CN1050742A - 改进多组分钛合金的方法及所制备的合金 - Google Patents

Abstract

一种新的钛基合金，其显微组织为，片状α相相 对于其母相β晶粒沿三个方向排列，但这种α相的 片很短、以致不呈现明显的网篮状组织图案。该合金 含有(原子％)：0.02-2.0％B，6-30％Al，0-4％Sn， 0-4％Ga、并可含有0-6％的Zr或Hf或二者组合， 0-12％的选自下组元素中的至少一种金属：V、Nb、 Ta、Cr、Mo、Re、W、Ru及铂族金属，0-2％的选自下 组的至少一种元素：Y、C和稀土金属。

Description

本发明涉及钛合金的改进，更具体地说，本发明涉及按规定的组成和加工工艺添加硼而得到改善的多组分钛合金。

众所周知，对于具有改善的高温性能的钛合金，存在着持续不断的需求。此外还知道，高铝含量的钛合金具有良好的高温性能，但这类合金有一个缺点，即室温延展性较差。对于高铝含量的钛合金来说，任何提高其低温延展性的改进都将是有益的，因为这将使这些高铝的钛合金在一些急需的应用如喷气发动机中获得新的用途。

在这一技术领域中，人们已经知道，普通的高温钛合金，由于难以或者不可能加入合金元素超过某一确定含量，而又不产生室温脆性，因而其高温性能受到限制。1957年1月在Journal  of  Metals杂志的一篇文章中第一次说明了这一结论，该文章题为“Embrittlement  of  Ti-Al  Alloys  in  the  6-10%Al  Range（铝含量为6-10%的钛-铝合金的脆性）”，作者是Crossly和Carew，第43-46页，该文献指出，含量高于6%（重量）将引起脆性，据报导这种脆性由于暴露于高温环境而进一步加剧。

在人们认识到任何与铝的性质相似的强化元素都将引起脆性之前，人们一直是沿着Crossley和Carew指出的途径开展研究工作。此后在这一技术领域中人们才想到，为了避免脆性必须将锡、锆和氧等元素控制在较低的含量。目前使用的最流行钛基合金例如Ti-1100只含大约6%（重量）的铝，这显然是出于上述原因，参见下述文献：“An  Advanced  Alloy  for  Elevated  Temperature（用于高温的合金进展）”，Bania，Journal  of  Metals，March  in  1988，P20-22;以及美国专利4，738，822，“Titanium  Alloy  for  Elevated  Temperature  Applications;With  Aluminium、Zirconium、Molybdenum、Silicon、and  Iron（含有铝、锆、钼、硅和铁的钛合金的高温应用）”。

Blaokburn和Smith在美国专利4，292，077（“Titanium Alloys of the Ti₃Al Type”）及4，716，020（“Titanium Aluminum Alloys Containing Niobium、Vanadium and Molybdenum”）中，描述了另一种可供选择的合金化方法。在这些专利中指出，具有较高铝含量即高于引起α2（Ti₂Al）形成为主相的量并添加了高熔点元素如铌或钒的钛基合金可能导致产生有限体积分数的延性的β相。但是，这种方法的缺点是，室温延展性所需要的β相大大地降低了该合金在650℃及650℃以上温度下的强度。

已经知道，硼在钛中具有较低的溶解度，向钛基合金中添加硼带来的影响在下述文献中已有阐述：“Binary  Alloy  Phase  Diagrams”，美国金属学会出版（1986），主编：Thaddeus  B.Massalski，编辑：Joanne  L.Murray，Lawrenoe  H.Bennett，和Hugh  Baker。根据这篇文献，钛基合金中加入硼预计将导致沉淀析出硼化物相，因而对钛基体显微组织将不会具有改善作用。

使用硼来形成第二相化合物，这在采用常规凝固和形变热处理工艺制备的各种类型的钛合金中是众所周知的。Jaffee、Maykuth和Ogden在美国专利2，596，489和2，797，996中描述了一种α和α+β型钛合金，该合金含有较高含量的硼、足以形成硼化物弥散相。Jaffee在美国专利2，938，789中描述了一种带有硼化物或硅化物相的β钛基体组合物。Brooks、Brown和Jepson在美国专利3，199，980中描述了带有硼化物或碳化物沉淀物的钛合金。Evans和Smith在美国专利3，340，051中描述了一种硼含量足够高以致合金中含有弥散的硼化物相的钛-铬合金，此外，他们在美国专利3，399，059中还描述了含硼的钛-钼-钒β基体组合物，与上述已有技术相比，本发明的钛合金组合物及加工工艺，以较低的含量使用硼并使合金组合物快速凝固以避免形成弥散的硼化物，从而使α基体相显微织组和低温延展性得到改善。

