專利名稱：高強度鈦合金及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種能夠拓展鈦合金應(yīng)用范圍的高強度鈦合金以及該合金的制備方法。
背景技術(shù)：
由于鈦合金具有良好的比強度和耐腐蝕性，因此，它已被應(yīng)用于諸如航空、軍事、空間、深海探測以及化工廠等領(lǐng)域。最近，β合金等倍受關(guān)注，而且，鈦合金的應(yīng)用領(lǐng)域?qū)⒌玫竭M(jìn)一步擴(kuò)展。例如，楊氏模量低的鈦合金大致用于制造適合于生物體的產(chǎn)品(例如，人工骨等)、附件(例如，眼鏡架等)、運動器材(例如，高爾夫球棍等)、彈簧等。
但是，為了進(jìn)一步拓展鈦合金的用途，提高其強度仍然是必不可少的。間隙(固溶)元素如氧(O)、氮(N)和碳(C)的含量對鈦合金的機械性能如強度有很大影響。例如，當(dāng)O在鈦合金中溶解時，眾所周知的是強度會提高。但是，以前的鈦合金在強度得到改善時，它們的韌性卻顯著下降。
因此，在傳統(tǒng)鈦合金中，必須將間隙元素例如O的容許含量嚴(yán)格調(diào)整至等于或低于預(yù)定值。例如，根據(jù)ASTM(美國試驗與材料協(xié)會)標(biāo)準(zhǔn)，對于純鈦，依據(jù)O含量，其被分成1型至4型。而且，甚至在O含量最高的4型中，其氧含量被限制在最高1.2原子％(0.4％(質(zhì)量))或更低。
對于商品鈦合金也如此。例如，Ti-6Al-4V(％(質(zhì)量))合金是一種多用途α-β合金。該合金中，O被限制在0.6原子％(0.2％(質(zhì)量))或更低，N被限制在0.1原子％(0.03％(質(zhì)量))或更低。此外，Ti-10V-2Fe-3Al合金是一種β合金。該合金中，O被限制在0.5原子％(0.16％(質(zhì)量))或更低，N被限制在0.17原子％(0.05％(質(zhì)量))或更低。此外，Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr合金是一種β-C合金。該合金中，O被限制在0.4原子％(0.12％(質(zhì)量))或更低，N被限制在0.11原子％(0.03％(質(zhì)量))或更低。
所以，以前的鈦合金以及純鈦中，間隙元素例如O的含量降至極低，而且，即使它們的含量設(shè)定值較大時，其最大值也僅僅為約1.2原子％。通過所述設(shè)計，在傳統(tǒng)鈦合金的具有折衷關(guān)系的強度與延性之間建立起一種平衡。但是，迄今強度與延性仍然不足，從而使得鈦合金的使用不能進(jìn)一步拓展。
發(fā)明公開針對上述情況，提出了本發(fā)明。即本發(fā)明的一個目的是提供一種鈦合金，該合金推翻了上述關(guān)于鈦合金的傳統(tǒng)技術(shù)知識，能夠在高得多的水平上，在強度與延性之間建立平衡。并且還提供一種適用于所述合金的制備方法。
因此，為了完成這一任務(wù)，本發(fā)明人一直進(jìn)行認(rèn)真研究，并且進(jìn)行了反復(fù)試驗。結(jié)果發(fā)現(xiàn)盡管O含量高達(dá)1.5原子％或更高，但是仍然能夠獲得高強度和高延性，這似乎違背傳統(tǒng)技術(shù)常識。結(jié)果，終于完成了本發(fā)明。
(高強度鈦合金)即當(dāng)將全體計為100％(原子)(原子％)時，根據(jù)本發(fā)明的高強度鈦合金含有主要組分鈦(Ti)，15-30原子％的Va族元素和1.5-7原子％的氧(O)，其中，該合金的抗拉強度為1000MPa或更高。
因此，當(dāng)比傳統(tǒng)含量高的O含量(原子％)存在于適量的Va族元素中時，能夠獲得強度顯著提高而延性降低較少(即高延性)的鈦合金。
目前尚不清楚獲得這種極佳特性的詳細(xì)機制等。但是，單獨由Va族元素不能獲得這種極佳特性。顯然，這與將O含量提高至傳統(tǒng)技術(shù)常識認(rèn)為荒謬的水平有關(guān)。這一發(fā)現(xiàn)對于鈦合金工業(yè)是劃時代的，而且在學(xué)術(shù)上也很有意義。此外，由于具有這種極佳特性，本發(fā)明高強度鈦合金可用于各種產(chǎn)品，而且，能夠在改善各種產(chǎn)品的功能和擴(kuò)大設(shè)計自由度方面有很大潛力。
下面，在對所述特性進(jìn)行更具體描述時，能夠獲得例如高達(dá)1000MPa或更高的抗拉強度的強度。而且，還能夠獲得一種超高強度鈦合金，該合金的抗拉強度為1100MPa或更高，1200MPa或更高，1400MPa或更高，1500MPa或更高，1600MPa或更高，進(jìn)一步為2000MPa或更高。抗拉強度為2000-2100MPa的這種高強度是迄今已有鈦合金中強度最高的。因此，可以說這的確是一個令人驚奇的高強度。
此外，本發(fā)明鈦合金比較優(yōu)良，原因在于雖然其具有如此高的強度，但仍然具有足夠的延性。當(dāng)然，甚至在本發(fā)明鈦合金中，也可能與傳統(tǒng)鈦合金類似，由于具有如此高的強度，而使延性或多或少有所降低。但是，其延性的降低傾向遠(yuǎn)低于傳統(tǒng)合金，而且，強度與延性之間的關(guān)系建立在遠(yuǎn)高于傳統(tǒng)水平的高水平上。
例如，即使當(dāng)其具有上述超過2000MPa的高強度時，其仍表現(xiàn)出3％或更高的延伸率?？紤]到傳統(tǒng)高強度鈦合金(約1900MPa)的延伸率基本為0％或者接近于0％，因此，可以理解為什么說本發(fā)明鈦合金同時具有高強度和高延性。
而且，依據(jù)使用場合要求高強度時，存在不需要超過2000MPa這樣高的強度的情況。如果這樣，能夠獲得具有高得多的延伸率的鈦合金。具體地，能夠獲得延伸率為4％或更高，5％或更高，7％或更高，9％或更高，11％或更高，13％或更高，15％或更高，18％或更高，甚至20％或更高的鈦合金。
