改进的可热处理钛合金的制作方法

本发明涉及一种钛合金组合物，其可热处理以获得增强的物理性质，特别是极限拉伸强度(uts)以及在相关时双剪切强度(dss)和螺纹疲劳强度水平。

背景技术：

当前，一系列钛合金组件是由ti-6al-4v(ti-64)(一种α/β钛合金)制成的。钛合金紧固件，尤其是用于航空航天应用的钛合金紧固件尤其如此。ti-64合金的紧固件直径限制为小于19.05mm(0.75英寸)，且在此直径范围内的机械性质水平为uts1100mpa、dss655mpa和螺纹疲劳强度440mpa，且最大循环达到130,000次。

其它类型的高强度钛紧固件是由相应的β钛合金制成的。其中第一种是符合ti-3al-8v-6cr-4mo-4zr化学成分的β-c合金，且在要求的测试条件下，其uts为1240mpa，dss为740mpa，且螺纹疲劳强度为471mpa。β-c合金的螺栓直径限制为25.4mm(一英寸)。第二种β钛合金符合ti-5al-5mo-5v-3cr-0.5fe(ti-5553)的化学成分，据报道其uts为1309mpa，且dss为779mpa，且拉伸伸长率约为10％。然而，由于归因于晶界α相的紧固件的螺纹区域中存在晶间疲劳破坏的趋势，因此这两种合金类型的紧固件的应用受到限制。

与钢和镍基合金相比，已提出将β钛合金作为实现更高强度的潜在候选材料。β钛合金通常由六方密堆积(hcp)小α相于体心立方(bcc)β相中的微观结构组成，且对合金的主要强化作用是来自α相析出。然而，在β钛合金中，连续的晶界α相、不均匀的α析出和相对较大的β晶粒尺寸持续存在，这些问题阻碍了β钛合金的机械性质的改进。特别是在获得高强度状态时，通常会损害合金的延展性和疲劳性质。

在本文稍后列出的参考文献[1]到[5]中详述的早先工作发现，向β钛合金中少量添加碳可以消除晶界α相，加速并细化α析出并且细化β晶粒尺寸。已发现，这些变化会引起合金的延展性和疲劳性质显著提升，且不会引起高强度水平的损失。所研究的β钛合金包括耐燃钛合金ti-35v-15cr-0.3si-0.1c、ti-15-3-3合金(ti-15v-3cr-3al-3sn的简称)和ti-13cr合金。然而，这项工作并未扩展到本发明试图提供一种改进的可热处理组合物的β-c钛合金，所述组合物能够实现增强的物理性质，特别是增强的uts以及在相关时dss和螺纹区域中疲劳强度的水平。

技术实现要素：

本发明提供了一种亚稳态β钛合金，其除碳含量以外，通常对应于标准β-c钛合金的组成范围，并且为了便于描述，本文中将本发明的亚稳态β合金作为“改性合金”加以区分。自大约50年前由rmi钛公司(rmititaniumcompany)开发以来，标准β-c已经在需要极高强度的场合中有着重要的用途，如紧固件和飞机着陆设备的组件。

与标准β-c钛合金一样，本发明的改性合金具有7.5到8.5重量％的钒，5.5到6.5重量％的铬，3.5到4.5重量％的钼，3.5到4.5重量％的锆，3到4重量％的铝，最高0.14重量％的氧，最高0.3重量％的铁，最高0.03重量％的氮，最高0.03重量％的氢，最高50ppm的钇，最高各自0.15重量％且合计0.40重量％超过0.05重量％到0.1重量％的其它元素(除碳和钛以外)，余量(除碳以外)的钛。在标准β-c钛合金中，碳不超过0.05重量％，并且这通常被认为意指小于0.05重量％的碳，并且通常小于0.02重量％的碳。确实，对β-c合金中的碳没有最低要求，这表明实际上碳仅作为难以避免的非期望杂质存在。在本发明的改性合金中，碳的稳定水平应超过0.05重量％。而且，进一步形成对比，本发明允许或通常需要有意添加碳，超出排除“小于0.05重量％的碳”，其中相对于本发明提及的“总碳”指示此类残余值碳加上所添加碳的合并值。