Itoh、Miyauchi、Sagoi和Watanabe在美国专利4，253，873中描述了含硼量较低的合金。他们叙述了可以以足够低的含量水平加入硼以致合金中不形成硼化物。但是，在他们所发明的合金中，α稳定化元素铝的含量如此之低，以致不存在由Ti₂Al引起的脆性问题，此外β稳定化元素铬和钼的含量如此之高以致合金具有保留下来的β基体或铬共析显微组织。与此不同，本发明的合金及加工工艺涉及提高高铝合金的延性和改善片状α相显微组织。

Vordahl在美国专利3，622，406和3，379，522中描述了含硼钛合金的快速凝固。他们所选用的合金组合物具有足够高的硼含量以致合金中形成了弥散体。快速凝固的目的是使这些弥散体细化。

S.M.L.Sastry、T.C.Peng、T.J.Meschter和J.E.O′Neal等人在Journal  of  Metals杂志1983年9月的一篇题为“Rapid  Solidification  Processing  of  Titanium  Alloys（钛合金的快速凝固处理）”（第21-27页）的文章中报导说，含硼组合物的快速凝固预计将导致潜在地用作弥散体的硼化物的细化排列。他们在美国专利4，639，281中对此作了进一步阐述。

类似文献还有“Control  of  Beta-Grain  Growth  Via  The  Powder  Metallurgy  Route  In  A  Ti-6Al-4V  Alloy”，作者是H.Octor、S.Naka、M、Marty和A.Walder。这篇文章出现在由丹麦的Riso出版（1986年12月8-12）的文献“Annealing  Processes，Reco  very、Recrystallization，and  Grain  Growth”中，该文章指出，硼以沉淀析出物的形式存在于钛基合金中将细化β晶粒尺寸。在这项工作中，硼是通过混合配料粉末加到Ti-6Al-4V合金中的。人们观察到，硼阻止了β晶粒长大。在这篇文章以及上述其它文章中，没有有关改善α钛显微组织的报导。

人们已经知道，在按常规方法凝固的钛合金以及在钛合金焊接件中硼的存在对于低温延展性具有有害的影响。在两篇关于含硼的α钛合金的性能的文章中指出，在有硼存在的场合，对片状α相显微组织没有改善并且室温下的机械性能有所降低。第一篇文章的题目是“Boron  Induced  Toughness  Loss  in  Ti-6Al-2Nb-1Ta-0.8Mo”（H.Inouye和S.A.David），第二篇文章题目为“The  Effect  of  Boron  on  Weldment  Microsturctures  In  The  Ti-6Al-2Nb-1Ta-1MoAlloy”（R.E.Lewis、W.C.Kuhns、F.A.Crossley、I.L.Kaplan和W.E.Lukens）。这二篇文章都刊登在1984年9月10-14日在联邦德国幕尼黑召开的第五届国际钛合金会议的论文集（由G.Lutjering、U.Zwiker和W.Bunk编辑）上。

与上述文献中的报导相比，本发明发现，可以提供一种具有改善的低温强度和延展性并具有良好的高温强度的钛基合金，通过向高铝含量的合金中加入硼并辅以快速凝固、以改善片状α相显微组织，就可以实现这一目的。

因此，本发明的目的之一是，提供一种具有改善的低温强度和延展性并具有良好的高温强度的钛合金。

本发明的另一目的是提供一种改进钛合金组合物的方法，以提高其低温强度和延展性、同时使高温强度的改变保持在最低限度。

此外，本发明还有一个目的，即提供一种使低温延展性和强度综合在一起具有合乎要求的性能，并具有良好高温强度的含硼的钛基合金组合物。

本发明的其它目的中，部分是显而易见的、部分将在下面予以指出。

广义地讲，本发明的目的可以通过提供一种含约0.01-0.2（原子）%的硼和6-30（原子）%的铝而得以实现。本发明的钛基合金含铝量较高、但高的含铝量并未引起脆性，这是由于加入硼的缘故。

