ti-6A1-4V合金用来生产飞行器发动机组件、飞行器 结构性组件、紧固件、高性能汽车组件、医疗器械的组件、运动装备、海洋应用的组件和化学 加工设备的组件。
[0005] Ti-6A1-4V合金乳制产品一般上在乳制退火条件下或在经固溶处理和时效（STA) 条件下使用。可在乳制退火条件下提供相对较低强度的Ti-6A1-4V合金乳制产品。如本文所 用，"乳制退火条件"指在"乳制退火"热处理后钛合金的条件，在"乳制退火"热处理中，工件 在升高的温度(例如，1200-1500°F/649-816°C)下退火约1-8小时并且在静止空气中冷却。 在工件于α+β相场中热加工后，对其进行乳制退火热处理。在室温下，在乳制退火条件下的 Ti-6A1-4V合金具有130ksi(896MPa)的最低规定的极限拉张强度和120ksi(827MPa)的最低 规定的屈服强度。参见例如航天材料规范(AMS)4928和6931A，这些文献通过引用的方式并 入本文。
[0006] 为增加 Ti-6A1-4V合金的强度，这些材料通常经过STA热处理。STA热处理通常在工 件于α+β相场中被热加工后进行。STA指在低于β转变温度的升高温度(例如，1725-1775° F/ 940-968Γ)下热处理工件持续相对短暂的保温时间（例如，约1小时）并且随后用水或等同 介质快速地对工件进行淬火。淬火的工件在升高的温度(例如，900-1200°F/482-649°C)下 时效约4-8小时并且在静止空气中冷却。在室温下，根据STA加工制品的直径或厚度尺度，在 STA条件下的Ti-6A1-4V合金具有150-165ksi(1034-1138MPa)的最低规定的极限拉张强度 和140-155ksi(965-1069MPa)的最低规定的屈服强度。参见例如AMS4965和AMS 6930A，这些 文献通过引用的方式并入本文。
[0007] 然而，在使用STA热处理来实现Ti-6A1_4V合金的高强度时存在众多限制。例如，材 料的固有物理特性和在STA加工期间对快速淬火的要求限制了可以实现高强度的制品大小 和尺寸，并且可能展现出相对较大的热应力、内应力、翘曲和维度扭曲。本公开涉及用于加 工某些α+β钛合金以提供可媲美或优于STA条件下的Ti-6A1-4V合金的特性但又不遭受STA 加工的限制的机械特性的方法。

【发明内容】

[0008] 本文中公开的实施方案涉及用于从α+β钛合金形成制品的工艺。所述工艺包括将 所述α+β钛合金在环境温度至500°F(260°C)范围内的温度冷加工，并且在冷加工步骤后，在 700°F至1200°F(371_649°C)范围内的温度时效所述α+β钛合金。所述α+β钛合金包含按重量 百分比从2.90%至5.00%的铝、从2.00%至3.00%的钒、从0.40%至2.00%的铁、从0.10% 至0.30 %的氧、附带杂质和钛。
[0009] 可以理解，公开和本文所述的本发明不限于在此简述中所公开的实施方案。
【附图说明】
[0010] 本文公开和描述的多个非限制性实施方案的特征可以通过参考附图更好地理解， 其中：
[0011] 图1是平均极限拉张强度和平均屈服强度对冷加工的图，所述冷加工量化为冷拉 态条件下冷拉α+β钛合金棒的断面收缩率％ ( %RA);
[0012] 图2是平均延性的图，所述平均延性量化为冷拉态条件下冷拉α+β钛合金棒的拉张 伸长％ ;
[0013] 图3是在根据本文中公开的工艺的实施方案冷加工和直接时效后，极限拉张强度 和屈服强度对α+β钛合金棒的延伸％的图；
[0014] 图4是在根据本文中公开的工艺的实施方案冷加工和直接时效后，平均极限拉张 强度和平均屈服强度对α+β钛合金棒的平均伸长率的图；
[0015] 图5是平均极限拉张强度和平均屈服强度对α+β钛合金棒的图，所述α+β钛合金棒 经冷加工至20%断面收缩率和在温度下时效1小时或8小时；
[0016] 图6是平均极限拉张强度和平均屈服强度对α+β钛合金棒的图，所述α+β钛合金棒 经冷加工至30%断面收缩率和在温度下时效1小时或8小时；
[0017] 图7是平均极限拉张强度和平均屈服强度对α+β钛合金棒的图，所述α+β钛合金棒 经冷加工至40%断面收缩率和在温度下时效1小时或8小时；
[0018] 图8是平均伸长率对α+β钛合金棒的时效温度的图，所述α+β钛合金棒经冷加工至 20%断面收缩率和在温度下时效1小时或8小时；
[0019] 图9是平均伸长率对α+β钛合金棒的时效温度的图，所述α+β钛合金棒经冷加工至 30%断面收缩率和在温度下时效1小时或8小时；
[0020] 图10是平均伸长率对α+β钛合金棒的时效温度的图，所述α+β钛合金棒经冷加工至 40%断面收缩率和在温度下时效1小时或8小时；
[0021] 图11是平均极限拉张强度和平均屈服强度对α+β钛合金棒的时效时间的图，所述α +β钛合金棒经冷加工至20%断面收缩率和在850°F(454°C)或1100°F(593°C)时效;并且 [0022]图12是平均伸长率对α+β钛合金棒的时效时间的图，所述α+β钛合金棒经冷加工至 20%断面收缩率和在850°F(454°C)或1100°F(593°C)时效。
[0023]当考虑对本公开的多个非限制性实施方案的以下详细描述时，读者将理解前述细 节以及其他。当实施或使用本文所述的实施方案时，读者也可以理解额外的细节。
【具体实施方式】
