CN1380906A

CN1380906A - 钛合金部件及其生产方法

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Publication number: CN1380906A
Application number: CN01801361A
Authority: CN
Inventors: 古田忠彦; 妹尾与志木; 黄晸焕; 西野和彰; 斋藤卓
Original assignee: Toyota Central R&D Labs Inc
Current assignee: Toyota Central R&D Labs Inc
Priority date: 2000-05-02
Filing date: 2001-05-01
Publication date: 2002-11-20
Anticipated expiration: 2021-05-01
Also published as: CN1169981C; US20030102062A1; EP1225237A1; US6979375B2; EP1225237A4; WO2001083838A1; KR20020026891A; JP3827149B2

Abstract

一种钛合金部件,特征在于:它包含40重量%或更多的钛(Ti),除了钛以外的一种或多种IVa族元素和/或Va族元素,其中,包括IVa族元素和/或Va族元素以及钛的总量为90重量%或更多,一种或多种总含量0.25－2.0重量%的含量并选自由氧、氮和碳组成的间隙元素组中的元素,并且特征在于其基本结构是一种体心四方晶体或体心立方晶体,其中,在c－轴上的原子间距相对于在a－轴上的原子间距的比值(c/a)在0.9－1.1范围内。这种钛合金部件具有传统钛合金没有的这种加工性能,它是容易变形的,表现出高强度,可以用于各种制品中。

Description

钛合金部件及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种钛合金部件，可以用于多种领域的多种制品，并且其冷加工性能良好。而且，本发明涉及一种可以高效生产钛合金部件的方法。

背景技术

由于钛合金是轻质的，并且表现出高强度(因为它表现出大的比强度)，所以，它已经用于航空、军事、海洋、空间等领域。然而，由于钛合金在加工性能和成形性能方面通常较差，材料生产率低，因此，钛产品一般是昂贵的。所以，限制了其使用范围。

最近，加工性能较好的钛合金(如Ti-22V-4Al：商品名“DAT51”等)、钛制品在我们周围不断增加。然而，还不可能说加工性能已经足够了，当加工率增大时，通常产生延展性突然降低的情况。所以，在可以获得加工性能良好的钛合金时，改善了钛制品的材料生产率，因此，可能要增加产品量，进一步扩大用途等。

此外，为了要使钛制品的用途扩大，除了这种加工性能以外，还需要表现出低杨氏模量和高强度的钛合金。当可以获得这种钛合金时，各种制品的设计自由度急剧提高到用传统材料不能获得的程度。例如，当表现出低杨氏模量和高强度的钛合金用在高尔夫球棍头中，可能降低面部分的自然频率(natural frequencies)，因此，可能使面部分的自然频率与高尔夫球的自然频率同步。因此，据说可以获得明显延长高尔夫球推动距离的高尔夫球棍。此外，例如，当表现出低杨氏模量和高强度的钛合金用于眼镜架(特别是鬓角部分)时，可以获得极好的固定感觉，以及重量轻和抗过敏性等等，据说大大提高了实用性能。

因此，在开发不仅提供极好的加工性，而且提供低杨氏模量以及高强度的钛合金时，使用钛合金部件(钛合金制品)的需求越来越多。

本发明的内容

由于这种情况，开发了本发明，所以，本发明的一个目的是提供一种钛合金部件，它提供用传统钛合金不能获得的极好的加工性能、低杨氏模量和高强度。

为了解决这一课题，本发明人一直认真地研究，不断地进行各种系统试验，结果，发现了一种全新的钛合金，可以满足那些要求并且是传统上不能获得的，完成了本发明。

(钛合金部件)

(1)在织构方面的钛合金部件

首先，本发明已经发现，这种钛合金具有特定的织构，并且获得了根据本发明的钛合金部件的开发。

即，根据本发明的钛合金部件特征在于，它包含40重量％或更多的钛(Ti)，除了钛以外的一种IVa族元素和/或一种Va族元素，其中，包括IVa族元素和/或Va族元素以及钛的总量为90重量％或更多；