另一方面，本发明的目的可以通过提供具有下述近似组成（原子百分数）的合金而得以实现：

含量

成分  从（大约）  至（大约）

Al  6  30

Sn  0  4

Ga  0  4

∑  Al+Sn+Ga  6  30

Zr  0  6

Hf  0  6

∑  Zr+Hf  0  6

V  0  12

Cb（Nb）  0  12

Ta  0  12

Mo  0  6

W  0  6

Cr  0  6

Ru  0  4

Rh  0  4

Pd  0  4

Pt  0  4

Ir  0  4

Os  0  4

∑  V+Cb+Ta+Cr+Mo+W+Ru+Rh+Pd+Pt+Ir+Os  0  12

∑  C+Y+稀土金属  0  2

B  0.01  2.0

Ti  基本上余量

该合金的最终显微组织的特征是，α相的片的平均长度低于50微米。

另一方面，对于下述组成（原子百分数）还可形成了更细的显微组织：

含量

成分  从（大约）  至（大约）

Al  16  20

Sn  0  4

Ga  0  4

∑  Al+Sn+Ga  16  20

Zr  0  2

Hf  0  2

∑  Zr+Hf  0  2

Cb（Nb）  0  5

Ta  0  5

∑  V+Cb+Ta+Mo+W  4.5  5.5

B  0.01  0.4

Ti  基本上余量

该合金的最终显微组织的特征是，α相的片的平均长度低于30微米。

这里所说的“基本上余量”的含义是，除了钛和上面所列的元素之外还包括少量杂质和偶然带入的元素，其含量对这一合金的新的、有益的特性没有不良影响。

参照附图可以更清楚地理解下述对本发明的说明，其中：

图1是一个曲线图，图中对一组具有类似基本组成的合金，绘制出屈服强度对温度（℃）的关系曲线;

图2是一个曲线图，图中对与图1中相同的一组合金，绘制出延伸率（%）对温度（℃）的关系曲线;

图3是一个曲线图，它与图1相似、但是是对另一组具有不同基本组成的合金绘制的;

图4是与图2类似的曲线图，该图对于与图3相同的一组合金绘制出延伸率对温度的关系;

图5显示了图1和图2的合金的显微组织;

图6显示了图3和图4的合金的显微组织;

图7显示了经过常规方法加工的含硼合金的显微组织。

为了测定重要的成分和其它因素对合金性能的影响，制备了一些合金。所制备的10种合金分别标示为YF、YK和YL;YQ、YR和YV;YC和YM;以及YI和YN。

将这些合金分组：第一组3个合金，第二组3个合金，第三组2个合金，第四组2个合金。分组是根据各个合金组成上的差别进行的，这从下面的表1中可以看得很清楚。

（表1见下页）

由表1中可以看到，四组合金中每组的第一个合金不含硼，每一组的第二个合金及其后的所有合金都含有硼，其含量为0.06（原子）%。此外还可以看到，每组的第三或第二个合金中加入了铪。

参阅表1，这里所作的一些评述是根据现有技术的见解对表1中列出组成的合金预期得到的结果所作的说明。

基础合金YF的组成为Ti-18% Al-5% Cb-0.8% Si（原子百分数）。按照现有技术的说法，这一合金中存在的相，应当是富Al的密排六方α相和少量富铌的体心立方β相，在α相中有一些以Ti₃Al（α2）为基础的有序相的沉淀析出物。

合金YK具有与合金YF相同的基本成分，不同之处在于，它还含有0.06（原子）%的硼。按照现有技术的说法，这一合金应含有与合金YF相同的相。此外，这样低含量的硼应处于固溶体中或是以

表Ⅰ

很低体积分数的TiB相的形式沉淀析出。

合金YL的基本成分与合金YF相同，不过，除了合金YF的基本元素外，它还含有1.5（原子）%的铪和0.06（原子）%的硼。因此，合金YL就相当于在合金YK中添加了1.5（原子）%的铪。按照现有技术的见解，铪应当既进入α钛的固溶体中也进入β钛的固溶体中，或许有助于形成铪的硅化物和硼化物。低含量的硼和硅将使得硅化物和硼化物相的含量相当低，合金YL的相组成应当与基础合金YF的相组成几乎相同。

再看表1，基础合金YQ的组成是Ti-18% Al-5% Ta-0.8%Si（原子百分数）。根据现有技术的见解，该合金中存在的相，应当是富Al的密排六方α相和少量富Ta的体心立方β相，在α相中有一些以Ti₃Al（α2）为基础的有序相的沉淀析出物。合金YR基本上与基础合金YQ相同，不同之处在于，合金YR还含有1.5（原子）%Hf和0.06（原子）%B。很明显，合金YR基本上就是合金YQ再添加上1.5（原子）%Hf和0.06（原子）%B。按现有技术的见解，在合金YR中铪和硼的分布与上述合金YK和YL相类似。具体地说，合金YR中的铪应既进入α钛的固溶体中也进入β钛的固溶体中，或许有助于形成铪的硅化物和硼化物。低含量的硼和硅预计应使得硼化物和硅化物相的含量相当低，合金YR的相组成应与合金YQ几乎相同。