在本发明的改性合金中，总碳应充分超过0.05重量％，以实现uts、dss和螺纹疲劳强度或极限的机械性质的所需改进。然而，最大总碳含量应受控制，以防止形成对疲劳强度水平有不利影响的碳化物。实际上，标准β-c钛合金中不超过0.05重量％的碳含量的要求除了排除偶然地存在于生产标准合金的成分中的碳之外，还排除了添加的碳。相比之下，本发明的改性合金通常需要有意添加的碳，特别是在改性合金要由一定量的熔融标准β-c合金生产时。如所指示，总碳的存在水平应超过0.05重量％，不过可接受的水平应使得总碳不超过可能形成碳化物并具有有害作用的最大值。

在寻求稳定的总碳含量以提供uts、dss和螺纹区域中疲劳强度的机械性质的所需改进的同时，避免了碳化物的形成以及对疲劳强度水平的不利影响，已发现，总碳的可接受上限可以随特定的整体合金组成而变化，处于针对本发明合金所指示的钒、铬、钼、锆、铝且因此钛的范围的下限和上限内。另外，通过适当的热处理方案来获得所需的uts、dss和螺纹区域中疲劳强度的机械性质。另外，给定合金在那些范围的限值内以适应给定总碳上限的倾向随各组合物而变化。这种倾向不仅随合金组合物而变化，而且随特定的热处理而变化，特别是随从充分升高的温度冷却的速率而变化。考虑到这些因素，已发现可以添加碳达到约0.2重量％，如约0.25重量％的稳定总碳含量。对于所有组合物，超过0.25重量％的碳倾向于在热处理之后在所有冷却条件下引起碳化物形成，至少在通过加热为每种合金提供高于各自的β转变温度的固溶处理，从而实现β相的析出硬化的情况下。因此，一般来说，为了顺应碳添加的小窗口并限制形成对疲劳强度水平有不利影响的碳化物，总碳必须总共不超过0.25重量％。

如所指出，通常要求总碳含量不超过0.25重量％，以避免形成在至少对合金的疲劳强度水平有不利影响的程度上的碳化物。然而，对于所有合金组合物，总碳含量优选地总共不超过0.2重量％，处于针对本发明合金所指示的钒、铬、钼、锆、铝且因此钛的范围的下限和上限内。总碳含量也必须充分高于0.05重量％，以实现对uts、dss和螺纹区域中疲劳强度的机械性质的所需改进。高于0.05重量％的总碳水平随合金组合物而变化，并且为了充分考虑到这一点，通常要求总碳含量为约0.065重量％到约0.25重量％，且优选约0.70.重量％到约0.20重量％。对于本发明的所有合金，总碳含量更优选为约0.70重量％到约0.15重量％，如为约0.07重量％到约0.010重量％，且最优选为约0.08重量％。本发明的改性合金中可能的稳定碳含量可以通过实际实验测量碳化物相的体积分数(如果有的话)以检测到的碳重量百分比来计算。结合提供精确的晶体学数据的显微镜分析和计算出的相图评估，可以确定每种合金组合物的稳定碳含量。碳称为“稳定碳”指示在从升高的固溶热处理方案冷却之后，保留在合金的主要β相中的固溶体中的碳，不同于由于这种冷却的结果而以碳化物的形式在β相中析出的碳。

附图说明

现在宜参考示出本发明的钛合金的实施例的附图来描述本发明。本发明的其它实施例是可能的，且因此，那些附图的特殊性应被理解为不取代在此整体描述中提供并由所附权利要求书限定的本发明的整体描述的一般性。

图1提供了显微照片，显示了在每种情况下，在对各别合金进行均质化热处理之后，(a)本发明的钛合金与(b)标准β-c合金相比的微观结构；和

图2提供了显微照片，显示了(a)图1的钛合金与(b)标准β-c合金相比的晶界α相。

具体实施方式

在用于例如制造钛紧固件的情况下，本发明的合金通常经历一系列的程序，在所述程序中对其进行加工或变形，例如但不限于锻造、轧制或挤压的至少一个工艺步骤。此后，合金通常将经历均质化热处理，随后例如通过拉制而制造成所需形式。以这种方式类似地加工根据本发明的合金和两种标准β-c钛合金中的每一种。表1列出了所选择的本发明合金的组成，并显示出总碳含量为0.101重量％，而两种标准β-c合金的各别残余碳含量为0.023重量％和0.014重量％。

在表1中列出的合金中，图1在(a)中示出了用本发明的合金获得的显微结构，并且在(b)中示出了用第一种β-c合金获得的显微结构，在每种情况下均在对合金进行均质热处理之后。微观结构的比较容易地表明，在本发明的合金中，β晶粒尺寸明显小于在标准β-c合金中获得的β晶粒尺寸，在图1中显示为小一个数量级。基于对本发明合金中ti2c的2d和3d体积分数的测量的计算表明，尽管与β-c合金相比碳含量高，但是本发明的合金仍具有估计的0.0935重量％的固溶碳。