它包含体心四方晶体或体心立方晶体的晶粒，其中，在c轴上的原子间距对于在a轴上的原子间距的比值(c/a)在0.9-1.1范围内；和

它具有一种织构，在20°＜α’＜90°和0°＜β＜360°范围内，用Schlutz反射法在包括加工方向的晶面平行地测量晶粒的(110)或(101)晶面的极点图(polar figure)，并且当把极点图上平均分布的各个测量值(X)进行统计处理时，在织构中通过下列公式确定的关于平均值(Xm)的二次动差(secondary moment)(ν2)用平均值的平方(Xm²)除得的值(ν2/Xm²)为0.3或更大，通过下列公式确定的关于平均值(Xm)的三次动差(tertiary moment)(ν3)用平均值的立方(Xm³)除得的值(ν3/Xm³)为0.3或更大，平均值的1.6倍或更大的值(1.6Xm)另外包括在55°＜α’＜65°的范围内和沿着加工方向的β范围内测量的测量值中；

二次动差：ν2＝{∑(X-Xm)²}/N

三次动差：ν3＝{∑(X-Xm)³}/N

(注意，N是取样数量。)。

这种钛合金部件，从组成观点来看，它包含钛、一种IVa族元素和/或一种Va族元素，从晶体结构的观点来看，主要是一种体心立方晶体，从金相学观点来看，具有在传统的β钛合金等中不能获得的特定织构。

本发明人发现，这种钛合金部件加工性能良好，尤其是冷加工性能良好，并且它提供表现出低杨氏模量和高强度的特性。

目前，在钛合金部件具有这种织构等情况下，还不必清楚为什么它在冷加工性能方面可以改善并表现出低杨氏模量和高强度的原因。

顺便提一下，在本说明书中提出的“钛合金部件”涉及钛合金和加工后的部件，加工后的部件通过使钛合金经过某种加工来制造。加工后的部件的形式可以是工件，如板部件、线部件等，通过加工工件等制造的中间部件或中间制品，通过加工中间部件等制造的进一步的最终产品。无论如何，加工程度根本无关紧要。在加工过程中，除了冷加工以外，还涉及热加工。

关于上述钛合金部件的组成，钛含量为40重量％或更多，使IVa族元素和/或Va族元素以及钛的总和为90重量％或更多，以便同时获得良好的冷加工性能和低杨氏模量。

进一步优选的是，钛含量为45重量％或更多，使IVa族元素和/或Va族元素以及钛的总和为95重量％或更多。

注意，不特别限制IVa族元素和/或Va族元素，只要它们是各自族里的元素。在IVa族元素中，有锆(Zr)和铪(Hf)，在Va族元素中，有铌(Nb)、钽(Ta)和钒(V)。从比重和原料成本观点来看，适当进行选择是合适的。

使晶体结构成为体心四方结构或体心立方结构，其“c/a”在0.9-1.1范围内，然而，不必要求在两者之间严格区分。认为它基本具有体心立方晶体结构就足够了。

(2)在特定组成方面的钛合金部件

其次，通过进行大量实验，本发明确定，提供良好加工性能和低杨氏模量的上述钛合金部件由满足特定参数的特定组合物组成，并且完成了本发明。

即，根据本发明的钛合金部件特征在于它包含钛和一种合金元素；它具有特定的组成，其中，关于d电子轨道的能级“Md”，取代元素的组成平均值为2.43＜Md＜2.49，关于键合顺序(bond order)“Bo”，取代元素的组成平均值为2.86＜Bo＜2.90，“Md”和“Bo”每一个是通过“DV-Xα”簇团法(cluster method)获得的参数。

目前，详细的产生机理等还不清楚，当钛合金部件由在上述非常有限的2.43＜Md＜2.49和2.86＜Bo＜2.90范围内的特定组合物组成时，可以理解它表现出上述良好的特性。

(3)在位错密度方面的钛合金部件

而且，本发明人发现，提供上述良好加工性能、低杨氏模量或高强度的钛合金部件(尤其是冷加工部件)在晶体内部几乎没有位错(晶格线缺陷)，并且完成了本发明。

即根据本发明的钛合金特征在于，在进行50％或更大的冷加工时，它表现出10¹¹/cm²或更少的位错密度。

传统上，金属的塑性变形解释为滑移变形或孪晶变形。特别地，在传统的β钛合金中，滑移变形是主要的，这种滑移变形用上述位错的移动来解释。冷加工率增大越多，位错增大越多，因此，一般产生加工硬化。所以，当传统的钛合金材料经过大加工率的冷加工，而不进行中间退火等时，经常产生裂纹等。

然而，在根据本发明的钛合金的情况下，即使不经过热处理等，也可能使其重复经过冷加工，甚至当冷加工率增大时，不产生裂纹等。目前，其原因还不确定，然而，由于上述位错密度，可以认为，塑性变形通过与传统金属材料不同的机理产生。