合金YV是合金YQ、YR和YV分组中的一部分，它与YR的组成基本相同，不同之处在于，合金YV中含Al量较高即22.5（原子）%Al，而合金YR的含Al量只有18（原子）%，这一点通过比较表1中这些合金的成分可以看得很清楚。合金YV具有足够高的铝含量，按现有技术的见解，该合金中的相应包括以Ti₃Al（α2）为基础的有序六方相和少量富Ta的体心立方β相，可能还伴有少量的硼化物和/或硅化物相。

在表1的第三组合金即合金YC和YM中，合金YC具有与合金YF相似的组成，不同之处在于，Al的含量低了6%，并且合金YC中有3（原子）%Ga和3（原子）%Sn。合金YC的组成为Ti-12%Al-3%Ga-3%Sn-6%Cb-2%Ta-0.8%Si（原子百分数）。实际上，镓和锡取代了同等数量的铝。按照现有技术的见解，其相组成应包括富Al、Ga和Sn的密排六方α相和少量富Cb和Ta的体心立方β相，在α相中有以Ti₃Al（α2）为基础的有序相的沉淀物。合金YM几乎完全照抄合金YC的组成，不同之处在于，在合金YC中加入了1.5（原子）%Hf和0.06（原子）%B取代了同等数量的钛。

表1中的下一组合金是合金YI和YN。合金YI的组成与合金YC十分相似，不同的地方是，Ta的含量低了约1.5%，并且在YI的组成中加有0.5（原子）%的钒、钼和钨。合金YN的组成相当于合金YI，不同之处是，合金YN还含有1.5（原子）%Hf和0.06（原子）%B。按现有技术的见解，合金YI的相，应包括富Al、Ga和Sn的密排六方α相和少量富Cb、Ta、V、Mo、W的体心立方β相，在α相中有一些以Ti₃Al（α2）为基础的有序相的沉淀析出物。

以上按现有技术的见解对表1中合金的性质及这些合金的形式作了评述，这些评述涉及的是按常规加工工艺制备的合金。

但是，本发明的合金是采用在铜坩埚中电弧熔炼以及将由坩埚中得到的金属熔体旋压成形（Spinning）而制备成的。熔体旋压得到的条板在840℃进行热等静压制（HIPping），然后在840℃下挤压，挤压比为8∶1。对挤压后的合金施以热处理，热处理包括在β转变温度以上固溶处理、然后在β转变温度以下进行时效（aging）。对于除YQ和YR外的所有合金，β固溶是在1200℃下进行2小时，YQ和YR则是在1150℃进行固溶处理。所有合金的时效均为在900℃下24小时、再在750℃时效24小时，但YV合金是个例外，其两次时效的时间都是8小时。

通过压锻经过常规方法凝固的金属小球对选定的合金作出评定。压锻是在900℃下进行的。热处理仍包括β固溶处理和在β转变温度以下时效。

我发现，以0.06（原子）%的数量加入硼改善了钛合金的组织、使得形成的α片的尺寸大为缩短。这种减小α片尺寸的效果在常规凝固的合金中也会发生，但在快速凝固的合金中这一效果尤为显著。此外，以通常的凝固速度制造的含硼合金含有一种粗大的相，经过观察，这种相沿着形变热处理的方向排成直线，我认为它可能是硼化物。添加较低含量的硼导致改善了钛合金的显微组织，对于这一结论，我经过研究得到了证据，这证据就包含在本申请的附图5、6和7的显微照片中。这些图中每一个都包括三部分，分别标示为A、B和C。图5包括经过快速凝固、压实和热处理的合金YF、YK和YL的显微照片。图6包括经过快速凝固、压实和热处理的合金YQ、YR和YV的显微照片。图7包括经常规方法加工处理的合金YQ、YR和YV的显微照片。

先看图5的显微照片，该图所示为快速凝固的合金YF、YK和YL（见表1）的挤压件再经过热处理后的显微照片。基础合金YF具有转变了的β显微组织，其中，长度约50-100微米（μm）的α片（白色腐蚀相）在它们由以生成的β晶粒内沿着三个方向排列。合金YK和YL的显微组织明显地不同于合金YF的组织，合金YK和YL的显微照片中的α片要短得多，大约有20微米长，但它们的厚度与YF合金中的α片大体相同。合金YK和YF的显微照片中的α片看起来相对于它们的母相β晶粒沿着三个方向排列，但这些片很短，以致未出现网篮组织（basketweave）图案。