[0024] 应当理解对所公开实施方案的描述已经简化，以便仅显示与清晰理解所公开实施 方案有关的那些特点和特征，同时出于清晰性目的，消除特点和特征。当考虑所公开实施方 案的这种描述时，本领域普通技术人员会认识到其他特点和特征可能在所公开实施方案的 具体实施或应用中是合乎需要的。然而，因为这类其他特点和特征可以由本领域普通技术 人员在考虑所公开实施方案的这种描述时轻易地确定并实施，并且因此对于完全理解所公 开的实施方案而言不是必需的，所以本文中没有提供这类特点、特征等的描述。因而，应当 理解，本文中所述的描述仅是所公开实施方案的示例和说明，并且不意在限制由权利要求 书限定的本发明范围。
[0025] 在本公开中，除非另外指明，全部数字参数应理解为在全部情况下前置有术语 "约"并受其修饰，其中所述数字参数拥有固有变异性，所述固有变异性是用来测定参数数 值的潜在测量技术的特征。最低限度地并且不企图限制等同物原则适用于权利要求书的范 围，本发明描述中所述的每个数字参数应当至少根据所报道的有效数字的数目并且通过普 通修约技术加以解释。
[0026] 另外，本文中描述的任何数字范围意在包括隶属于所述范围内的全部子范围。例 如，范围"1至10"意在包括在所述最小值1和所述最大值10之间（并且包括最小值和最大值） 的全部子范围，即，具有等于或大于1的最小值和等于或小于10的最大值。本文中描述的任 何最大数字限制意在包括隶属于其中的全部较低数字限制并且本文中描述的任何最小数 字限制意在包括隶属于其中的全部较高数字限制。因此，
【申请人】保留修订本公开(包括权利 要求书）的权利以明确地描述隶属于本文中明确所述的范围内部的任何子范围。全部这类 范围意在本文中内在地公开，从而明确描述任何这类子范围的修订将符合35U. S. C. §112， 第一段和35U.S.C.§132(a)的要求。
[0027] 除非另外说明，否则语法冠词"a(-个)"、"an(-个)"和"the(该)"意在包括"至少 一个"或"一个或多个"。因此，这些冠词在本文中用来指该冠词的语法对象的一个或多于一 个（即指"至少一个"）。以举例方式，"一个组件"意指一个或多个组件，并且因此，可能构思 多于一个组件并且可以在所述实施方案的实施中采用或使用之。
[0028] 除非另外说明，否则将所称通过引用方式并入本文中的任何专利、出版物或其他 披露材料完整并入本文，但是仅至这样的程度，从而所并入的材料不与本说明书中明确所 述的现有定义、声明或其他披露材料矛盾。因此并且至必需程度，如本文中所述的明确披露 内容优先于通过引用方式并入本文中的任何矛盾性材料。仅将所称通过引用方式并入本文 中，但是与本文中所述的现有定义、声明或其他披露材料矛盾的任何材料或其部分以如此 程度并入，从而在所并入的材料和现有的披露材料之间不发生矛盾。
【申请人】保留修订本公 开的权利以明确地描通过引用方式并入本文中的任何主题或其部分。
[0029] 本公开包括对多种实施方案的描述。应当理解本文所述的多种实施方案是示例 性、说明性和非限制性的。因此，本公开不受对多种示例性、说明性和非限制性实施方案的 描述限制。相反，本发明由权利要求书限定，其中可以修订权利要求书以描述在本公开中明 确或内在描述或由本公开明确或内在支持的任何特点或特征。另外，
【申请人】保留修订权利 要求书的权利以明确放弃可能在现有技术中存在的特点或特征。因此，任何这类修订将符 合35U.S.C.§112,第一段和35U.S.C.§132(a)的要求。本文公开和描述的多种实施方案可以 包含如本文多样描述的特点和特征、由其组成或基本上由其组成。
[0030]本文中公开的多种实施方案涉及用于从具有与Ti-6A1_4V合金不同的化学成分的 α+β钛合金形成制品的热机械工艺。在多个实施方案中，α+β钛合金包含按重量百分比从 2.90至5.00的铝、从2.00至3.00的钒、从0.40至2.00的铁、从0.20至0.30的氧、附带杂质和 钛。在授予Kosaka的美国专利号5，980，655(其通过引用方式并入本文）中描述了这些α+β钛 合金(在本文中称作1〇881?1合金"）。1(〇8&1?1合金的名义商业成分包含按重量百分比4.00的 铝、2.50的钒、1.50的铁、0.25的氧、附带杂质和钛，并且可以称作Ti-4Al-2.5V-1.5Fe-0.250合金。
[0031]美国专利号5,980,655( "'655专利"）描述了使用α+β热机械加工方法从Kosaka合 金铸锭形成板材。Kosaka合金被研发作为Ti-6A1-4V合金的较低成本替代物，用于防弹装甲 板应用。' 655专利中所述的α+β热机械加工方法包括：
[0032] (a)形成具有Kosaka合金成分的铸锭；
[0033] (b)在高于所述合金的β转变温度的温度(例如，在高于1900°F(1038°C)的温度)下 β锻造所述铸锭以形成中间板坯；
[0034] (c)在低于所述合金的β转变温度但处于α+β相场内的温度（例如，在1500_1775°F (815-968 °C)的温度)下α+β锻造所述中间板坯；
[0035] (d)在低于所述合金的β转变温度但处于α+β相场内的温度（例如，在1500_1775°F (815-968 °C)的温度)下α+β滚压所述板坯至最终板材厚度；以及
[0036] (e)在 1300-1500°F(704-815°C)的温度下乳制退火。
[0037]根据'655专利中所公开的工艺形成的板材展现出可媲美或优于Ti-6A1_4V板材的 防弹特性。然而，根据'655专利中所公开的工艺形成的板材展现出低于经STA加工后Ti-6A1-4V合金实现的高强度的室温拉张强度。