总之，由于根据本发明的钛合金部件冷加工性能明显好，有效地改善钛合金部件的(材料)产率以及生产率，而且，它可以用于各种制品，并增大其设计自由度。

(4)钛合金部件的生产方法

与上述钛合金部件一起，本发明人还开发了一种可以高效生产这种钛合金部件的方法。

即根据本发明的生产钛合金部件的一种方法特征在于，它包括：制备原料的制备步骤，原料包含钛和一种合金元素，具有特定的组成，其中，相对于d电子轨道的能级“Md”，取代元素的组成平均值2.43＜Md＜2.49，相对于键合顺序“Bo”，取代元素的组成平均值2.86＜Bo＜2.90，“Md”和“Bo”每一个是通过“DV-Xα”簇团法获得的参数；和成型包含在制备步骤后的原料的钛合金部件的部件成型步骤。

根据本发明的制备步骤，表现出上述的良好加工性能、高强度或低杨氏模量的钛合金部件的组成可以容易确定，并且可以安全高效地生产钛合金部件。

注意，在本说明书中提出的“高强度”表示，后面将要解释的抗拉强度或拉伸弹性极限强度大。此外，“低杨氏模量”表示，相对于传统金属材料的杨氏模量，后面将会解释的平均杨氏模量小。

附图简述

图1是表示通过Schlutz反射法测量极点图的方法的略图的示意图。

图2是表示关于一个实施例的试样No.2的X射线衍射结果的图。

图3是关于一个实施例的试样No.1的极点图。

图4是关于一个实施例的试样No.4的极点图。

图5是关于一个实施例的试样No.5的极点图。

图6是关于一个实施例的试样No.2的极点图。

图7是关于一个实施例的试样No.3的极点图。

图8是对比试样的极点图。

图9是关于加权函数“W”的定义的解释图。

图10是表示关于一个实施例的试样No.1的金属结构的TEM(明场像)照片。

图11是表示关于一个实施例的试样No.1’的金属结构的TEM(明场像)照片。

图12是表示关于一个实施例的试样No.1的金属结构的TEM(暗场像：-16.3°)照片。

图13是表示关于一个实施例的试样No.1的金属结构的TEM(暗场像：6.1°)照片。

图14A是示意表示根据本发明的钛合金部件的应力-应变曲线的图。

图14B是示意表示传统钛合金的应力-应变曲线的图。

实施本发明的最佳方式

A.实施方式

下文中，在给出实施方式的同时，详细描述根据本发明的钛合金部件。

注意，可以选择性地且合适地组合包括上述织构的上述钛合金部件的各个组成元素、表现出上述位错密度的钛合金部件、具有通过d电子轨道的能级和键合顺序确定的组成的钛合金部件、和在各个钛合金部件之间的钛合金部件生产工艺或者在这些合金部件和生产工艺之间进行选择和组合。而且，注意，关于后面将会描述的各个限制性的元素，可以选择性地把钛合金部件的各个组成元素与生产过程适当地相互结合。

(1)织构

该织构是在多晶体经过(强)加工制造的一种变形的织构，并且其中各个晶体具有择优的取向。在这种织构中，除了加工后的织构以外，涉及在使加工后的织构再结晶时形成的再结晶织构等。

这种织构的测量通过各种方法进行，但是，织构的状态在本文中从极点图说明，极点图通过使用一般的Schlutz反射法的立体投影获得。用这种Schlutz反射法进行的极点图测量方法的略图表示于图1中。

此外，在极点图上的各个测量值进行统计处理，并且为了容易与其它材料进行客观比较，使用关于平均值(Xm)的二次或三次动差(ν2，ν3)分别用平均值的平方或立方(Xm²，Xm³)除得的值(ν2/Xm²，ν3/Xm³)。

这里，ν2/Xm²表示测量值的偏差。当ν2/Xm²小于0.3时，(110)面或(101)面在极点图上的偏差不大，弹性各向异性不够，并且它不是优选的。

此外，在ν3/Xm³为正数范围内的较大值情况下，表明测量值突出到大于平均值(Xm)的范围内。当ν3/Xm³小于0.3时，意味着(110)面或(101)面在极点图中的特定部分中的密度不大，材料具有的弹性各向异性不足，并且不是优选的。

另一方面，当ν2/Xm²为0.3或更大和当ν3/Xm³为0.3或更大时，(110)面或(101)面的偏差足够大，在特定部分中的密度足够，并且被认为是优选的材料，它表现出足够大的弹性各向异性。当ν2/Xm²为0.4或更大、0.5或更大或者0.6或更大且当ν3/Xm³为0.4或更大、0.5或更大或者0.6或更大，是更优选的。