图6所示为快速凝固的合金YQ、YR和YV的经过热处理的挤压件，这些合金的组成列于表1中。基础合金YQ具有转变了的β显微组织，其中，长度约40-80μm的α片在其由以生成的β晶粒内沿三个方向排列。原始β晶粒由晶界α相勾画出轮廓。合金YQ的α片比合金YF的α片细得多，但它们的长度大体相同。合金YQ与合金YF的α片在细化程度和长度上的差别可能反映了钽和铌对所形成的α片的形状的影响有所不同。YQ合金中三种取向的α片彼此交叉形成网篮组织图案。含硼合金YR和YV的显微组织明显地不同于合金YQ的显微组织，这从图6中可以看的很清楚。合金YR的α片长度要短得多，但其厚度与合金YQ的α片大体相同。合金YQ显微组织中的α片看起来相对于它们的母相β晶粒沿着三个方向排列，但这些片很短以致未出现网篮组织图案。与基础合金YQ相比，合金YV的显微组织中的α片要短得多并且稍厚一些。YR和YV合金中α片的长度低于约20μm。

现在看图7，该图显示了常规方法凝固的合金YQ、YR和YV的锻件经过热处理后的显微组织照片，这些合金的组成列于表1中。由基础合金YQ的显微照片可以清楚地看到，该合金具有转变了的β显微组织，这与快速凝固的合金的情况十分相似，在上述显微组织中，α片在其由以生成的β晶粒内沿三个方向排列。在这张显微照片中，晶界α相勾画出了原始β晶粒的轮廓。由这张显微照片还可清楚地看出，含硼的YR和YV合金压锻件的热处理组织与基础合金YQ的显微组织没有多大区别，这与它们在快速凝固时的情况不同。与YQ合金的显微组织相比，合金YR显微照片中的α片长度比较短，但厚度大体相同。由这张图还可以看出，这些片是以平行的片束群的形式排列的，而不是排列成网篮组织图案，此外还有一些沿锻造方向排列的附加相的板条。根据我对这些合金的研究，我认为这附加相可能是硼化物。由常规方法凝固的YV合金显微照片中清楚地看到的组织在以下方面与基础合金YQ的组织非常相似，即有晶界α相存在，并且晶粒内部的α片与快速凝固合金的情况相比其细化程度要低得多。

总而言之，根据对这些合金显微组织照片的观察和研究，很显然，添加0.06（原子）%数量级的硼改善了钛合金的组织，在β固溶和热处理后得到尺寸大为缩短的α片。这种效果在快速凝固的合金中更为明显。以通常的凝固速度制造的含硼合金还含有一种粗大的相，一般认为这种相可能是沿着形变热处理方向排列的硼化物。

我发现，在该合金最终显微组织中观察到的一般的片状α相组织是比较小的，这样小的尺寸对于这些合金所显示出来的合乎要求的性能来说十分重要。更进一步地说，我发现，当片状的α相结构小于约50μm时，合金具有合乎要求的室温延展性以及良好的高温性能。

对表1中所列组成的合金测试了它们的机械性能。在室温和高温下对快速凝固并压实的合金进行了拉伸试验，试验结果列于下面的表Ⅱ中。

根据表Ⅱ中绐出的结果，很显然，对于所制备的各种合金来说，硼对于低温强度和延展性具有意想不到的有利的影响。

现在来看表1中列举的第一组合金，即合金YF、YK和YL。由表Ⅱ中看的很明显，在室温下YF合金的拉伸延伸率只有0.1%、最大抗拉强度为130千磅力/平方英寸（ksi）。这样差的室温延展性使得YF合金对于结构用途来说基本上没有使用价值。与这样低的拉伸延伸率相比，含硼的合金YK具有0.5%的延伸率，也就是说比合金YF的延伸率大5倍。此外，YK合金的最大抗拉强度为143ksi，即比不含硼的YF合金的抗拉强度高大约10%。含铪和硼的YL合金，其室温下的延伸率为0.8%、最大抗拉强度为132ksi。这表明，含有铪和硼添加元素的合金，其物理性能有明显的、意想不到的提高。

对这些合金还进行了高温试验。在750℃下YF合金的抗拉强度为65.9ksi，而YK合金的这一性能降低到60.4ksi。对于含硼和铪的YL合金，在750℃下进行的强度测试表明，与YF相比YL合金的强度基本上没有变化。这些结果以图解的形式在图1和图2中表示出来，这二张图绘制出YF、YK和YL合金的屈服强度和延伸率与温度的函数关系。