[0038] 在室温下，在STA条件下的Ti-6A1-4V合金可以展现出约160-177ksi(1103-1220MPa)的极限拉张强度和约150-164ksi(1034-1131MPa)的屈服强度。然而，因为Ti-6A1-4V的某些物理特性(如相对低的导热性），所以可以通过STA加工用Ti-6A1-4V合金实现的极 限拉张强度和屈服强度取决于经历STA加工的Ti-6A1-4V合金制品的大小。就这个方面而 言，Ti-6A1-4V合金的相对低的导热性限制了可以使用STA加工充分硬化/强化的制品的直 径/厚度，因为大直径或厚截面合金制品的内在部分在淬火期间不以足以形成α'相(α'_相） 的速率冷却。以这种方式，大直径或厚截面Ti-6A1-4V合金的STA加工产生一种具有包围不 具有相同水平的析出强化的相对较弱的核心的析出强化壳体(这可以显著降低制品的总强 度）的制品。例如，对于具有大于约0.5英寸（1.27cm)的小尺度(例如，直径或厚度）的制品， 11-641-4￥合金制品的强度开始下降，并且3了4加工对于具有大于约3英寸（7.62(^)的小尺 度的Ti-6A1-4V合金制品不提供任何益处。
[0039]在STA条件下的Ti-6A1-4V合金的拉张强度的尺寸依赖性在材料规范（如AMS 6930A)的与增加的制品尺寸相对应的下降的强度最小值中是明显的，其中在STA条件下的 Ti-6A1-4V合金的最高强度最小值对应于具有小于0.5英寸（1.27cm)的直径或厚度的制品。 例如，对于在STA条件下且具有小于0.5英寸（1.27cm)的直径或厚度的Ti-6A1-4V合金制品， AMS 6930A规定了 165ksi(1138MPa)的最小极限拉张强度和155ksi(1069MPa)的最小屈服强 度。
[0040] 另外，STA加工可导致相对大的热应力和内应力并且在淬火步骤期间可造成钛合 金制品的翘曲。尽管有其限制性，但STA加工仍是在Ti-6A1-4V合金中实现高强度的标准方 法，因为Ti-6A1-4V合金通常不是可冷变形的并且因此不能被有效地冷加工以提高强度。不 意图受理论约束，通常认为冷可变形性/可加工性的缺乏可归因于Ti-6A1-4V合金中的滑移 成带(slip banding)现象。
[0041] Ti-6A1_4V合金的α相(α-相)使共格的Ti3Al(a-2)粒子析出。这些共格的α-2(α2)析 出物增加了合金的强度，但是因为共格析出物在塑性变形期间因移动位错而被剪切，所以 沉淀物导致明显的平面滑移带在合金的微结构内部形成。另外，已经显示Ti-6A1_4V合金晶 体形成铝和氧原子的短程有序的局部区域，即，局部偏离于铝和氧原子在晶体结构内部的 均匀分布。已经显示熵减少的这些局部区域促进明显的平面滑移带在Ti-6A1-4V合金的微 结构内部的形成。这些微结构和热力学特征在Ti-6A1-4V合金内的存在可以在变形期间造 成滑移位错的纠缠或以其它方式防止位错滑移。当这种情况出现时，滑移被定位至合金中 明显的平面区域(称作滑移带）。滑移带造成延性损失、裂纹形核和裂纹扩展，这导致冷加工 期间T i -6A1-4V合金的失效。
[0042]因此，Ti-6A1_4V合金通常在通常高于a2溶线温度的升高的温度下被加工（例如， 锻造、滚压、拉延等hTi-eAiiv合金不能被有效地冷加工以增加强度，原因在于冷变形期 间开裂（即工件失效）的高发生率。然而，出乎意料地发现了 Kosaka合金具有相当大的冷可 变形/可加工度，如美国专利申请公开号2004/0221929(其通过引用方式并入本文）中所述。 [0043]已经确定，Kosaka合金在冷加工期间不展现出滑移成带，并且因此在冷加工期间 展现出比Ti-6A1_4V合金明显更少的开裂。不意图受理论约束，据信Kosaka合金中滑移带的 缺少可以归因于铝和氧短程有序的最小化。此外，α 2_相稳定性在Kosaka合金中相对于Ti-6A1-4V较低，例如，如α2-相溶线温度(对于Ti-6A1-4V是1305°F/707°C (最大0.15重量百分 比的氧)且对于Ti-4Al-2.5V-1.5Fe-0.250是1062°F/572°C，使用美国威斯康星州麦迪逊的 CompuTherm LLC的Pandat软件测定）的平衡模型所展示。因此，Kosaka合金可以被冷加工以 实现高强度并且保留可加工水平的延性。此外，已经发现可以将Kosaka合金冷加工和时效 以实现胜过仅仅冷加工的增强的强度和增强的延性。如此，Kosaka合金可以实现可媲美或 优于在STA条件下的Ti-6A1-4V合金的强度和延性，但是不需要STA加工并且没有STA加工的 限制。
[0044]通常。"冷加工"指在显著削弱材料流变应力的温度加工合金。如本文中关于所公 开的方法所用，"冷加工"、"冷加工的"、"冷成型"和类似术语或与其中特定加工或形成技术 相联系使用的"冷"，指不高于500°F(260°C)的温度加工或（依情形而定）已经在这个温度加 工的特征。因此，例如，在环境温度至500° F( 260 °C)范围内的温度对Kosaka合金工件进行拉 延操作在本文中视为冷加工。另外，术语"加工"、"成型"和"变形"在本文中总体上可互换地 使用，术语"可加工性"、"可成型性"、"可变形性"和类似术语也是如此。应当理解，与本申请 有关的适用于"冷加工"、"冷加工"、"冷成型"和类似术语的意思不意在并且没有限制这些 术语在其他语境下或与其他发明相关情况下的意思。