根据本发明的钛合金部件特征在于，(110)面或(101)面聚集的这部分限制在极点图的一部分中，可以认为这反映这种钛合金部件的弹性各向异性的“各向异性”特征。

特别地，当“平均值的1.6倍或更多倍的值(1.6Xm)”另外包括在“在沿着加工方向55°＜α’＜65°范围内和β范围内测量的测量值中”时，可以判断它是具有优选的各向异性的材料特征的一种部件。当具有平均值的1.8倍或更多，甚至平均值的2.5倍或更多的值时，是更希望的。

注意，当钛合金除了这种织构以外，还具有其中晶粒内部的位错密度为10¹¹/cm²或更小的50％或更大冷加工后的结构时，是合适的，因为使得杨氏模量非常低。

(2)组成

①当根据本发明的钛合金部件包含一种间隙元素时，例如，一种或多种由氧(O)、氮(N)和碳(C)组成的间隙元素组的元素时，总量为0.25-2.0重量％，是合适的。然后，在使总量在0.3-1.8重量％范围内，进一步在0.6-1.5重量％范围内时，是更优选的。特别地，在使总量超过0.6重量％，并达到2.0重量％或更小，1.8重量％或更小或者1.5重量％或更小时，是更加优选的。

氧、氮和碳是间隙元素，一般来说，高强度的钛合金通过固溶增强获得。同时，随着这些元素溶解量的增大，已知钛合金变脆。所以，在传统钛合金的情况下，允许包含的氧量等最高到0.25重量％的程度。此外，在钛合金的情况下，必须特别注意，以便控制氧量等在该范围内，并产生了提高制造成本的原因。

然而，本发明人不同意这种常识并且发现，当根据本发明的钛合金空前地含有大量O、N或C时，它是明显韧性的，并显出高的弹性变形能力。该发现在钛合金领域是划时代的，并且在科学上也是非常有意义的。详细原因等目前还不清楚，但是本发明人现在正向着清楚说明的方向认真地研究。注意，在本发明的钛合金部件的情况下，由于通过大量引入氧、氮或碳改善了性能，所以，已经排除了严格控制氧含量等的必要。所以，本发明的钛合金部件的这种特性在改善生产率以及经济效益方面也是优选的。

在任何情况下，不用说，当氧、氮或碳太少时，不可能足够高地强化钛合金部件，相反，导致钛合金部件的韧性和延展性降低，不是优选的。

注意，除非另外说明，上述各种元素的组成范围以“从‘x’到‘y’重量％的形式给出，这包括下限值(x)和上限值(y)。

(3)d-电子轨道的能级和键合顺序

d-电子轨道的能级和键合顺序是通过DV-Xα簇团法确定的间隙(合金)元素中固有的参数。

DV-Xα簇团法是电子轨道法之一，是一种能够巧妙模拟合金元素周围的局部电子状态方法(参考文献；ADACHI Hirohiko著，SankyoPublishing Co.，Ltd.(1991)出版的量子材料化学导论)。

具体地，通过使用对应于各个晶格的簇团(晶体中的虚构分子)做出一种模型，改变中心间隙合金元素“M”，研究在“M”与母合金“X”(在本情况下，“X”是Ti)之间的化学结合状态。然后，DV-Xα簇团法是一种通过这种方法得到合金参数的方法，合金参数表示作为合金元素的“M”在母合金中表现的个性。当它限于主要由过渡金属组成的材料时，两个参数，即d-电子轨道的能级“Md”(的组成平均值)和键合顺序“Bo”(的组成平均值)，据说实际上是有效的。

注意，d-电子轨道的能级“Md”表示间隙合金元素“M”的d-轨道的能级，是与原子的电负性和原子半径具有相关性的一个参数。键合顺序“Bo”是表示在母合金元素“X”与间隙合金元素“M”之间电子云重叠程度的一个参数。

如上所述，虽然详细原因还不清楚，当根据本发明的钛合金部件由表现出2.43＜Md＜2.49和2.86＜Bo＜2.90的多种元素构成时，获得了上述良好特性。

因此，2.45＜Md＜2.48，更进一步，2.46＜Md＜2.47，和2.865＜Bo＜2.885，更进一步，2.87＜Bo＜2.88是更优选的。

注意，作为满足这些参数的特定组成，例如包含含量为20-50重量％的一种Va族元素、其余为钛的钛合金是预期的。然而，由于上述参数范围窄，所以，注意并不是在该范围内包括的所有钛合金均满足上述参数。