而且，還能夠?qū)⑺鰪姸群脱由炻始右赃m當(dāng)組合。例如，當(dāng)抗拉強度為1200MPa或更高時，可以將其與處于3-21％范圍內(nèi)的任意延伸率組合。此外，當(dāng)抗拉強度為1400MPa或更高時，可以將其與處于3-12％范圍內(nèi)的任意延伸率組合。另外，當(dāng)抗拉強度為1600MPa或更高時，可以將其與處于3-8％范圍內(nèi)的任意延伸率組合。更具體地，例如，當(dāng)抗拉強度為2000MPa時，延伸率可以為3％或更高，當(dāng)抗拉強度為1800MPa時，延伸率可以為5％或更高，當(dāng)抗拉強度為1500MPa時，延伸率可以為10％或更高，當(dāng)抗拉強度為1300MPa時，延伸率可以為15％或更高，等等。注意在本說明書中，“延伸率”指的是拉伸變形后斷裂時的延伸率。
順便提及，由于傳統(tǒng)鈦合金需要對非常容易與Ti結(jié)合的O含量進(jìn)行限制，因此，生產(chǎn)中需要較多的時間、資金以及專用裝置等。
在這方面，在O含量的使用上本發(fā)明鈦合金與之相反，與傳統(tǒng)鈦合金相比，本發(fā)明鈦合金對氧的控制更為容易，因此，具有能夠縮短時間要求、降低制造成本等優(yōu)點。
至此，主要對O含量高方面對本發(fā)明鈦合金進(jìn)行了描述，但是，眾所周知的是，N和C均為間隙元素，它們的作用與O相同，而且，這在理論上是顯而易見的。按照此觀點，可以用N或C取代全部或者部分前述O是有效的，這一點不需要再說了。
因此，本發(fā)明可以是一種高強度鈦合金，當(dāng)將全體計為100原子％時，該鈦合金含有主要組分Ti，15-30原子％的Va族元素和1.5-7原子％的N，其中，該合金的抗拉強度為1000MPa或更高。
此外，本發(fā)明可以是一種高強度鈦合金，當(dāng)將全體計為100原子％時，該鈦合金含有主要組分Ti，15-30原子％的Va族元素和1.5-7原子％的C，其中，該合金的抗拉強度為1000MPa或更高。
另外，本發(fā)明可以是一種高強度鈦合金，當(dāng)將全體計為100原子％時，該鈦合金含有主要組分Ti，15-30原子％的Va族元素和總量為1.5-7原子％的N和C，其中，該合金的抗拉強度為1000MPa或更高。
注意O含量等的下限等由要求的強度決定，而上限則從確保鈦合金的實際延性、韌性等角度確定。另外，除了前述的組成范圍之外，O含量的下限可以為1.8原子％，2.0原子％，2.4原子％，2.6原子％，2.8原子％，3原子％，4原子％，等等。而且，O含量的上限可以為6.5原子％，6原子％，5.5原子％，5原子％，4.5原子％，等等。此外，可以將這些下限值和上限值進(jìn)行適當(dāng)?shù)慕M合，例如，O可以為1.8-6.5原子％，2.0-6.0原子％，等等。
的確，當(dāng)間隙元素如O的總量為2.0-5.0原子％時，強度與延性之間達(dá)到了良好的平衡。具體地，從強度角度考慮，優(yōu)選3.0-5.0原子％，而從延性角度考慮，則優(yōu)選2.0-4.0原子％。
此外，當(dāng)O作為主要間隙元素存在時，從替代或補償部分O的角度考慮，類似間隙元素N的存在量可以為0.2-5.0原子％，理想地為0.7-4.0原子％。類似地，C的存在量可以為0.2-5.0原子％，理想地為0.2-4.0原子％。
作為Va族元素，可以是釩(V)、鈮(Nb)、鉭(Ta)和鏷(Pa)。但是，從具有高強度和高延性角度以及操作性能等方面考慮，實際上可以使用V，Nb和Ta中的一種或多種。這些元素中，Nb和Ta尤其適合本發(fā)明鈦合金。
雖然原因尚不清楚，但是目前相信如下因素。具體地，在Nb或Ta為主要組成元素的β相中，甚至當(dāng)O等大量存在時，可以假定某種作用機理在起作用，這種機理與O等偏聚于晶界導(dǎo)致脆化的傳統(tǒng)機理不同。
Va族元素的下限值也是從充分確保高強度的角度來確定，而且，當(dāng)Va族元素的含量超過上限值時，可能會出現(xiàn)材料偏析，最后根本不能獲得足夠高的強度。因此，需要將Va族元素的含量控制在上述組成范圍內(nèi)。但是，不應(yīng)該受此所限，其下限值可以為20原子％，23原子％，等等。此外，其上限值可以為27原子％，26原子％。而且，可以對所述上限與下限值進(jìn)行任意組合，使Va族元素的總量為18-27原子％，進(jìn)一步為20-25原子％。
此后，為了方便，經(jīng)常介紹的是O含量高的高強度鈦合金。但是，這并不是意味著將N含量高的高強度鈦合金排除在本發(fā)明之外。
(高強度鈦合金的制備方法)可以采用各種制備方法制備上述高強度鈦合金。但是，本發(fā)明人同時也發(fā)展了一種甚至更合適的制備方法。
具體地，根據(jù)本發(fā)明的高強度鈦合金的一種制備方法包括一個將至少包含Ti和一種Va族元素的原料粉末壓制成型的壓制步驟；一個對在壓制步驟獲得的壓制體進(jìn)行燒結(jié)和加熱的燒結(jié)步驟；以及一個進(jìn)行熱加工以對在燒結(jié)步驟獲得的燒結(jié)坯進(jìn)行壓制的熱加工步驟；由此，便獲得了一種含有15-30原子％的Va族元素和1.5-7原子％O(以全體為100原子％計)的高強度鈦合金。
通過使用燒結(jié)法而不是所謂的熔化法，甚至當(dāng)Va族元素和氧大量存在時，也能夠獲得具有穩(wěn)定質(zhì)量(高強度和高延性)同時又避免宏觀偏析的鈦合金。因此，由于采用燒結(jié)法，故不需要長時間或高費用，以及專用設(shè)備。結(jié)果，采用本發(fā)明制備方法，能夠高效地制備前述高強度鈦合金。
注意本發(fā)明制備方法中使用的原料粉末組成不必與所獲得的鈦合金的組成一致。例如，O等可以根據(jù)實施燒結(jié)的氣氛進(jìn)行波動。
適宜的是，本發(fā)明制備方法還可帶有一個冷加工步驟，在該步驟中，對熱加工步驟之后的燒結(jié)坯進(jìn)行冷加工。
當(dāng)實施冷加工時，本發(fā)明鈦合金的強度得到進(jìn)一步改善。此外，采用本發(fā)明制備方法獲得的鈦合金幾乎不會發(fā)生傳統(tǒng)鈦合金中出現(xiàn)的加工硬化，表現(xiàn)出非常好的冷加工性能(超塑性)。而且，雖然采用前述冷加工步驟使強度提高，但是延性(延伸率等)的下降程度極小。
注意在本說明書中將前述各元素的組成范圍指定為“‘x’至‘y’原子％”時，除非專門規(guī)定，否則它包括下限值“x”和上限值“y”。在規(guī)定為“‘x’至‘y’％(重量)”時也如此。