[0045] 在多个实施方案中，本文中公开的工艺可以包括在环境温度至直至500°F(260°C) 范围内的温度冷加工α+β钛合金。在冷加工操作后，α+β钛合金可以在700° F至1200° F(371-649°C)范围内的温度时效。
[0046] 当一种机械操作（例如冷拉伸展)在本文中描述为在指定温度或在指定温度范围 内实施、进行等时，这种机械操作是对这种机械操作开始时处于该指定温度或处于该指定 温度范围内的工件进行。在机械操作过程期间，工件的温度可能从机械操作开始时工件的 初始温度变动。例如，工件的温度可以因加工操作期间的绝热加热而提高或因加工操作期 间的传导性、对流性和/或辐射性冷却而下降。偏离机械操作开始时的初始温度的温度变动 的幅度和方向可取决于多种参数，例如，对工件进行的加工水平、进行加工时的应变率、机 械操作开始时工件的初始温度和周围环境的温度。
[0047] 当一种热操作（如时效热处理)在本文中描述为在指定温度和指定时间段或在指 定的温度范围和时间范围内实施时，将这种操作进行指定的时间，同时维持工件处于所述 温度。本文对热操作（如时效热处理)所述的时间段不包括加热时间和冷却时间，这可以取 决于例如工件的尺寸和形状。
[0048] 在多个实施方案中，α+β钛合金可以在环境温度直至500°F(260°C)范围或其中任 何子范围（例如，环境温度至450°F(232°C )、环境温度至400° F(204°C )、环境温度至350° F (177。〇、环境温度至300°?(149。(：）、环境温度至250°?(121°(：)、环境温度至200°?(93°(：)或 环境温度至150° F(65°C))内的温度被冷加工。在多个实施方案中，α+β钛合金在环境温度被 冷加工。
[0049] 在多个实施方案中，α+β钛合金的冷加工可以使用成型技术进行，所述成型技术包 括但不必然限于拉延、深拉延、滚压、滚压成型、锻造、挤压、皮尔格式乳管(pilgering)、摆 辗、变薄旋压、剪切-旋压、液压成型、挤胀成型、模锻、冲击挤压、爆炸成型、橡胶成型、反挤 压、冲孔、旋压、拉伸成型、压弯、电磁成型、镦制(heading)、压印（coining)及其任意组合。 就本文中公开的工艺而言，在不大于500°F(260°C)的温度进行时，这些成型技术对α+β钛合 金提供冷加工。
[0050] 在多个实施方案中，可以将α+β钛合金冷加工至20%至60%的断面收缩率。例如， 可以将α+β钛合金工件（例如，铸锭、钢坯、棒、杆、管件、板坯或板材)塑性变形（例如，在冷 拉、冷乳、冷挤或冷锻操作中），从而使工件的横截面面积收缩达20%至60 %范围内的百分 比。对于圆柱形工件，例如，圆形铸锭、钢坯、棒、杆和管件，针对工件的圆形或环形截面测量 断面收缩率，所述截面大体上垂直于工件穿过拉延模、挤压模等运动的方向。同样，针对工 件的大体上垂直于工件穿过滚压设备等的乳辊运动的方向的截面测量被滚压的工件的断 面收缩率。
[0051 ]在多个实施方案中，可以将α+β钛合金冷加工至20%至60或其中的任何子范围（例 如，30%至60%、40%至60%、50%至60%、20%至50%、20%至40%、20%至30%、30%至 50%、30%至40%或40%至50% )的断面收缩率。可以将α+β钛合金冷加工至20%至60%的 断面收缩率，而没有可观察到的边裂或其他表面开裂。可以在没有任何中间应力消除退火 的情况下进行冷加工。以这种方式，本文中公开的工艺的多种实施方案可以在没有任何中 间应力消除退火的情况下在连续的冷加工操作(例如两次或更多次通过冷拉设备)之间实 现达60%的断面收缩率。
[0052]在多个实施方案中，冷加工操作可以包括至少两个变形循环，其中每个变形循环 包括冷加工α+β钛合金到至少10%的断面收缩率。在多个实施方案中，冷加工操作可以包括 至少两个变形循环，其中每个变形循环包括冷加工α+β钛合金到至少20%的断面收缩率。这 至少两个变形循环可以在没有任何中间应力消除退火的情况下实现达60%的断面收缩率。 [0053] 例如，在冷拉操作中，可以将棒在环境温度下在第一次拉伸中冷拉至大于20%的 断面收缩率。可以随后将大于20%冷拉的棒在环境温度下在第二次拉伸中冷拉至大于20% 的第二断面收缩率。两次冷拉伸可以在其间没有任何中间应力消除退火的情况下进行。以 这种方式，可以使用至少两个变形循环冷加工α+β钛合金，以实现较大的总体断面收缩率。 在给定的冷加工操作的实施中，使α+β钛合金冷变形所需的力将取决于多种参数，包括例如 工件的尺寸和形状、合金材料的屈服强度、变形程度(例如，断面收缩率)和特定的冷加工技 术。
[0054] 在多种实施方案中，在冷加工操作后，冷加工的α+β钛合金可以在700°F至1200°F (371-649。(：）范围或其任何子范围（例如，800°?至1150°?、850°?至1150°?、800°?至1100°卩 或 850°F至 1100。卩（8口，427-621°(：、454-621°(：、427-593°(：或454-593°(：))内的温度被时效。 时效热处理可在足以提供规定的机械特性（例如，规定的极限拉张强度、规定的屈服强度 和/或规定的伸长率)组合的温度下和时间长度内进行。例如，在多个实施方案中，时效热处 理可以在某个温度下进行达50小时。在多个实施方案中，时效热处理可以在某个温度下进 行0.5至10小时或其中的任何子范围，例如在该温度下进行1至8小时。时效热处理可以在温 控炉(例如，户外煤气炉(open-air gas furnace))中进行。