此外，当参考上述织构观察这些参数时，如果“Md”值为2.49或更大或者“Bo”值为2.86或更小，体心立方晶体(bcc)或体心四方晶体(bct)变得不稳定。因而，由于部分织构转变成密堆六方晶体(hcp)，冷加工性能降低。此外，如果“Md’值为2.43或更小或者“Bo”值为2.90或更大，在原子之间的结合力增大，导致冷加工性能降低和杨氏模量升高。

(4)冷加工和位错密度

①“冷”指的是钛合金的再结晶温度(引起再结晶的最低温度)或更低。例如，50％或更大的冷加工指的是由下式定义的冷加工率为50％或更大的一种情况。

冷加工率＝(S₀-S)/S₀×100(％)

(S₀：冷加工前的横截面积，S：冷加工后的横截面积)。

注意，在冷加工钛合金(材料)时获得的组织在本说明书中称为冷加工后的组织。

②位错密度是单位面积的位错数，例如可以利用电子束或X射线的衍射现象，通过观察内部变形的结构来确定。

如上所述，当根据本发明的钛合金部件经过冷加工时，它表现出的这种低位错密度使得难以通过普通方法观察，并且认为塑性变形由一种不同于传统金属材料的未知机理产生。因此，因为通过加工没有产生裂纹等，可以进行很大程度的(冷)加工。因而，认为根据本发明的钛合金部件，即使具有传统上难以成型的构形的部件，也可以进行塑性加工，并且通过冷加工具有良好的材料生产率。

到目前为止，已经参考进行50％或更大的冷加工的情况，进行了描述，然而，冷加工程度甚至可以为70％或更大，更进一步为90％或更大，而且为99％或更大。因而，位错密度可以为10⁷/cm²或更小。

(5)生产方法

如上所述，根据本分明的方法包括制备步骤和部件成型步骤。

制备步骤是其中通过选择和确定组成元素的种类和各种元素含量以便满足上述参数“Md”和“Bo”来制备原料的一个步骤。

然而，在该制备步骤中的原料组成不必完全与最终钛合金部件的元素组成一致。这是因为可能存在在随后的部件成型步骤等中混入或去掉的合金元素。所以，在这种情况下，可以制备原料，使得最终的钛合金部件的元素组成满足上述2.43＜Md＜2.49和2.86＜Bo＜2.90。注意，作为间隙离子，例如有铌、钽、钒、锆、铪等，合适的是原料可以包括这些元素的至少一种或多种。

部件成型步骤可以是一种熔化法，其中原料首先熔化，然后成型部件，或者一种烧结法，在其中烧结原料粉末。

例如，在熔化法的情况下，部件成型方法可以是一种锭制造步骤，其中，一种锭部件用经过上述制备步骤的上述原料制造。这种锭制造步骤可以通过利用电弧熔化、等离子熔化、感应槽(induction scull)等熔化钛合金，并把所得的钛合金熔体浇铸到模具中等等来实现。

此外，在烧结法的情况下，上述制备步骤可以是一种粉末制备步骤，其中，原料粉末构成上述特定的组成，上述部件成型步骤是一种烧结步骤，其中，用经过粉末制备步骤的原料粉末制造烧结部件。

在粉末制备步骤中使用的原料粉末可以是一种钛粉末、一种包含合金元素粉末的混合粉末、或一种合金粉末、或者一种具有上述特定组成(或接近特定组成的组成)的合金粉末。

可以通过把混合物填充在用于成型的模具中(填充步骤)，加压并成型混合粉末，成为成型体(成型步骤)和加热成型体进行烧结(加热步骤)，来进行烧结步骤。而且，可以通过使用CIP(冷等静压)进行成型步骤。此外，可以通过HIP(热等静压)进行成型步骤和加热步骤。

注意，在熔化钛的情况下，需要专门的设备，并且必须进行多重熔化，等等。在熔化过程中，特别是在大量含有Va元素等情况下，控制组成也是困难的，在熔化和浇铸过程中容易发生宏观成分偏析。所以，在高效生产稳定质量的钛合金部件方面，目前认为烧结法是更优选的。无论如何，通过熔融法，例如通过使用一种将在后面所述的实施例中描述的方法等，同样可以生产足够质量的钛合金部件。