此外，注意本申請中提出的“高強度”意味著抗拉強度(拉伸強度)高。“抗拉強度”是在拉伸試驗中試樣即將最終斷裂時的載荷除以試驗前試樣平行部分的橫截面積獲得的應(yīng)力值。
另外，本發(fā)明中提出的“高強度鈦合金”包括各種形式，它不受原料限制(例如，板坯、方坯、燒結(jié)體、軋制產(chǎn)品、鍛造產(chǎn)品、線材、板材、棒材等)，而且，它甚至包括通過加工所述鈦合金獲得的鈦合金構(gòu)件(例如，中間加工產(chǎn)品、成品、鈦合金部件等)(下同)。
附圖簡述

圖1是說明本發(fā)明的鈦合金的一種斷層型變形結(jié)構(gòu)的TEM照片。
圖2A是說明拉伸變形比為0％時本發(fā)明鈦合金的變形機制的顯微照片。
圖2B是說明拉伸變形比為4.3％時本發(fā)明鈦合金的變形機制的顯微照片。
圖2C是說明拉伸變形比為6.1％時本發(fā)明鈦合金的變形機制的顯微照片。
圖2D是說明拉伸變形比為10.3％時本發(fā)明鈦合金的變形機制的顯微照片。
圖3A是對本發(fā)明的鈦合金進(jìn)行鐓粗壓縮且冷加工比為20％時的試樣照片。
圖3B是對本發(fā)明的鈦合金進(jìn)行鐓粗壓縮且冷加工比為50％時的試樣照片。
圖4A是圖3B所示試樣中出現(xiàn)的用于放大整個斷層的SEM照片。
圖4B是圖4A的局部放大的SEM照片。
圖4C是圖4A的局部放大的SEM照片。
圖5是氧含量對根據(jù)本發(fā)明的鈦合金以及對照材料的抗拉強度和延伸率的影響的比較圖。
實施本發(fā)明的最佳模式
A.實施模式下面，在命名實施方案模式的同時，對本發(fā)明進(jìn)行更為詳細(xì)的介紹。
(高強度鈦合金)(1)組成①適宜的是，本發(fā)明鈦合金可以進(jìn)一步含有總量為0.3原子％或更多的選自于鋯(Zr)、鉿(Hf)和鈧(Sc)的一種或多種金屬元素，其中，Zr為15原子％或更低，Hf為10原子％或更低，Sc為30原子％或更低。
Zr，Hf和Sc都是能夠改善鈦合金的屈服應(yīng)力的元素。但是，當(dāng)所述這些元素的總量超過15原子％時，可能會出現(xiàn)材料偏析，結(jié)果，不能實現(xiàn)提高強度和延性的愿望，而且，也不優(yōu)選這些元素的總量超過15原子％，因為這會增大鈦合金的密度(降低比強度)。
順便說一句，當(dāng)鈦合金中分別單獨存在Zr或Hf時，優(yōu)選含量分別為1-10原子％，進(jìn)一步為5-10原子％，而且，對于Sc，其含量更優(yōu)選為1-20原子％，進(jìn)一步為5-10原子％。
②適宜的是，本發(fā)明高強度鈦合金可以進(jìn)一步含有1-13原子％或更低的Sn。Sn是一種能夠提高鈦合金強度的元素。當(dāng)其含量低于1原子％時，不能起到這一作用，而當(dāng)其含量超過13原子％時，由于會降低鈦合金的延性，因此也不優(yōu)選。
③除了Zr，Hf、Sc和Sn之外，本發(fā)明高強度鈦合金在能夠使高強度得以保持或改善的范圍內(nèi)，可以進(jìn)一步含有總量為0.1原子％或更高的一種或多種下述元素Cr，Mo，Mn，F(xiàn)e，Co，Ni，Al和B。
而且，例如，適宜的是，Cr，Mn和Fe的含量可以為30原子％或更低，Mo的含量可以為20原子％或更低，Co和Ni的含量可以分別為13原子％。
此外，適宜的是，Al的含量可以為0.5-12原子％，B的含量可以為0.2-6.0原子％。
注意本發(fā)明制備方法中使用的原料粉末也具有同樣的組成。
(冷加工時的變形結(jié)構(gòu))通過冷加工能夠改善本發(fā)明高強度鈦合金的機械性能(動態(tài)質(zhì)量)。另外，可以說本發(fā)明高強度鈦合金根本不會出現(xiàn)加工硬化，能夠表現(xiàn)出良好的冷加工性能，這對于傳統(tǒng)的鈦合金而言是難于想象的。本發(fā)明人認(rèn)為出現(xiàn)這一現(xiàn)象的原因如下具體而言，當(dāng)對本發(fā)明高強度鈦合金進(jìn)行冷加工時，會產(chǎn)生加工彈性應(yīng)變。所產(chǎn)生的這種加工彈性應(yīng)變能夠促進(jìn)進(jìn)一步強化所述鈦合金。從在鈦合金的構(gòu)成結(jié)構(gòu)中充分引入這種加工彈性應(yīng)變的角度考慮，上述適量的Va族元素和間隙元素如O很重要。
具體地，間隙元素例如O在加工彈性應(yīng)變的產(chǎn)生中起了很重要的作用。換言之，在獨立地添加大量Va族元素的鈦合金中，難于在組成結(jié)構(gòu)中充分引入這種加工彈性應(yīng)變。除Va族元素之外，當(dāng)鈦合金中存在適量的間隙元素例如O時，則能夠在鈦合金中引入充分的加工彈性應(yīng)變，并且，能夠通過積累使鈦合金進(jìn)一步強化。
此外，本發(fā)明人在完成本發(fā)明之后，又全身心地進(jìn)行了重復(fù)研究，結(jié)果，這一機制變得明顯更獨特。此后，將對此進(jìn)行詳細(xì)介紹。
引起本發(fā)明鈦合金發(fā)生塑性變形的變形機制與包括傳統(tǒng)鈦合金的一般金屬材料完全不同。具體地，迄今，傳統(tǒng)金屬材料的塑性變形由與位錯運動有關(guān)的“滑移變形”和“孿晶變型”引起，此外，還可以通過“馬氏體轉(zhuǎn)變”產(chǎn)生變形，比如形狀記憶合金。
另一方面，已很明顯的是，本發(fā)明高強度鈦合金的塑性變形由一種新的、獨一無二的彈性變形機制引起，這種機制與所述的轉(zhuǎn)變機制完全不同。圖1是一張TEM(透射電子顯微鏡)照片，它說明了塑性變形機制是如何進(jìn)行的。
由圖1可以了解當(dāng)試樣進(jìn)行塑性變形時，在滑移面上沒有位錯運動，但是，沿著最大剪切平面的巨大“斷層”促進(jìn)了塑性變形。具體地，當(dāng)對本發(fā)明鈦合金進(jìn)行冷加工(尤其是進(jìn)行深度加工)時，沿著最大剪切平面，該合金的到處都會斷續(xù)產(chǎn)生所述巨大斷層，之后又馬上重新復(fù)合。由于所述過程的重復(fù)進(jìn)行，本發(fā)明鈦合金能夠表現(xiàn)出宏觀塑性變形。而且，隨著冷加工比(稍后介紹)的增大，在本發(fā)明鈦合金的內(nèi)部會不斷產(chǎn)生大量斷續(xù)斷層，并且，產(chǎn)生塑性變形而又不會發(fā)生破壞。圖2A-2D示出了當(dāng)冷加工比順序改變時所產(chǎn)生的斷層的形狀。作為參考，圖1中由斷層引起的臺階為約200-300nm，但是，該值取決于冷加工比、原料(試樣)等，因此，不是常數(shù)。