[0055] 在多个实施方案中，本文中公开的工艺还可以包括在冷加工操作之前进行的热加 工操作。热加工操作可以在α+β相场内进行。例如，热加工操作可以在低于α+β钛合金的β转 变温度300° F至25° F(167-15°C )范围内的温度下进行。通常，Kosaka合金具有约1765° F至 1800°F(963-982°C)的β转变温度。在多种实施方案中，α+β钛合金可以在1500°F至1775°F (815-968°C)范围或其中的任何子范围（例如，1600°F至1775°F、1600°F至1750°F或1600°F 至 1700° F( BP，871-968°C、871-954°C或871-927°C))内的温度下被热加工。
[0056] 在冷加工操作之前包括热加工操作的实施方案中，本文中公开的工艺还可以包括 在热加工操作和冷加工操作之间的任选的退火或应力消除热处理。热加工的α+β钛合金可 以在1200°F至1500°F(649-815°C)范围或其中的任何子范围（例如，1200°F至1400°F或 1250° F至 1300° F( 即，649-760 °C 或677-704°C))内的温度下被退火。
[0057]在多个实施方案中，本文中公开的工艺可以包括在α+β相场内进行的热加工操作 之前，在β相场内进行的任选的热加工操作。例如，可以在β相场内热加工钛合金铸锭以形成 中间制品。这种中间制品可以在α+β相场内被热加工以形成α+β相微结构。在热加工后，中间 制品可以被应力消除退火并且随后在环境温度至500°F(260°C)范围内的温度被冷加工。冷 加工的制品可以在700°F至1200°F(371-649°C)范围内的温度被时效。在高于合金的β转变 温度的温度，例如，在1800°F至2300°F(982-1260°C)范围或其中的任何子范围（例如，1900° F 至 2300°F 或 1900°F 至 2100。卩（8口，1038-1260°(：或1038-1149°(：))内的温度，进行財目场内的 任选的热加工。
[0058]在多种实施方案中，本文中公开的工艺可以以形成α+β钛合金制品为特征，所述α+ β钛合金制品在环境温度下具有155ksi至200ksi(1069-1379MPa)范围内的极限拉张强度和 8%至20%范围内的伸长率。另外，在多种实施方案中，本文中公开的工艺可以以形成α+?3钛 合金制品为特征，所述α+β钛合金制品在环境温度下具有160ksi至180ksi(1103-1241MPa) 范围内的极限拉张强度和8%至20%范围内的伸长率。此外，在多种实施方案中，本文中公 开的工艺可以以形成α+龄太合金制品为特征，所述α+龄太合金制品在环境温度下具有165ksi 至180ksi(1138-1241MPa)范围内的极限拉张强度和8%至17%范围内的伸长率。
[0059]在多种实施方案中，本文中公开的工艺可以以形成α+β钛合金制品为特征，所述α+ β钛合金制品在环境温度下具有140ksi至165ksi(965-1138MPa)范围内的屈服强度和8%至 20%范围内的伸长率。此外，在多种实施方案中，本文中公开的工艺可以以形成α+β钛合金 制品为特征，所述α+β钛合金制品在环境温度下具有155ksi至165ksi(1069-1138MPa)范围 内的屈服强度和8%至15%范围内的伸长率。
[0060] 在多种实施方案中，本文中公开的工艺可以以形成α+β钛合金制品为特征，所述α+ β钛合金制品在环境温度下具有在包括于155ksi至200ksi(1069-1379MPa)内的任何子范围 内的极限拉张强度、在包括于140ksi至165ksi(965-1138MPa)内的任何子范围内的屈服强 度和在包括于8%至20%内的任何子范围内的伸长率。
[0061] 在多种实施方案中，本文中公开的工艺可以以形成α+β钛合金制品为特征，所述α+ β钛合金制品在环境温度下具有大于155ksi的极限拉张强度、大于140ksi的屈服强度和大 于8%的伸长率。根据多种实施方案形成的α+β钛合金制品可以在环境温度下具有大于 166ksi、大于175ksi、大于185ksi或大于195ksi的极限拉张强度。根据多种实施方案形成的 α+β钛合金制品可以在环境温度下具有大于145ksi、大于155ksi或大于160ksi的屈服强度。 根据多种实施方案形成的α+β钛合金制品可以在环境温度下具有大于8%、大于10%、大于 12%、大于14%、大于16%或大于18%的伸长率。
[0062] 在多种实施方案中，本文中公开的工艺可以以形成α+β钛合金制品为特征，所述α+ β钛合金制品在环境温度下具有与由经固溶处理和时效(STA)条件下的Ti-6A1_4V合金组成 的其它相同制品在环境温度下的极限拉张强度、屈服强度和伸长率至少同样大的极限拉张 强度、屈服强度和伸长率。
[0063]在多种实施方案中，本文中公开的工艺可以用来热机械地加工α+β钛合金，所述α+ β钛合金包含、其成分为或其成分基本为按重量百分比从2.90 %至5.00 %的铝、从2.00 %至 3.00 %的钒、从0.40 %至2.00 %的铁、从0.10 %至0.30 %的氧、附带元素和钛。