此外，在使用烧结法时，可以获得精细的钛合金部件，即使产品构形复杂，制造净形状也使可能的。

②当这样获得的上述烧结部件或锭部件经过上述冷加工时，可以使所得的钛合金部件表现出明显更高的强度和明显更低的杨氏模量。

所以，合适的是，根据本发明的生产方法可以提供在其中冷加工上述烧结部件或锭部件的冷加工步骤。

而且，可以适当地加上热加工步骤。特别是在烧结部件的情况下，通过进行热加工可以使结构致密化。优选的是在加热和烧结步骤后，在冷加工步骤之前进行这种热加工。

进行冷加工步骤和热加工步骤，以便符合希望的钛合金部件构形时，进一步改善了生产率。注意，冷加工步骤和热加工步骤可以认为包括在本发明提出的部件成型步骤中。

③此外，本发明人发现，通过在冷加工步骤后进行时效处理步骤，获得了一种高强度钛合金部件，它在后面所述的高弹性变形能力、高拉伸弹性极限强度等方面是良好的。

然而，在进行时效处理步骤之前，可以在再结晶温度或更高温度进行固溶退火步骤，但是，由于通过冷加工在钛合金内产生加工应变的影响消失，通过在冷加工步骤后直接进行时效处理步骤，获得了明显更高的性能。

关于时效处理条件，有(a)低温短时间时效处理(150-300℃)和(b)高温长时间时效处理(300-600℃)等。

根据前者，在改善拉伸弹性极限强度的同时，可以保持或降低平均杨氏模量，从而获得具有高弹性变形能力的钛合金。根据后者，伴随着拉伸弹性极限强度的提高，平均杨氏模量略有升高，但是平均杨氏模量仍然为95GPa或更小。即，即使在这种情况下，平均杨氏模量的升高量非常小，从而获得表现出高弹性变形能力和高拉伸弹性极限强度的钛合金。

而且，本发明人通过进行大量实验发现，优选的是，在150-600℃范围内的处理温度下，时效处理步骤可以是其中用处理温度(“T”℃)和处理时间(“t”小时)基于下列公式确定的参数P在8.0-18.5范围内的一个步骤。

P＝(T+273)·(20+log₁₀t)/1000

该参数“P”是Larson-Miller参数，由热处理温度和热处理时间结合确定，表明时效处理步骤(热处理)的条件。

当该参数“P”小于8.0时，即使进行时效处理，也不能获得优选的材料特性，当参数“P”大于18.5时，导致拉伸弹性极限强度的降低、平均杨氏模量的提高或弹性变形能力的降低，不是优选的。

注意，在该时效处理步骤之前进行的冷加工步骤可以是一种其中冷加工率为10％或更大的冷加工步骤。

然后，根据钛合金部件的希望特性，可以使上述时效处理步骤成为一个其中上述处理温度在150-300℃范围内并且上述参数“P”在8.0-12.0范围内的步骤，使得在该时效处理步骤之后获得的钛合金部件表现出1,000MPa或更大的拉伸弹性极限强度，2.0％或更大的弹性变形能力，和75GPa或更小的平均杨氏模量。

而且，同样可以使上述时效处理步骤成为一个其中上述处理温度在300-500℃范围内且上述参数“P”在12.0-14.5范围内的步骤，使得在该处理步骤之后获得的钛合金部件表现出1,400MPa或更大的拉伸弹性极限强度、1.6％或更大的弹性变形能力和95GPa或更小的平均杨氏模量。

注意，在本说明书中，“从‘x’到‘y’的数字范围，除非另外说明，包括下限值“x”和上限值“y”。

(5)拉伸弹性极限强度，弹性变形能力和平均杨氏模量

弹性极限强度定义为在拉伸试验中，当永久伸长(应变)达到0.2％时施加的应力。弹性变形能力是在该拉伸弹性极限强度下试件的变形量。平均杨氏模量不表示严格意义上的杨氏模量的“平均值”，而是指表示根据本发明的钛合金部件的杨氏模量。具体地，在上述拉伸试验中获得的应力-应变图中，对应于上述拉伸弹性极限强度的1/2的应力位置上曲线的斜率(切线的斜率)。