注意圖1以及圖2A-2D中示出的試樣是組成為Ti-20Nb-3.5Ta-3.5Zr(原子％)的燒結(jié)坯料，其在1100℃熱加工之后，在900℃下進(jìn)行熱處理30分鐘。此外，塑性變形由拉伸試驗產(chǎn)生。
另外，圖2A-2D是先對試樣(測量部位的尺寸為寬度40μm×長度150μm)進(jìn)行機械加工和離子研磨，然后采用光學(xué)顯微鏡對表面進(jìn)行觀察的結(jié)果。此外，圖1是采用TEM觀察的圖2D的橫截面照片。
再者，圖3A-3B以及圖4A-4C是展示當(dāng)對本發(fā)明鈦合金進(jìn)行冷加工時斷層的出現(xiàn)和重新復(fù)合過程的宏觀照片。
圖3A-3B中示出了組成為Ti-20Nb-3.5Ta-3.5Tr(原子％)的燒結(jié)坯料(尺寸φ12×18mm)，其在1100℃熱加工之后，在900℃下進(jìn)行熱處理30分鐘(隨后水冷)。此外，圖3A是進(jìn)行冷加工比為20％的鐓粗壓縮(模鍛冷加工)的試樣。此外，圖3B是已進(jìn)行冷加工比為50％的鐓粗壓縮的試樣。當(dāng)冷加工比為20％時，在試樣表面未出現(xiàn)肉眼可分辨的大的斷層。但是，當(dāng)冷加工比為50％時，可以知道在最大剪切平面(45°平面)上甚至?xí)霈F(xiàn)肉眼足于分辨的大斷層。
接下來，圖4A-4C示出了圖3B中試樣的垂直橫截面，其中，沿與壓縮方向(鐓粗方向)平行的方向進(jìn)行截取并進(jìn)行磨削，并且，采用SEM放大觀察所述斷層的形態(tài)。圖4A將斷層放大了15倍，圖4B將圖4A中所示斷層的一部分放大了50倍，而圖4C將圖4A中所示斷層的一部分放大了200倍。
由圖4B和圖4C可明顯看出存在大量的斷層(線性帶式圖案)，但是，在對圖4A以及該圖的放大照片圖4B和4C中所有圖進(jìn)行觀察時，在任何地方都不能找出斷層被截斷的部位。也就是說，所產(chǎn)生的斷層肯定已重新復(fù)合。因此，顯然，圖3B中出現(xiàn)的斷層不是源自于破壞。
下面，借助斷層對與本發(fā)明鈦合金的高強度和高延性有關(guān)的獨特變形機制進(jìn)行介紹。
首先，如上所述，傳統(tǒng)金屬材料的一般變形機制是借助位錯的運動和擴(kuò)展產(chǎn)生塑性變形。間隙元素進(jìn)入金屬材料內(nèi)起阻礙位錯運動的作用。結(jié)果，間隙元素增加越多，傳統(tǒng)金屬材料的塑性變形受到抑制的程度越大，結(jié)果，材料具有更高的強度。但是，當(dāng)由于間隙元素的增加位錯運動不斷受到抑制時，就會出現(xiàn)位錯密度極高的區(qū)域。那么，該區(qū)域就成為破壞的起始點或路徑。因此，含有大量間隙元素的金屬材料不能發(fā)生充分的塑性變形，而且會發(fā)生破壞。具體地，對于傳統(tǒng)金屬材料而言，雖然增加間隙元素能提高強度，但是，它甚至?xí)?dǎo)致延性的顯著降低。
另一方面，本發(fā)明鈦合金即使在冷加工之后，其中幾乎不存在位錯等，它是借助上述斷層的產(chǎn)生和重新復(fù)合發(fā)生塑性變形。那么，通過TEM觀察顯然發(fā)現(xiàn)在斷層邊界面附近的晶格發(fā)生了嚴(yán)重彎曲。晶格的彎曲構(gòu)成了一個不連續(xù)彈性應(yīng)變場，其具有一種層狀結(jié)構(gòu)，其尺度由納米級到微米級，再進(jìn)一步延伸至毫米級。結(jié)果，該彈性應(yīng)變場將通過冷加工施加的加工能作為彈性應(yīng)變能在合金內(nèi)部積累起來。在本發(fā)明鈦合金中，隨著間隙元素的增加，可以被累積在內(nèi)部的彈性應(yīng)變能也增加，結(jié)果，產(chǎn)生斷層所要求的應(yīng)力增大。即發(fā)生塑性變形所要求的應(yīng)力增大。因此，可以認(rèn)為隨著間隙元素含量的增加，本發(fā)明鈦合金的強度明顯改善。
然后，當(dāng)對本發(fā)明鈦合金施加足于產(chǎn)生斷層的應(yīng)力(加工能)時，斷層重新產(chǎn)生，發(fā)生塑性變形。但是，斷層又馬上重新復(fù)合。因此，甚至發(fā)生塑性變形時，本發(fā)明鈦合金也不會發(fā)生破壞，顯示出良好的延性。
由上述介紹可以看出本發(fā)明鈦合金的塑性變形機制與傳統(tǒng)變形機制根本不同，它是一種全新的變形機制。而且，與傳統(tǒng)的公認(rèn)技術(shù)知識等不同，通過增加間隙元素，能夠成功地同時獲得高強度和高延性(相容)，這在傳統(tǒng)上是不可能實現(xiàn)的。
當(dāng)基于這些事實進(jìn)行重新考慮時，也可以將本發(fā)明理解為一種高強度鈦合金，該合金的特征在于通過首先進(jìn)行冷加工使其具有斷層型變形結(jié)構(gòu)，而且，它的抗拉強度為1100MPa或更高。已充分證實所述高強度鈦合金具有借助于與傳統(tǒng)變形機制完全不同的新型斷層而形成的變形結(jié)構(gòu)(斷層型變形結(jié)構(gòu))。因此，間隙元素的含量不一定像如上所述那樣高。的確，當(dāng)如上所述間隙元素的含量較大時，能夠獲得強度高得多的鈦合金。因此，合適的是例如，當(dāng)將全體計為100原子％時，本發(fā)明鈦合金含有主要組分鈦(Ti)，15-30原子％的Va族元素和1.5-7原子％的氧(O)。當(dāng)然，N和C可以替代O。
注意“斷層型變形結(jié)構(gòu)”是一種包含圖1所示斷層的結(jié)構(gòu)。它既不是通常那種與位錯有關(guān)的滑移變形，也不是孿晶變形結(jié)構(gòu)，甚至還不是與馬氏體變形有關(guān)的變形結(jié)構(gòu)。