接下来看表Ⅰ中所列的下一组三个合金，即合金YQ、YR和YV。在室温下的试验表明，在室温条件下YQ合金的拉伸延伸率基本上等于0、其最大抗拉强度为139ksi。这样差的室温延展性使得YQ合金对于结构应用来说基本上是没有用的。与YQ合金的物理性能相比，含硼和铪添加元素的YR合金的延伸率为1.3%、最大抗拉强度为174ksi。在较高温度下的试验表明，在750℃下含铪和硼的YR合金最大抗拉强度为77.9ksi，而不含铪和硼的YQ合金在750℃下的最大抗拉强度为88.6ksi。因此，与不含铪和硼的合金相比，含铪和硼的合金在较高温度下的抗拉强度有一些损失。对于表Ⅰ中所列含有铪和硼以及较高含量铝的YV合金，测得的延伸率为3.5%、最大抗拉强度为140.6ksi。YV合金在高温下的强度情况是，在650℃和750℃下其强度略低于YQ合金，但在900℃下其强度高于基础合金YQ。这些结果在图3和图4中作了图解说明，这二张图绘制出YQ、YR和YV合金的屈服强度和延伸率与温度的函数关系。

再看表Ⅰ中所列的最后两组合金。对YC和YM合金进行了试验，结果发现，在室温下YC合金的拉伸延伸率基本上等于0、最大抗拉强度约为105.8ksi。这样差的室温延展性使得YC合金根本不能用于结构用途。与此相比发现，YM合金的延伸率为1.4%、最大抗拉强度约为142.9ksi。在750℃下，YM合金的最大抗拉强度为48.4ksi，YC合金的抗拉强度为56.1ksi。由此看出，向YC合金中添加硼是非常有效的，与YC合金相比其抗拉强度大大地提高了，此外，与不含硼的YC合金相比，含硼的YM合金的室温延展性也显著地提高了。

现在来看表Ⅰ中的最后一组合金即合金YI和YN，对YI合金进行试验、结果发现，其室温下的拉伸延伸率为0、最大抗拉强度约为125.8ksi。延伸率为0使得这种合金基本上不能用于结构用途。YN合金的组成与YI合金基本相同，不同的地方是增加了1.5%Hf和0.06%B。对YN合金也进行了试验，试验结果表明，含铪和硼的合金其性能比不含铪和硼的合金YI有了明显的提高。YN合金的延伸率为0.6%、最大抗拉强度为146.7ksi。YN合金在高温下的强度是48.2ksi，YI合金是56.7ksi。这个例子再一次表明了添加硼在提高基本上是脆性的起始合金YI的延展性方面所起的作用和效果。

上述全部讨论涉及到对于通过快速凝固处理的合金进行研究所获得的结果。对三种合金即YQ、YR和YV进行了研究，这些合金是采用常规凝固处理然后压锻制备成的。试验结果列于下面的表Ⅲ中。

表Ⅲ

常规方法浇铸的锻件的拉伸性能

最大  延伸率  延伸率  断面

屈服  抗拉  （%）最大  （%）  收缩

合金  温度  强度  强度  负载  断裂  率（%）

YQ  室温  135.6  143.1  0.4  0.4  3.7

（5Ta）

YR  室温  151.4  165.0  0.9  0.9  2.9

（5Ta-1.5

Hf-0.6B）

YV  室温  108.5  113.1  0.3  0.3  0

（22.5Al-5Ta-）

（1.5Hf-.06B）

由上表可知，在室温下不含硼或铪的YQ合金的拉伸延伸率为0.4%、最大抗拉强度为143.1ksi。含有铪和硼的YR合金在室温下的延伸率和最大抗拉强度显著高于前者，分别为0.9%和165ksi。但是，具有增加的铝含量以及铪和硼添加元素的YV合金的室温延伸率和最大抗拉强度都较低，它们分别是0.3%和113.1ksi。

通过比较用不含硼或铪的YQ合金所得到的结果和含铪和硼添加元素的YR合金的试验结果，可以得出结论，对于常规处理的合金，添加硼只能稍微改善其拉伸性能。此外，比较铝的含量较低并且不含硼和铪的YK合金和具有较高铝含量及所示硼和铪百分数的YV合金，可以看出，当铝含量提高时性能没有明显的改善。看来似乎是，在合金的加工过程中不进行快速凝固将导致较多的硼以块状硼化物的形式沉淀析出，使所得合金的显微组织的改善受到削弱或者完全消失。可以肯定地说，其显微组织的改善达不到与快速凝固合金同等的程度。此外，在硼作为脆化相的地方，往往可能产生裂纹、从而影响到由试验测定的机械性能。