顺便提一下，在上述拉伸试验中，拉伸强度是试件最终断裂前的负荷被试验前在试件平行部分的横截面积除得的应力。

下文中，关于根据本发明的钛合金部件的拉伸弹性极限强度和平均杨氏模量将使用图14A和14B详细描述如下。

图14A是示意表示根据本发明的钛合金部件的应力-应变曲线的图，图14B是示意表示传统钛合金(Ti-6Al-4V合金)的应力-应变曲线的图。

①如图14B所示，在传统金属材料中，首先，伸长率与拉伸应力(在①’-①之间)成正比线性增大。因此，通过直线的斜率获得传统金属材料的杨氏模量。换言之，杨氏模量是拉伸应力(公称应力)被与其成正比关系的应变(公称应变)除得的值。

在直线范围内(在①’-①之间)，其中应力和应变处于正比关系，变形是弹性的，例如，去掉应力时，作为试件变形的伸长率返回到0。然而，在进一步施加拉伸应力超过直线范围时，传统金属材料开始塑性变形，即使在去掉应力时，试件的伸长率也不返回到0，产生了永久伸长。

一般地，永久伸长率变成0.2％时的应力“σp”称为0.2％弹性极限应力(JIS Z 2241)。在应力-应变图上，该0.2％弹性极限应力也是在直线(②’-②)与应力-应变曲线之间的交点(位置②)，直线(②’-②)通过在弹性变形范围内按0.2％伸长率(应变)平行移动直线(①’-①：升高部分的切线)获得的。

在传统金属材料情况下，基于经验规则“当伸长率超过约0.2％时，变成永久伸长”，一般认为0.2％弹性极限应力拉伸弹性极限强度。相反，在0.2％弹性极限应力内，认为在应力与应变之间的关系一般是线性的或弹性的。

②然而，从图14A的应力-应变图中可以看出，这种传统概念不能用于根据本发明的该合金部件。然而，原因还不清楚，在本发明的钛合金部件情况下，应力-应变图在弹性变形范围内不变成线性的，而是变成向上凸起的曲线(①’-②)，在去除应力时，伸长率沿着相同的曲线①-①’返回为0，或者产生沿②-②’的永久伸长。

因此，在根据本发明的钛合金部件中，即使在弹性变形范围(①’-①)内，应力和应变不是线性关系(即非线性的)，在应力增大时，应变突然增大。此外，在去除应力的情况下是相同的，应力和应变不呈线性关系，当应力减小时，应变突然减小。这些特性被认为是由于本发明的钛合金部件的高弹性变形能力产生的。

顺便提一下，在根据本发明的钛合金部件的情况下，从图14A中同样意识到，应力增大越多，应力-应变图上的切线斜率减小越多。因此，在弹性变形范围内，由于应力和应变不是线性变化的，所以，通过传统方法确定本发明的钛合金部件的杨氏模量是不合适的。

而且，在根据本发明的钛合金部件情况下，由于应力和应变不是线性变化的，通过与传统方法相同的方法估计0.2％弹性极限应力(σp’)拉伸弹性极限强度不是合适的。即，通过传统方法确定的0.2％弹性极限应力变得明显小于固有的拉伸弹性极限强度。所以，在本发明的钛合金部件情况下，不可能认为0.2％弹性极限应力拉伸弹性极限强度。

所以，返回到原始定义，如上所述确定了根据本发明的钛合金部件的拉伸弹性极限强度(σe)(图14中的位置②)。此外，作为本发明的钛合金部件的杨氏模量，考虑引入上述平均杨氏模量。

注意，在图14A和图14中，“σt”是拉伸强度，“εe”是在根据本发明的钛合金部件的拉伸弹性极限强度(σe)时的应变，“εp”是在传统金属材料的0.2％弹性极限应力时的应变。

③如上所述，目前还不清楚为什么根据本发明的钛合金部件表现出这种异常的、良好的特性。无论如何，根据本发明人进行的努力探索和研究，可以认为如下。

本发明人研究了根据本发明的钛合金部件的一种试样。结果表明，当该钛合金部件经过冷加工时，如上所述，几乎不向其中引入位错，表现出一种其(110)面在部分方向上强烈取向的结构。此外，在用TEM(透射电子显微镜)观察时，在使用111衍射斑的暗场像中，观察到图像的对比度随着试样的倾斜而移动。这表明，所观察的(111)面被明显弯曲了，并且通过高倍晶格像的直接观察，观察到了这一现象。此外，在该(111)面上的曲线的曲率半径非常小，使其在500-600纳米范围内。这表明本发明的钛合金部件具有在传统金属材料中还不知道的这样一种结构，它不是通过引入位错而是通过晶面的弯曲减小了加工的影响。