此外，在上述本發(fā)明鈦合金中，抗拉強度的下限值被控制在1000MPa，但是，由于冷加工可使其具有高得多的強度，因此，將該下限值控制在1100MPa。
另外，關(guān)于抗拉強度、延伸率以及二者數(shù)值的組合，前述詳細(xì)介紹也適用于具有斷層型變形結(jié)構(gòu)的高強度鈦合金。
B.高強度鈦合金的制備方法(1)原料粉末原料粉末例如包括15-30原子％的Va族元素，間隙元素如O、N或C，和鈦(Ti)?？梢赃M(jìn)行調(diào)整，以使最終獲得的鈦合金的組成中，當(dāng)將全體計為100原子％時，含有15-30原子％的Va族元素和1.5-7原子％的O。
此外，與組成無關(guān)，至少包含Ti和一種Va族元素的原料粉末可用來獲得具有斷層型變形結(jié)構(gòu)的高強度合金。具體地，本發(fā)明制備方法的特征在于它包括一個將至少包含Ti和一種Va族元素的原料粉末壓制成型的壓制步驟；一個對在壓制步驟獲得的壓制體進(jìn)行燒結(jié)和加熱的燒結(jié)步驟；以及一個進(jìn)行熱加工以對在燒結(jié)步驟獲得的燒結(jié)坯進(jìn)行壓制的熱加工步驟；以及一個對在熱加工步驟之后的燒結(jié)坯進(jìn)行冷加工的冷加工步驟，由此，便獲得了一種具有斷層型變形結(jié)構(gòu)的高強度鈦合金。
除Ti、Va族元素和間隙元素如O之外，需要根據(jù)上述鈦合金的組成確定原料中包含的組成。例如，所述原料粉末可以包含一種或多種選自于Zr，Hf和Sc以及Sn，Cr，Mo，Mn，F(xiàn)e，Co，Ni，C和B的元素。
當(dāng)原料粉末中存在選自于Zr，Hf和Sc的一種或多種金屬元素時，可以通過對原料粉末進(jìn)行調(diào)整，使獲得的高強度鈦合金中，當(dāng)將全體計為100原子％時，含有總量為0.3原子％或更高的所述金屬元素，而且，Zr為15原子％或更低，Hf為10原子％或更低，Sc為30原子％或更低。
作為原料粉末，例如它可以使用海綿狀粉末、氫化和脫氫粉末、氫化粉末、霧化粉末等。未對粉末的顆粒形狀和粒子直徑(粒子直徑分布)進(jìn)行特別限制，但是可以使用市售粉末。的確，優(yōu)選平均粒子直徑為100μm或更低，進(jìn)一步優(yōu)選為45μm(#325)或更低，因為這時能夠獲得致密的燒結(jié)體。此外，原料粉末可以是將元素粉末混合一起的混合物粉末，或者是具有要求的組成的合金粉末。
而且，原料粉末可以是高氧含量Ti粉末或高氮含量Ti粉末與包含上述Va族元素的合金元素構(gòu)成的混合物粉末。而且，當(dāng)使用高氧含量Ti粉末時，容易對O行量進(jìn)行控制，從而改善了根據(jù)本發(fā)明的鈦合金的生產(chǎn)率。對于高氮含量Ti粉末也如此。例如通過一個在氧化性氣氛中對Ti粉末進(jìn)行加熱的氧化步驟可以獲得這種高氧含量Ti粉末。
混合步驟可以采用“V”型混合器、球磨機和振動磨機、高能球磨機(例如，碾磨機)等進(jìn)行。
(2)壓制步驟壓制步驟可以采用例如模壓成形、CIP壓制(冷等靜壓壓制)、RIP壓制(橡膠等靜壓壓制)等進(jìn)行。的確，優(yōu)選壓制步驟是一種對所述原料粉末進(jìn)行CIP壓制的步驟，因為它能夠比較容易地獲得致密壓實體。
注意壓實體的形狀可以是產(chǎn)品的最終形狀或與其相近，或者，甚至壓實坯體的形狀是中間產(chǎn)品等。
(3)燒結(jié)步驟在對燒結(jié)體進(jìn)行燒結(jié)時，優(yōu)選在真空或者惰性氣氛中進(jìn)行。而且，燒結(jié)溫度可以優(yōu)選是鈦合金的熔點或更低，而且，附加地，可以優(yōu)選在各組成元素充分?jǐn)U散的溫度范圍進(jìn)行。例如，優(yōu)選該溫度范圍為1200-1600℃，進(jìn)一步優(yōu)選為1200-1500℃。優(yōu)選燒結(jié)時間為2-50小時，進(jìn)一步為4-16小時。
(4)熱加工步驟通過實施熱加工步驟，能夠通過減少燒結(jié)合金中的空洞等來使所述結(jié)構(gòu)密實化。熱加工步驟可以通過熱鍛、熱模鍛、熱擠壓等進(jìn)行。熱加工步驟可以在諸如空氣和惰性氣體的任何氣氛中進(jìn)行。從控制裝置考慮，在空氣中進(jìn)行很經(jīng)濟(jì)。在本發(fā)明制備方法中實施的熱加工是為了使燒結(jié)體密實化，但是，當(dāng)考慮到產(chǎn)品的形狀時，該步驟可以與成型聯(lián)合進(jìn)行。
(5)冷加工步驟如上所述，根據(jù)本發(fā)明的鈦合金表現(xiàn)出良好的冷加工性。在對其進(jìn)行冷加工時，能夠提高機械性能。因此，本發(fā)明制備方法可以優(yōu)選帶有一個冷加工步驟，該冷加工步驟在所述熱加工步驟之后進(jìn)行。
這里，“冷”指的是比鈦合金的再結(jié)晶溫度(引起再結(jié)晶的最低溫度)更低的低溫度。雖然再結(jié)晶溫度與組成有關(guān)，但是，對于本發(fā)明鈦合金，該溫度一般為約600℃。因此，本發(fā)明鈦合金的通常冷加工溫度范圍為從常溫到300℃。
此外，表示冷加工程度的冷加工比“X”采用下述方程確定。
X＝(加工前后橫截面積的變化S0-S)/(加工之前的初始橫截面積S0)×100％(S0冷加工之前的初始橫截面積，S冷加工之后的橫截面積)對于本發(fā)明鈦合金，冷加工比可以為10％或更高，30％或更高，50％或更高，70％或更高，90％或更高，以及進(jìn)一步為99％或更高。而且，隨著冷加工比的增大，鈦合金的強度得以提高。
冷加工步驟可以通過冷鍛、冷模鍛、采用模具的線材拉拔、拉拔等進(jìn)行。而且，冷加工可以與產(chǎn)品成型一起進(jìn)行。具體地，冷加工后獲得的鈦合金可以被成型為原材料，例如軋材、鍛件、板材、線材和棒材，或者可以被成型為產(chǎn)品的最終目標(biāo)形狀或與此接近的形狀。而且，冷加工可以優(yōu)選在原材料階段進(jìn)行，但不受此所限，還可以在運送原材料之后，在各個制造商將其加工成成品的步驟中進(jìn)行，等等。
(6)時效處理(時效步驟)本發(fā)明鈦合金或者該合金的制備方法不一定要求熱處理。但是，通過實施適當(dāng)?shù)臒崽幚砟軌颢@得高得多的強度。作為熱處理，例如可以采用時效處理。更確切地，例如，比較合適的是，熱處理在200-600℃下進(jìn)行10分鐘至100小時(注意除了所述范圍之外，還可以設(shè)定適當(dāng)?shù)募訜釙r間)。