合金中硼的最佳含量是凝固处理工艺的函数。根据我们的研究结果，硼的含量应低于将产生长度大于约5μm的粗大的硼化物沉淀相的硼含量。因此，对于常规处理的合金，硼的含量必须低于0.06（原子）%，最低为0.01（原子）%，仅略高于杂质的含量。对于快速凝固制成的合金，硼的含量就可以比较高了。

硼含量的上限可以根据那些旨在形成稳定的硼化物的现有技术文献来进行估算。Brook等人在美国专利3，199，980以及Evans和Smith在美国专利3，340，051中指出，获得沉淀析出的弥散相所必须的最低含量为大约0.5（重量）%（约2（原子）%）。由于本发明中不需要硼化物相，因此可以认为2（原子）%即是实际的上限最大含量。

此外，确定硼含量与凝固处理过程的关系与具有改善的机械性能的细化显微组织有极好的相关联系。硼的含量和凝固速度应使得在如上所述结过压实和热处理的最终产品中形成如图5和图6中所示的细小的α片显微组织。

由以上所述可以看出，由具有下述近似组成（原子百分数）的合金可以制备具有α组织或α+β组织的新的、独特的钛基合金组合物。

含量

成分  从（大约）  至（大约）

Al  6  30

Sn  0  4

Ga  0  4

∑  Al+Sn+Ga  6  30

Zr  0  6

Hf  0  6

∑  Zr+Hf  0  6

V  0  12

Cb（Nb）  0  12

Ta  0  12

Mo  0  6

W  0  6

Cr  0  6

Ru  0  4

Rh  0  4

Pd  0  4

Pt  0  4

Ir  0  4

Os  0  4

∑  V+Cb+Ta+Cr+Mo+W+Ru+Rh+Pd+Pt+Ir+Os  0  12

∑  C+Y+稀土金属  0  2

B  0.01  2.0

Ti  基本上余量

该合金的最终显微组织的特征是，α相的片的平均长度小于50微米。

采用下述组成（原子百分数）将形成更细的显微组织。

含量

成分  从（大约）  至（大约）

Al  16  20

Sn  0  4

Ga  0  4

∑  Al+Sn+Ga  16  20

Zr  0  2

Hf  0  2

∑  Zr+Hf  0  2

Cb（Nb）  0  5

Ta  0  5

∑  V+Cb+Ta+Mo+W  4.5  5.5

B  0.01  0.4

Ti  基本上余量

该合金的最终显微组织的特征是，α片的平均的长度低于30微米。

Claims (11)