表1

在较高的放大倍数下，图2提供了碳对(a)处所示的表1的本发明合金和(b)处所示的表1的第二种β-c合金的各别影响的比较。尽管β-c合金明显展现出晶界α相，但在本发明的改性合金中明显几乎没有α相。

将来自表1合金的钛棒进行温拉伸或冷拉伸加工，使其直径接近所需的紧固件尺寸，然后视情况进行表面清洁，如矫直、剥皮、机加工和表面清洁。然后对拉制的棒进行优化的后热处理，如下所述，以实现最佳的机械性质。已经发现，根据本发明的合金的所添加碳基本上经由通过α相的加速析出使β相析出硬化而改进了时效响应性和淬透性。由于ttt曲线在碳含量增加的方向上略微移动，因此本发明合金的较高碳含量似乎可以通过放宽从β转变温度冷却时析出所需的冷却速率来促进加速的α相析出。

通常，已发现，在时效处理之后，在本发明合金的情况下，在β基体相内的α析出是均匀且细小的，而发现钛合金中通常存在的晶界α相基本上消除。还发现，在本发明要求的水平下，碳增加了合金对氧的耐受性。对于标准的航空航天钛合金，氧含量的上限为2000ppm，但是在本发明允许的总碳水平下所添加碳的情况下，本发明的合金能够耐受高达3000ppm的氧而不会降低延展性。

最佳的后热处理条件是在约440℃到约540℃的炉温下直接时效持续约1小时到约12小时的时间段。碳被认为是钛合金中的α相稳定剂，但是通常浓度明显高于本发明所允许的浓度。在本发明所需的总碳水平下，据信热处理驱动一种机制，通过所述机制，所添加碳在原子水平充当α析出的前体。这类似于碳作为α相稳定剂的作用。如所指出的，本发明的所添加碳减小了晶界α相，首先是因为析出在β相内的α粒子尺寸减小且均匀。其次，虽然氧通常对钛合金中的α相具有很大的亲和力，但在碳的辅助下形成了本发明合金中β相内析出的细小而均匀的α相，从而吸引氧，所述氧倾向于在晶界处偏析并且足够小以扩散，并扩散到细小且均匀分布的α相中。如图2中表明，去除晶界处的氧偏析引起晶界α的驱动力消除，并且是显著改进螺纹区域中疲劳强度的关键。

表1列出的合金的典型拉伸和剪切性质源自20mm直径的拉拔棒，其极限拉伸强度为1518mpa，伸长率为9％，且双剪切强度为829mpa。对于10mm直径的拉制棒，其极限拉伸强度为约1500mpa，伸长率为12％，且双剪切强度为824mpa。表2中显示合金后处理材料的缺口或螺纹疲劳性质，以及表1中列出的第1种β-c合金和表3中详述的ti64合金中的每一种的那些性质。在每种情况下，都对直径10mm的样品进行测试，每个样品均形成有轧制螺纹，如标准钛紧固件中所用。航空航天紧固件标准中规定的要求是在材料的38％uts应力下进行65,000次循环。标准β-c的疲劳断裂表面通常含有大量的晶间破坏，这导致不可预测性和疲劳寿命的潜在较大变化。相比之下，本发明合金的疲劳断裂表面主要由韧性破坏引起，几乎没有晶间破坏，且这表明材料具有一致且可靠的疲劳性能，其机械性质的散射带较窄。

表2-m10直径的典型ti紧固件的螺纹疲劳寿命比较

表3-ti-4v-6al的组成

从前面的描述中，将认识到，本发明合金中所需的总碳水平既加速并细化了α相析出，又基本上避免了晶界α相。适当地，与现有的ti64紧固件以及标准β-c紧固件相比，由本发明的合金制成的经热处理的紧固件展现出增强的拉伸、双剪切和疲劳性质。为了说明这一点，据报道，波音787飞机是使用240万个紧固件组装而成的，其中22％是结构螺栓，所述结构螺栓主要是钛(据信是ti64)，其余是铆钉。据估计，用本发明合金的紧固件代替当前的ti64紧固件将使重量减轻至少20％，这意味着可节省约6,000到7,500kg的重量。

本发明的合金还可以被雾化以产生用于在3d打印中使用的粉末，或使用常规的锻造和铸造加工。在所有这些形式的材料中都保留了支持改进此合金广泛机械性质的上述机制。

参考文献

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