[0064]根据本文所公开的工艺热机械地加工的α+β钛合金中的铝浓度可以是在按重量百 分比从2.90至5.00的范围或其任何子范围（例如，3.00 %至5.00%、3.50 %至4.50%、 3.70 %至4.30 %、3.75 %至4.25 %或3.90 %至4.50 % )内。根据本文所公开的工艺热机械地 加工的α+β钛合金中的钒浓度可以是在按重量百分比从2.00至3.00的范围或其任何子范围 (例如，2.20%至3.00%、2.20%至2.80%或2.30%至2.70%)内。根据本文所公开的工艺热 机械地加工的α+β钛合金中的铁浓度可以是在按重量百分比从0.40至2.00的范围或其任何 子范围（例如，0.50%至2.00%、1.00%至2.00%、1.20%至 1.80%或1.30%至1.70%)内。 根据本文所公开的工艺热机械地加工的α+β钛合金中的氧浓度可以是在按重量百分比从 0.10至0.30的范围或其任何子范围（例如，0.15 %至0.30 %、0.10 %至0.20 %、0.10 %至 0.15%、0.18%至0.28%、0.20%至0.30%、0.22%至0.28%、0.24%至0.30%或0.23%至 0.27%)内。
[0065]在多种实施方案中，本文中公开的工艺可以用来热机械地加工α+β钛合金，所述α+ β钛合金名义上包含、其成分为或其成分基本为4.00%重量的铝、2.50%重量的钒、1.50% 重量的铁和〇. 25 %重量的氧、钛和附带杂质（Ti-4Al-2.5V-1.5Fe-0.250)。具有名义成分 Ti_4Al_2 · 5V-1 · 5Fe_0 · 250的α+β钦合金是可从Allegheny Technologies Incorporated作 为ATi425fe合金可商业获得的。
[0066]在多种实施方案中，本文中公开的工艺可以用来热机械地加工α+β钛合金，所述α+ β钛合金包含、其成分为或其成分基本为钛、铝、钒、铁、氧、附带杂质和按重量计小于0.50 % 的任何其它有意添加的合金成分。在多种实施方案中，本文中公开的工艺可以用来热机械 地加工α+β钛合金，所述α+β钛合金包含、其成分为或其成分基本为钛、铝、银、铁、氧和按重 量计小于0.50%的任何其它成分(包括有意添加的合金成分和附带杂质）。在多种实施方案 中，除钛、铝、钒、铁和氧之外的总成分(附带杂质和/或有意添加的合金添加物)的最大水平 可以是按重量计 0.40%、0.30%、0.25%、0.20%或0.10%。
[0067] 在多种实施方案中，如本文所述那样加工的α+β钛合金可以包含、其成分基本为或 其成分为根据AMS 6946Α的3.1部分的成分(该文献通过引用方式并入本文中并且其规定了 在表1中提供的成分（以重量计的百分比））。
[0068] 表 1
[0069]
[0070]在多种实施方案中，如本文所述那样加工的α+β钛合金可以包括除钛、铝、钒、铁和 氧之外的多种元素。例如，这类其它元素及其重量百分比可以包括但不必然地限于以下中 的一个或多个：（a)铬，0.10%最大值，通常从0.0001 %至0.05%或达约0.03% ;(b)镍， 0.10 %最大值，通常从0.001 %至0.05 %或达约0.02% ;(c)钼，0.10 %最大值；（d)锆， 0.10%最大值；（e)锡，0.10%最大值；（f)碳，0.10%最大值，通常从0.005%至0.03%或达 约0.01 %;和/或(g)氮，0.10%最大值，通常从0.001 %至0.02%或达约0.01 %。
[0071]本文中公开的工艺可以用来形成制品，例如，钢坯、棒、杆、线、管件、管材、板坯、板 材、结构件、紧固件、铆钉等。在多种实施方案中，本文中公开的工艺产生在环境温度下具有 155ksi至200ksi(1069-1379MPa)范围内的极限拉张强度、140ksi至 165ksi(965-1138MPa) 范围内的屈服强度和8%至20%范围内的伸长率并且具有大于0.5英寸、大于1.0英寸、大于 2.0英寸、大于3.0英寸、大于4.0英寸、大于5.0英寸、或大于10.0英寸（即，大于1.27cm、 2.54〇11、5.08〇11、7.62〇11、10.16〇11、12.70〇11或24.50〇11)的最小尺度(例如，直径或厚度）的制 品。
[0072] 另外，本文中所公开的工艺的实施方案的各种优势之一是可以不受尺寸限制地形 成高强度α+β钛合金制品（尺寸限制是STA加工的一个固有限制）。因此，本文中公开的工艺 可以产生在环境温度下具有大于165ksi(1138MPa)的极限拉张强度、大于155ksi(1069MPa) 的屈服强度和大于8%的伸长率的制品，同时对制品的小尺度(例如，直径或厚度)的最大值 没有固有的限制。因此，根据本文中公开的实施方案，最大尺寸限制仅由用来进行冷加工的 冷加工设备的尺寸限制决定。相反，STA加工对可以实现高强度的制品的小尺度的最大值具 有固有的限制，例如对于在室温下展现出至少165ksi(1138MPa)的极限拉张强度和至少 155ksi(1069MPa)的屈服强度的Ti-6A1-4V制品，最大值为0.5英寸（1.27〇1〇。参见八13 6930A。
[0073] 此外，本文中公开的工艺可以产生具有高强度和低或零热应力以及比使用STA加 工产生的高强度制品更好的尺寸容差的α+β钛合金制品。根据本文中公开的工艺冷拉和直 接时效不产生成问题的内部热应力、不引起制品的翘曲，并且不引起制品的维度扭曲（已知 对于α+β钛合金制品的STA加工会出现这种现象）。