1、一种γ或γ+β钛基合金组合物，该组合物基本上由以下成分按下述含量(原子%)组成：

含量

Al                                   6  30

Sn                                   0  4

Ga                                   0  4

∑Al+Sn+Ga                           6  30

Zr                                   0  6

Hf                                   0  6

∑Zr+Hf                              0  6

V                                    0  12

Cb(Nb)                               0  12

Ta                                   0  12

Mo                                   0  6

W                                    0  6

Cr                                   0  6

Ru                                   0  4

Rh                                   0  4

Pd                                   0  4

Pt                                   0  4

Ir                                   0  4

Os                                   0  4

∑V+Cb+Ta+Cr+Mo+W+Ru+Rh+Pd+Pt+Ir+Os  0  12

∑C+Y+稀土金属                       0  2

B                                    0.01  2.0

Ti                                    其本上余量

这种合金的最终显微组织的特征是，γ相的片的平均长度低于50微米。

2、一种α或α+β钛基合金组合物，该组合物基本上由以下成分按下述含量（原子%）组成：

含量

成分  从（大约）  至（大约）

Al  6  30

Sn  0  4

Ga  0  4

∑  Al+Sn+Ga  6  30

Zr  0  6

Hf  0  6

∑  Zr+Hf  0  6

V  0  12

Cb（Nb）  0  12

Ta  0  12

Mo  0  6

W  0  6

Cr  0  6

∑  V+Cb+Ta+Cr+Mo+W  0  12

∑  C+Y+稀土金属  0  2

B  0.01  2.0

Ti  基本上余量

该合金的最终显微组织的特征是，α相的片的平均长度低于50微米。

3、一种α或α+β钛基合金组合物，该组合物基本上由以下成分按下述含量（原子%）组成：

含量

成分  （从（大约）  至（大约）

Al  6  30

Sn  0  4

Ga  0  4

∑  Al+Sn+Ga  6  30

Zr  0  6

Hf  0  6

∑  Zr+Hf  0  6

V  0  12

Cb（Nb）  0  12

Ta  0  12

Mo  0  6

W  0  6

∑  V+Cb+Ta+Cr+Mo+W  0  10

∑  C+Y+稀土金属  0  2

B  0.01  2.0

Ti  基本上余量

该合金的最终显微组织的特征是，α相的片的平均长度小于50微米。

4、一种α或α+β钛基合金组合物，该组合物基本上由以下成分按下述含量（原子%）组成：

含量

成分  从（大约）  至（大约）

Al  12  25

Sn  0  4

Ga  0  4

∑  Al+Sn+Ga  12  25

Zr  0  6

Hf  0  6

∑  Zr+Hf  0  6

V  0  5

Cb（Nb）  0  7

Ta  0  7

Mo  0  2

W  0  2

∑  V+Cb+Ta+Mo+W  3  10

B  0.01  2.0

Ti  基本上余量

该合金的最终显微组织的特征是，α相的片的平均长度小于50微米。

5、一种α或α+β钛基合金组合物，该组合物基本上由以下成分按下述含量（原子%）组成：

含量

成分  从（大约）  至（大约）

Al  16  25

Sn  0  4

Ga  0  4

∑  Al+Sn+Ga  16  25

Zr  0  6

Hf  0  6

∑  Zr+Hf  0  6

V  0  5

Cb（Nb）  0  7

Ta  0  7

Mo  0  2

W  0  2

∑  V+Cb+Ta+Mo+W  3  10

B  0.01  2.0

Ti  基本上余量

该合金的最终显微组织的特征是，α相的片的平均长度小于40微米。

6、一种α或α+β钛基合金组合物，该组合物基本上由以下成分按下述含量（原子%）组成：

含量

成分  从（大约）  至（大约）

Al  16  25

Sn  0  4

Ga  0  4

∑  Al+Sn+Ga  16  25

Zr  0  4

Hf  0  4

∑  Zr+Hf  0  4

V  0  5

Cb（Nb）  0  5

Ta  0  5

Mo  0  2

W  0  2

∑  V+Cb+Ta+Mo+W  4  6

B  0.01  1.0

Ti  基本上余量

该合金的最终显微组织的特征是，α相的片的平均长度小于40微米。

7、一种α或α+β钛基合金组合物，该组合物基本上由以下成分按下述含量组成（原子%）：

含量

成分  从（大约）  至（大约）

Al  16  20

Sn  0  4

Ga  0  4

∑  Al+Sn+Ga  16  20

Zr  0  2

Hf  0  2

∑  Zr+Hf  0  2

V  0  5

Cb（Nb）  0  5

Ta  0  5

Mo  0  2

W  0  2

∑  V+Cb+Ta+Mo+W  4  6

B  0.01  1.0

Ti  基本上余量

该合金的最终显微组织的特征是，α相的片的平均长度小于40微米。

8、一种α或α+β钛基合金组合物，该组合物基本上由下述成分和含量（原子%）组成：

含量

成分  从（大约）  至（大约）

Al  16  20

Sn  0  4

Ga  0  4

∑  Al+Sn+Ga  16  20

Zr  0  2

Hf  0  2

∑  Zr+Hf  0  2

Cb（Nb）  0  5

Ta  0  5

∑  V+Cb+Ta+Mo+W  4  6

B  0.01  1.0

Ti  基本上余量

该合金的最终显微组织的特征是，α相的片的平均长度小于40微米。

9、一种α或α+β钛基合金组合物，该组合物基本上由以下成分按下述含量（原子%）组成：

含量

成分  从（大约）  至（大约）

Al  16  20

Sn  0  4

Ga  0  4

∑  Al+Sn+Ga  16  20

Zr  0  2

Hf  0  2

∑  Zr+Hf  0  2

Cb（Nb）  0  5

Ta  0  5

∑  V+Cb+Ta+Mo+W  4.5  5.5

B  0.01  1.0

Ti  基本上余量

该合金的最终显微组织的特征是，α相的片的平均长度小于30微米。

10、一种α和α+β钛基合金，基本上由以下成分组成（原子%）：6-30%Al、≤4%的Sn或Ga或其组合、0.01-2.0%B、余量基本是钛，该合金的最终显微组织的特征是，α相的片的长度小于50微米。

11、权利要求10所述的合金，该合金从熔融体快速凝固。

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