當(dāng)冷加工在時效處理之前進(jìn)行時，時效時出現(xiàn)析出位增加。當(dāng)彌散分布大量細(xì)小的析出相時，能夠?qū)︹伜辖甬a(chǎn)生極大的強化作用。在進(jìn)行時效時，能夠容易地獲得超強的鈦合金，其抗拉強度為1400MPa或更高，1600MPa或更高，1800MPa或更高，并且進(jìn)一步為2000MPa或更高。
(鈦合金的用途)由于本發(fā)明鈦合金比傳統(tǒng)鈦合金具有更高的強度，因此，它可以廣泛用于與所述性能相匹配的產(chǎn)品。而且，由于該合金具有很高的延性和良好的冷加工性能，因此，當(dāng)本發(fā)明鈦合金用于冷加工產(chǎn)品時，加工裂紋等能夠顯著減少，并且，能夠提高材料的產(chǎn)量等。因此，甚至由傳統(tǒng)鈦合金制成并且從形狀角度考慮要求機加工等的產(chǎn)品都可以按照本發(fā)明鈦合金通過冷鍛等進(jìn)行成型，因此，能夠非常有效地大量生產(chǎn)鈦產(chǎn)品和降低成本。
具體地，例如，本發(fā)明高強度鈦合金可以用于工業(yè)機器、汽車、摩托車、自行車、家用電器、航空和空間裝置、船舶、附件、運動和休閑器材、與生物體相關(guān)的產(chǎn)品、醫(yī)療設(shè)備部件、玩具等。
另外，但采用附件之一眼鏡架作為實施例時，由于具有高強度和高延性，因此，能夠很容易地由細(xì)小線材加工成眼鏡架，而且，還能夠提高產(chǎn)率。此外，對于采用所述細(xì)線材制成的眼鏡架而言，眼鏡的適合性、光亮性和佩戴感覺都進(jìn)一步得到改善。
再者，作為合適的運動和休閑器材實例，能夠列舉的是高爾夫球棍。例如，當(dāng)高爾夫球棍的頭部，尤其是其正面部分包含本發(fā)明高強度鈦合金時，由于利用這種高強度而使球棒頭部變細(xì)，因此，與傳統(tǒng)鈦合金相比，能夠顯著降低球棒頭部的固有頻率。結(jié)果，可以獲得能夠顯著增加高爾夫球的驅(qū)動距離的高爾夫球棍。另外，當(dāng)本發(fā)明高強度鈦合金用于高爾夫球棍時，能夠改善高爾夫球棍的擊球感覺等，無論如何，還能夠顯著增大設(shè)計高爾夫球棍時的自由度。當(dāng)然，不僅限于高爾夫球棍的頭部，當(dāng)本發(fā)明鈦合金用于高爾夫球棍的長柄等時，也同樣合適。
除了上述介紹之外，本發(fā)明高強度鈦合金可以用于各個領(lǐng)域中的各種產(chǎn)品，例如，原材料(線材、棒材、方棒、板材、箔材、纖維、織物等)、便攜式物品(鐘表(手表)、發(fā)夾(頭發(fā)飾品)、項鏈、手鐲、耳環(huán)、錐子(pierce)、戒指、領(lǐng)帶針、胸針、袖口鏈、帶有扣環(huán)的皮帶、打火機、鋼筆尖、鋼筆夾、鑰匙環(huán)、鑰匙、圓珠筆、機械鉛筆等)，便攜式信息終端(蜂窩電話機、手提錄音機、便攜式個人計算機等的殼體，等)，發(fā)動機閥的彈簧、懸掛彈簧、緩沖器、墊片、光圈、風(fēng)箱、軟管、軟管帶、鑷子、魚桿、魚鉤、縫紉針、縫紉機針、注射器針、長釘、金屬刷、椅子、沙發(fā)、床、掛鉤、球棒、各種線材、各種包扎物、紙夾等，襯墊材料、各種金屬密封件、擴(kuò)張器、蹦床、各種體育健身鍛煉器材、輪椅、護(hù)理設(shè)備、康復(fù)設(shè)備、胸罩、胸衣、照相機身、快門部件、暗簾、窗簾、遮光板、氣球、飛船、帳篷、各種薄膜、頭盔、漁網(wǎng)、茶過濾器、雨傘、消防隊員服、防彈背心、各種容器，例如燃料箱、輪胎內(nèi)襯、輪胎的增強部件、自行車底盤、螺栓、尺子、各種扭桿、螺旋彈簧、動力輸送帶(CVT的環(huán)等)，等等。
實施例下面，結(jié)合具體實施例對本發(fā)明進(jìn)行更詳細(xì)介紹。
(實施例1)采用本發(fā)明制備方法制備出實施例1的鈦合金。本實施例包括下面將介紹的樣品1-1至1-10。在這些樣品中，Va族元素的比例不變，僅僅改變O含量。即制備了Ti-24.5Nb-0.7Ta-1.3Zr-xO(原子％x是一個變量)。注意本實施例中沒有實施本發(fā)明提出的在熱加工步驟之后進(jìn)行的冷加工步驟。
首先，作為原料粉末，準(zhǔn)備了市售的氫化并脫氫的Ti粉末(-#325)、Nb粉末(-#325)、Ta粉末(-#325)、Zr粉末(-#325)。Nb粉末、Ta粉末和Zr粉末均對應(yīng)合金元素粉末。
接下來，在空氣中熱處理Ti粉末，產(chǎn)生含有預(yù)定量O的高氧含量Ti粉末(氧化步驟)。這時的熱處理條件為在空氣中，200-400℃下加熱30分鐘至128小時。將這種高氧含量Ti粉末和Nb粉末以及Ta粉末和Zr粉末進(jìn)行復(fù)合，使其具有表1所示的組成比例(原子％)和氧比例(原子％)，并加以進(jìn)一步混合，由此獲得要求的混合物粉末(混合步驟)。
采用CIP成型(冷等靜壓成型)法，在392MPa(4噸/cm2)的壓力下，對所述混合物粉末進(jìn)行壓制，由此獲得尺寸為φ40×80mm的柱型壓制體(壓制步驟)。
在1.3×10-3Pa(1×10-5乇)的真空中，1300℃下對獲得的壓制體進(jìn)行加熱，時間為16小時，由此制備出燒結(jié)坯體(燒結(jié)步驟)。
在空氣中，700-1150℃下對所述燒結(jié)坯進(jìn)行熱鍛(熱加工步驟)，由此獲得φ10mm的圓棒。對于所獲得的各個樣品進(jìn)行后面將介紹的各種測量，而且，所獲結(jié)果匯總于表1中。
(實施例2)本實施例中，通過對實施例1中的各個樣品進(jìn)一步進(jìn)行冷加工比為90％的冷加工，獲得樣品2-1至2-10。因此，Nb，Ta和Zr的組成比例均如前所述。而且，對于本實施例，其在熱加工步驟之前的各步驟均與實施例1相同，因此，下面介紹熱加工之后的步驟。
采用一種冷模鍛機，對熱加工步驟之后的φ10mm圓棒進(jìn)行冷模鍛(冷加工步驟)，制備出φ4mm的圓棒。對于所獲得的各個樣品進(jìn)行后面將介紹的各種測量，而且，所獲結(jié)果匯總于表2中。