[0074] 本文中公开的工艺也可以用来形成α+β钛合金制品，所述α+β钛合金制品具有落入 取决于冷加工水平和时效处理的时间/温度的宽范围内的机械特性。在多种实施方案中，极 限拉张强度可以是在从约155ksi至超过180ksi(约1069MPa至超过1241MPa)的范围内，屈服 强度可以是在从约140ksi至约163ksi(965-1124MPa)的范围内，并且伸长率可以是在从约 8%至超过19%的范围内。可以通过冷加工和时效处理的不同组合实现不同的机械特性。在 多种实施方案中，较高水平的冷加工(例如，收缩)可以与较高的强度和较低的延性相关，而 较高的时效温度可以与较低的强度和较高的延性相关。以这种方式，可以根据本文中公开 的实施方案规定冷加工和时效循环，以在α+β钛合金制品中实现受控和可再现水平的强度 和延性。这允许生产具有可定制机械特性的α+β钛合金制品。
[0075] 以下的说明性和非限制性实施例意在进一步描述多种非限制性实施方案，而不限 制实施方案的范围。本领域普通技术人员将理解在权利要求书限定的本发明的范围内实施 例的变型是可能的。
[0076] 实施例
[0077] 实施例1
[0078] 将来自两次不同加热的5.0英寸直径圆柱形合金的钢坯在α+β相场内在1600° F (87ΓΟ的温度热乳以形成1.0英寸直径的圆棒，其中所述合金的钢坯具有表2中呈现的平 均化学成分(不包括附带杂质）。
[0079] 整
[0081 ]将1.0英寸的圆棒在1275° F的温度退火1小时并且空气冷却至环境温度。将退火的 棒在环境温度下使用拉延操作进行冷加工以缩减棒的直径。将冷拉操作期间对棒进行的冷 加工的量量化为冷拉期间圆棒的圆形截面面积的收缩百分比。实现的冷加工百分比是 20%、30%或40%的断面收缩率(RA)。对于20%的断面收缩率，通过单次拉伸进行拉延操 作，并且对于30 %和40 %的断面收缩率，通过两次拉伸进行拉延操作，没有中间退火。
[0082] 在环境温度下测量每根冷拉棒(20%、30%和40%RA)和未冷拉的1英寸直径的棒 (0%RA)的极限拉张强度(UTS)、屈服强度(YS)和伸长率（％)。在表3和图1和图2中呈现了平 均化的结果。
[0085] 极限拉张强度通常随增加的冷加工水平而增加，而伸长率通常随增加的冷加工水 平(直至约20-30%冷加工)而下降。冷加工至30%和40%的合金保留约8%的伸长率，同时 极限拉张强度大于180ksi并且逼近190ksi。冷加工至30%和40%的合金也展现出在1501^1 至170ksi范围内的屈服强度。
[0086] 实施例2
[0087]将具有表1中所呈现的平均化学成分的加热Χ(β转变温度为1790° F)的5英寸直径 圆柱形钢坯如实施例1中所述那样进行热机械地加工以形成具有冷加工百分比20%、30% 或40 %的断面收缩率的圆棒。在冷拉后，使用表4中呈现的时效循环之一将棒直接时效，随 后空气冷却至环境温度。
[0088] ^4
[0090]在环境温度下测量每根冷拉和时效的棒的极限拉张强度、屈服强度和伸长率。图3 中呈现了原始数据并且在图4和表5中呈现了平均化的数据。
[0091] ^5
[0093] 冷拉和时效的合金展现出取决于冷加工水平和时效处理的时间/温度循环的机械 特性的范围。极限拉张强度的范围是从约155ksi至超过180ksi。屈服强度的范围是从约 1401^1至约1631^1。伸长率的范围是从约11%至超过19%。因此，可以通过冷加工水平和时 效处理的不同组合实现不同的机械特性。
[0094] 较高水平的冷加工大体上与较高的强度和较低的延性相关。较高的时效温度大体 上与较低的强度相关。这在图5、6和7中示出，这些图分别是对于冷加工百分比为20%、30% 和40%的断面收缩率而言强度(平均UTS和平均YS)对温度的图。较高的时效温度大体上与 较高的延性相关。这在图8、9和10中示出，这些图分别是对于冷加工百分比为20%、30%和 40%的断面收缩率而言平均伸长率对温度的图。时效处理的持续期似乎对机械特性没有明 显影响，如图11和12中所示(这两个图分别是对于冷加工百分比为20%的断面收缩率而言 强度和伸长率对时间的图）。
[0095] 实施例3
[0096] 根据NASM 1312-13(宇航工业学会，2003年2月1日，通过引用方式将该文献并入本 文中）将冷拉的圆棒进行双剪切测试，所述圆棒具有表1中所呈现的加热X的化学成分、0.75 英寸的直径并且如实施例1和2中所述那样在拉延操作期间被加工至40%的断面收缩率。双 剪切测试提供了对这种合金化学和热机械加工组合生产高强度紧固件材料的适用性的评 价。第一组圆棒在冷拉态条件下测试并且第二组圆棒在在850°F下时效1小时并且空气冷却 至环境温度(850/1/AC)后测试。在表5中呈现了双剪切强度结果以及极限拉张强度、屈服强 度和伸长率的平均值。出于比较目的，还在表6中呈现了Ti-6A1-4V紧固件材料的的这些机 械特性的最小规定值。
[0097] 表 6
[0098]
[0099] 冷拉和时效的合金展现出优于Ti-6A1_4V紧固件材料应用的最小规定值的机械特 性。因此，本文中公开的工艺可以对使用STA加工生产Ti-6A1-4V制品提供更有效的替代方 式。
[0100] 根据本文中公开的多种实施方案冷加工和时效α+β钛合金(其按重量百分比包含 从2.90至5.00的铝、从2.00至3.00的钒、从0.40至2.00的铁、从0.10至0.30的氧和钛)产生 具有超过Ti-6A1-4V合金相对于多种应用(包括例如一般航天应用和紧固件应用)而言的最 小规定机械特性的机械特性的合金制品。如上文指出，Ti-6A1-4V合金需要STA加工以实现 关键应用（例如，航天应用)所要求的必需强度。因此，高强度Ti-6A1-4V合金因材料的固有 物理特性和在STA加工期间快速淬火的要求而受制品的尺寸限制。相反，就制品尺寸和尺度 而言，如本文所述的冷加工和时效的高强度α+β钛合金不受限制。另外，如本文所述的冷加 工和时效的高强度α+β钛合金没有经历可以作为STA加工期间较厚截面Ti-6A1-4V合金制品 之特征的巨大热应力和内应力或翘曲。