(實施例3)采用本發(fā)明制備方法制備出作為實施例3的鈦合金。本實施例包括下面將介紹的樣品3-1至3-10。在這些樣品中，Va族元素的比例不變，僅僅改變O含量。即制備了Ti-20Nb-3.5Ta-3.5Zr-xO(原子％x是一個變量)。注意本實施例中沒有實施本發(fā)明提出的在熱加工步驟之后進(jìn)行的冷加工步驟。
首先，作為原料粉末，準(zhǔn)備了市售的氫化并脫氫的Ti粉末(-#325)、Nb粉末(-#325)、Ta粉末(-#325)、Zr粉末(-#325)。Nb粉末、Ta粉末和Zr粉末均對應(yīng)的是本發(fā)明中的合金元素粉末。
接下來，在空氣中熱處理Ti粉末，產(chǎn)生含有預(yù)定量O的高氧含量Ti粉末(氧化步驟)。這時的熱處理條件為在空氣中，200-400℃下加熱30分鐘至128小時。將這種高氧含量Ti粉末和Nb粉末以及Ta粉末和Zr粉末進(jìn)行復(fù)合，使其具有表3所示的組成比例(原子％)和氧比例(原子％)，并加以進(jìn)一步混合，由此獲得要求的混合物粉末(混合步驟)。
采用CIP成型(冷等靜壓成型)法，在392MPa(4噸/cm2)的壓力下，對所述混合物粉末進(jìn)行壓制，由此獲得尺寸為φ40×80mm的圓柱型壓制體(壓制步驟)。
在1.3×10-3Pa(1×10-5乇)的真空中，1300℃下對獲得的壓制體進(jìn)行加熱，時間為16小時，由此制備出燒結(jié)坯體(燒結(jié)步驟)。
在空氣中，700-1150℃下對所述燒結(jié)坯進(jìn)行熱鍛(熱加工步驟)，由此獲得φ10mm的圓棒。對于所獲得的各個樣品進(jìn)行后面將介紹的各種測量，而且，所獲結(jié)果匯總于表3中。
(實施例4)本實施例中，通過對實施例3中的各個樣品進(jìn)一步進(jìn)行冷加工比為90％的冷加工，獲得樣品4-1至4-10。因此，Nb，Ta和Zr的組成比例均如前所述。而且，對于本實施例，其在熱加工步驟之前的各步驟均與實施例3相同，冷加工步驟實施例2相同。對于所獲得的各個樣品進(jìn)行后面將介紹的各種測量，而且，所獲結(jié)果匯總于表2中。
(實施例5)本實施例中，通過對實施例2中的樣品2-5在400℃下進(jìn)行時效處理24小時(時效步驟)，制備出樣品5-5。也對該樣品進(jìn)行了后面將介紹的各種測量，而且，所獲結(jié)果列于表5中。
(各個樣品的測量)拉伸特性由通過采用Instron(制造商名)試驗機進(jìn)行的拉伸試驗獲得的應(yīng)力-應(yīng)變圖確定出。
表1

表2

表3

表4

表5

(各個樣品的評價)由表1-5所示結(jié)果，可以了解如下信息(1)強度所有的本發(fā)明鈦合金的抗拉強度均為1000MPa或更高。特別是，當(dāng)進(jìn)行冷加工時，它們的抗拉強度提高至1100MPa或更高。
(2)壓下量和延伸率獲得的本發(fā)明鈦合金的最小壓下量為約10％。而且，所有的本發(fā)明鈦合金的延伸率都自然超過3％，并且甚至超過5％，因此，獲得了較高的延伸率，各個實施例中的各個樣品均具有相當(dāng)高的延性。
(3)氧含量①前面已對冷加工的鈦合金進(jìn)行了示例說明(實施例2)，下面對氧含量如何影響強度進(jìn)行概述。
本發(fā)明鈦合金的強度提高相當(dāng)顯著，而且，能夠獲得最大值例如為1700MPa的高強度材料。而且，甚至當(dāng)氧含量高時，也能確保約10％或更高的壓下量。只要氧含量不高于4.5原子％，延伸率幾乎不降低，其值接近10％。
制備普通的鈦合金時將氧含量控制在0.7原子％或更低，或者最大值為1.0原子％。這是因為盡管隨著氧含量增加強度得到改善，但是延伸率卻下降。特別是，對于高強度材料，已形成的共識是需對氧含量進(jìn)行非常嚴(yán)格的限制。
盡管如此，但是對于本發(fā)明鈦合金，甚至在氧含量增加時，其延性很少降低，并且表現(xiàn)出高的延性。這確實是一個獨一無二的現(xiàn)象，是本發(fā)明鈦合金與傳統(tǒng)鈦合金完全不同的標(biāo)志之一。
②下面，具體分析氧含量的變化如何對本發(fā)明鈦合金和傳統(tǒng)鈦合金的抗拉強度和延伸率的影響。將這種影響制成圖表，如圖5所示。
圖5中示出的冷加工材料(冷加工比(CW)90％)是根據(jù)本發(fā)明的鈦合金，其組成為Ti-8.9Nb-11.5Ta-2.7V-0.08Zr(原子％)，其制備方法與前述的實施例1和實施例2相同。而且，各個數(shù)據(jù)的測量方法也同前。
與之對照的材料基于一種在日本未審專利申請(公開)2001-140028的優(yōu)選實施方案1-3中公開的高強度鈦合金。具體地，它包括組成為Ti-5％Al-2％Sn-2％Zr-4％Mo-4％Cr-x％O(wt％)(Ti-8.9％Al-0.8％Sn-1.1％Zr-2.0％Mo-3.7％Cr-y％O(原子％)的錠材。毋需指出的是，對照材料的Va族元素組成與根據(jù)本發(fā)明的鈦合金完全不同。
觀察圖5時可明顯看出隨著O含量的增大，不僅根據(jù)本發(fā)明的鈦合金，而且對照材料的強度均提高。
但是，雖然對照材料的強度明顯提高，但其延伸率(延性)卻顯著下降。
另一方面，甚至隨著O含量的增大，根據(jù)本發(fā)明的鈦合金的強度不僅明顯提高，而其延性近乎沒有下降。例如，甚至在氧含量超過1.5原子％的高氧區(qū)，能夠穩(wěn)定保持在10％附近的高延伸率。因此，與傳統(tǒng)鈦合金如所述對照材料相反，當(dāng)使用本發(fā)明鈦合金時，能夠同時獲得良好的加工性能和高的強度，結(jié)果，能夠降低成型等所需要的成本并且能夠提高材料產(chǎn)率，等等。
所以，按照本發(fā)明高強度鈦合金，由于能夠同時獲得高強度和高延性，因此，能夠進(jìn)一步將鈦合金的應(yīng)用拓展至迄今尚受到限制的特殊領(lǐng)域。此外，采用本制備方法能夠容易地獲得這種鈦合金。
權(quán)利要求
1.一種高強度鈦合金，當(dāng)將全體計為100原子％時，含有主要組分鈦(Ti)，15-30原子％的Va族元素和1.5-7原子％的氧(O)，其中，該合金的抗拉強度為1000MPa或更高。