[0101] 已经参考多种示例性、说明性和非限制性实施方案来撰写本公开。然而，本领域普 通技术人员将认识到，可以进行所公开的实施方案(或其部分）中的任一个的各种替换、修 改或组合而不脱离本发明的范围。因此，应考虑到并理解，本公开包括本文中没有明确阐述 的额外的实施方案。这类实施方案可以例如通过组合、修改或重新组织任何本文所述实施 方案的所公开的步骤、部件、元件、特征、方面、特点、限制等而获得。就此而言，
【申请人】保留 在审查答辩期间修订权利要求书以添加如本文多样化地描述的特征的权利。
【主权项】
1. 一种方法，其包括： 在环境温度至500° F范围内的温度下冷拉α+β钛合金工件;并且 在700° F至1200° F范围内的温度下直接时效冷拉的所述α+β钛合金工件； 所述α+β钛合金包含按重量百分比从2.90至5.00的铝、从2.00至3.00的钒、从0.40至 2.00的铁、从0.10至0.30的氧、钛和附带杂质。2. 根据权利要求1所述的方法，其包括冷拉所述α+β钛合金工件至20 %至60 %的断面收 缩率。3. 根据权利要求1所述的方法，其中所述α+β钛合金的所述冷拉包括至少两个拉延循 环，其中每个拉延循环包括冷拉所述α+β钛合金工件至至少10 %的断面收缩率。4. 根据权利要求1所述的方法，其包括在环境温度下冷拉所述α+β钛合金工件。5. 根据权利要求1所述的方法，其包括在800°F至1100°F范围内的温度下直接时效所述 α+β钛合金工件。6. 根据权利要求1所述的方法，其包括在温度下将所述α+β钛合金工件直接时效达0.5 至10小时。7. 根据权利要求1所述的方法，其还包括在低于所述α+β钛合金的β转变温度300°F至 25°F范围内的温度下热加工所述α+β钛合金工件，其中所述热加工在所述冷拉之前进行。8. 根据权利要求1所述的方法，其还包括在1500° F至1775°F范围内的温度下热加工所 述α+β钛合金工件，其中所述热加工在所述冷拉之前进行。9. 根据权利要求7所述的方法，其还包括在1200° F至1500° F范围内的温度下使所述α+β 钛合金退火，其中所述退火在所述热加工和所述冷拉之间进行。10. 根据权利要求1所述的方法，其中所述冷拉和直接时效形成α+β钛合金制品，所述α+ β钛合金制品在环境温度下具有在155ksi至200ksi范围内的极限拉张强度和在8%至20% 范围内的伸长率。11. 根据权利要求10所述的方法，其中所述α+?3钛合金制品选自由以下所组成的群组： 钢坯、棒、杆、管件、板坯、板材和紧固件。12. 根据权利要求10所述的方法，其中所述α+β钛合金制品具有大于0.5英寸的直径或 厚度、大于165ksi的极限拉张强度、大于155ksi的屈服强度和大于12%的伸长率。13. -种方法，其包括： 在环境温度至500° F范围内的温度下冷加工α+β钛合金工件;并且 在700° F至1200° F范围内的温度下直接时效冷加工的所述α+β钛合金工件； 所述α+β钛合金包含按重量百分比从2.90至5.00的铝、从2.00至3.00的钒、从0.40至 2.00的铁、从0.10至0.30的氧、钛和附带杂质。14. 根据权利要求13所述的方法，其中冷加工所述α+?3钛合金包括通过选自由以下所组 成的群组的至少一种操作进行冷加工:滚压、锻造、挤压、皮尔格式乳管和拉延。15. 根据权利要求13所述的方法，其包括在温度下将所述α+β钛合金工件直接时效达 0.5至10小时。16. 根据权利要求13所述的方法，其还包括在低于所述α+?3钛合金的转变温度300° F至 25°F范围内的温度下热加工所述α+β钛合金工件，其中所述热加工在所述冷加工之前进行。17. 根据权利要求16所述的方法，其还包括在1200°F至1500°F范围内的温度下使所述α +龄太合金退火，其中所述退火在所述热加工和所述冷加工之间进行。18. 根据权利要求13所述的方法，其中所述冷加工和直接时效形成α+β钛合金制品，所 述α+β钛合金制品在环境温度下具有在155ksi至200ksi范围内的极限拉张强度和在8%至 20%范围内的伸长率。19. 根据权利要求18所述的方法，其中所述α+β钛合金制品选自由以下所组成的群组： 钢坯、棒、杆、管件、板坯、板材和紧固件。20. 根据权利要求18所述的方法，其中所述α+β钛合金制品具有大于0.5英寸的直径或 厚度、大于165ksi的极限拉张强度、大于155ksi的屈服强度和大于12%的伸长率。21. -种方法，其包括： 在1500°F至1775°F范围内的温度下热加工α+β钛合金工件； 在1200° F至1500° F范围内的温度下使所述α+β钛合金退火； 在环境温度下冷加工所述α+龄太合金工件至20 %至60 %的断面收缩率;并且 在800° F至1100° F范围内的温度下直接时效冷加工的所述α+β钛合金工件； 所述α+β钛合金包含按重量百分比从2.90至5.00的铝、从2.00至3.00的钒、从0.40至 2.00的铁、从0.10至0.30的氧、钛和附带杂质。
【文档编号】C22F1/18GK105951017SQ201610397441
【公开日】2016年9月21日
【申请日】2011年6月27日
【发明人】D·J·布莱恩
【申请人】冶联科技地产有限责任公司