2.一種高強度鈦合金，其具有通過進(jìn)行冷加工獲得的斷層型變形結(jié)構(gòu)，該合金的抗拉強度為1100MPa或更高。
3.根據(jù)權(quán)利要求2的高強度鈦合金，當(dāng)將全體計為100原子％時，含有主要組分鈦(Ti)，15-30原子％的Va族元素和1.5-7原子％的氧(O)。
4.根據(jù)權(quán)利要求1-3中之一項的高強度鈦合金，其中，該合金的延伸率為3％或更高。
5.根據(jù)權(quán)利要求1或3的高強度鈦合金，其中，所述O含量為1.8-6.5原子％。
6.根據(jù)權(quán)利要求1或3的高強度鈦合金，其進(jìn)一步含有1.5-7.0原子％的氮(N)。
7.根據(jù)權(quán)利要求1或3的高強度鈦合金，其進(jìn)一步含有1.5-7.0原子％的碳(C)。
8.根據(jù)權(quán)利要求1或3的高強度鈦合金，其中，所述Va族元素是至少一種選自于釩(V)、鈮(Nb)和鉭(Ta)的元素。
9.根據(jù)權(quán)利要求8的高強度鈦合金，其中，所述Va族元素的總含量為18-27原子％。
10.根據(jù)權(quán)利要求1或3的高強度鈦合金，其進(jìn)一步含有總量為0.3原子％或更多的選自于鋯(Zr)、鉿(Hf)和鈧(Sc)的至少一種金屬元素，其中，Zr為15原子％或更低，Hf為10原子％或更低，Sc為30原子％或更低。
11.根據(jù)權(quán)利要求1或3的高強度鈦合金，其進(jìn)一步含有1-13原子％錫(Sn)。
12.根據(jù)權(quán)利要求1或3的高強度鈦合金，其進(jìn)一步含有總量為0.1原子％或更高的至少一種選自于鉻(Cr)，鉬(Mo)，錳(Mn)，鐵(Fe)，鈷(Co)和鎳(Ni)的元素，其中，Cr，Mn和Fe的含量分別為30原子％或更低，Mo的含量為20原子％或更低，Co和Ni的含量分別為13原子％或更低。
13.根據(jù)權(quán)利要求1或3的高強度鈦合金，其進(jìn)一步含有0.5-12原子％的鋁(Al)。
14.根據(jù)權(quán)利要求1或3的高強度鈦合金，其進(jìn)一步含有0.2-6.0原子％的硼(B)。
15.根據(jù)權(quán)利要求1-3中之任何一項的高強度鈦合金，該合金已進(jìn)行了其時效處理溫度為200-500℃時效處理。
16.一種高強度鈦合金，當(dāng)將全體計為100原子％時，含有主要組分鈦(Ti)，15-30原子％的Va族元素和1.5-7原子％的氮(N)，其中，該合金的抗拉強度為1000MPa或更高。
17.一種高強度鈦合金，當(dāng)將全體計為100原子％時，含有主要組分鈦(Ti)，15-30原子％的Va族元素和1.5-7原子％的碳(C)，其中，該合金的抗拉強度為1000MPa或更高。
18.一種高強度鈦合金，當(dāng)將全體計為100原子％時，含有主要組分鈦(Ti)，15-30原子％的Va族元素以及總量為1.5-7原子％的N和C，其中，該合金的抗拉強度為1000MPa或更高。
19.一種高強度鈦合金的制備方法，包括一個將至少包含Ti和Va族元素的原料粉末壓制成型的壓制步驟；一個對在壓制步驟獲得的壓制體進(jìn)行燒結(jié)和加熱的燒結(jié)步驟；以及一個熱加工以對在燒結(jié)步驟獲得的燒結(jié)坯進(jìn)行壓制的熱加工步驟；由此，便獲得了一種高強度鈦合金，當(dāng)將全體計為100原子％時，該合金含有15-30原子％的Va族元素和1.5-7原子％的O。
20.根據(jù)權(quán)利要求19的高強度鈦合金的制備方法，其進(jìn)一步包括在所述熱加工步驟之后對燒結(jié)坯進(jìn)行冷加工的冷加工步驟。
21.一種高強度鈦合金的制備方法，包括一個將至少包含Ti和Va族元素的原料粉末壓制成型的壓制步驟；一個對在壓制步驟獲得的壓制體進(jìn)行燒結(jié)和加熱的燒結(jié)步驟；一個熱加工以對在燒結(jié)步驟獲得的燒結(jié)坯進(jìn)行壓制的熱加工步驟；以及一個在熱加工步驟之后對燒結(jié)坯進(jìn)行冷加工的冷加工步驟由此，便獲得了一種具有斷層型變形結(jié)構(gòu)的高強度鈦合金。
22.根據(jù)權(quán)利要求20或21的高強度鈦合金的制備方法，其進(jìn)一步包括一個對所述冷加工步驟之后獲得的冷加工材料進(jìn)行時效處理的時效處理步驟，所述時效處理溫度為200-500℃。
23.根據(jù)權(quán)利要求19或21的高強度鈦合金的制備方法，其中，所述原料粉末是高氧含量Ti粉末與包含Va族元素的合金元素粉末混和的混合物粉末。
24.根據(jù)權(quán)利要求23的高強度鈦合金的制備方法，其中，所述高氧含量Ti粉末是一種通過氧化步驟獲得的粉末，該步驟中，Ti粉末在氧化性氣氛中加熱。
25.根據(jù)權(quán)利要求19或21的高強度鈦合金的制備方法，其中，所述原料粉末進(jìn)一步含有至少一種選自于Zr，Hf和Sc的金屬元素，以及所述高強度鈦合金中，當(dāng)將全體計為100原子％時，含有總量為0.3原子％的所述金屬元素，其中，Zr為15原子％或更低，Hf為10原子％或更低，Sc為30原子％或更低。
26.根據(jù)權(quán)利要求19或21的高強度鈦合金的制備方法，其中，所述原料粉末進(jìn)一步含有至少一種選自于Sn，Cr，Mo，Mn，F(xiàn)e，Co，Ni，C和B的元素。
27.根據(jù)權(quán)利要求19或21的高強度鈦合金的制備方法，其中，所述壓制步驟是一個通過冷等靜壓(CIP)對所述原料粉末進(jìn)行壓制的步驟。
全文摘要
一種本發(fā)明的高強度鈦合金，當(dāng)將全體計為100原子％時，其含有主要組分Ti，15－30原子％的Va族元素和1.5－7原子％的氧(O)，而且，該合金的抗拉強度為1000MPa或更高。本發(fā)明推翻了傳統(tǒng)概念，不管是否高氧含量，都能夠在更高水平上同時獲得高強度和高延性。
文檔編號C22C32/00GK1639366SQ02806360
公開日2005年7月13日 申請日期2002年3月25日 優(yōu)先權(quán)日2001年3月26日
發(fā)明者古田忠彥, 西野和彰, 齋藤卓, 黃晸煥 申請人:株式會社豐田中央研究所