此外，在其中110衍射斑被强激发的状态下，在非常有限的部分，观察到位错，然而，在去掉110衍射斑的激发时，几乎观察不到位错。这表明在位错附近的位移矢量在<110>方向上明显偏离，说明根据本发明的钛合金部件具有非常强的弹性各向异性。认为这种各向异性与本发明的钛合金部件的良好冷加工性能、低杨氏模量、高弹性变形能力和高强度的新发现等明显相关。

因此，按照根据本发明的钛合金部件，通过合适选择组成、热处理等，有可能使杨氏模量为70GPa或更小，65GPa或更小，60GPa或更小，更进一步为55GPa或更小。此外，有可能使拉伸弹性极限强度为750MPa或更大，800MPa或更大，850MPa或更大，900MPa或更大，1,000MPa或更大，1,400MPa或更大，1,500MPa或更大，更进一步为2,000MPa或更大。

(6)用途

通过利用良好的加工性能、低杨氏模量、高强度、各向异性等，并且进一步通过结合重量轻、抗腐蚀性等，根据本发明的钛合金部件可以以各种形式应用于各种制品，

例如，用于汽车、零件、体育用品和休闲制品、医疗设备等的制品，制品的部件，其原料(线材、板材等)等是有效的。具体地，它构成下列制备的全部或一部分，或者用作这些制品的原料。

例如，它们是高尔夫球棍(特别是面部分和长打棒的杆部分)、与生物体相关的制品(人工骨骼、人工关节等)、导管、便携制品(眼镜、时钟(手表)、条状发夹(头发饰物)、项链、手镯、耳环、pierces、戒指、领带别针、胸针、袖扣、有带扣的腰带、打火机、钢笔、钥匙圈、钥匙、圆珠笔、自动铅笔等)、便携式信息终端(蜂窝电话、便携式录音机、移动个人计算机等的外壳等，等等)、用于悬挂的卷簧或发动机气门、动力传送带(CVT的环等)，等等。

B.实施例

下文中，表示了实施例和对比实施例，并且具体解释本发明。

(实施例)

通过使用根据本发明的生产方法，制造关于该实施例的下面所述的各个试样。

(1)烧结部件(试样No.1-10)

作为原料，可以使用市场上可以得到的氢化-和脱氢的Ti粉末(-#325，-#100)、和作为间隙元素的Nb粉末(-#325)、Ta粉末(-#325)、V粉末(-#325)、Hf粉末(-#325)和Zr粉末(-#325)。氧是一种间隙元素，从上述包含氧的Ti粉末或高氧含量的Ti粉末制备，通过热处理上述Ti粉末使氧包含在高氧含量Ti粉末中。无论如何，由于不容易控制氧含量，除非有意调节氧含量，氧可以作为一种不可避免的杂质，以0.15-0.20重量％的量混入到钛合金中。顺便说一下，可以通过在200-400℃在空气中加热上述Ti粉末30分钟-128小时，获得高氧含量Ti粉末。

这些原料经过合适的选择，并配合和混合，以满足上述参数“Md”和“Bo”，制备由与希望的各个试样一致的各种组成构成的混合物粉末(粉末制备步骤)。各个试样的特定组成将在后面描述，注意，在混合各种原料粉末过程中，使用“V”型混合机，然而，可以使用球磨机、振动磨、高能球磨机等。

这些原料粉末经过在4吨/平方厘米的压力下的CIP成型(冷等静压成型)，从而获得成型后的物体(成型步骤)。把所得的成型后的物体在1×10^-5乇的真空内，在1,300℃加热烧结16小时，从而制造了烧结部件(钛合金锭)(烧结步骤或部件成型步骤)。

①冷旋锻(cold-swaged)部件(试样No.1和4-10)

通过上述烧结过程制造的φ55mm的钛合金锭，通过热加工(热加工步骤)加工到φ15mm。通过冷旋锻(第一冷加工步骤)加工到φ4mm，在900℃进行应变消除退火(退火处理步骤)。所得的φ4mm工件通过冷旋锻加工，以便获得希望的冷加工率(第二冷加工步骤)

下文中，对于各个试样，将解释组成和冷加工率。

(a)试样No.1和4

通过进一步把上述工件从φ4mm冷加工到φ2mm，制备了试样No.1(Ti-30Nb-10Ta-5Zr-0.4O(氧为0.4重量％)：比例为重量％，下文中同样表示)和试样No.4(Ti-35Nb-2.5Ta-7.5Zr-0.4O)。两个试样的冷加工率都是75％。

(b)试样No.5

通过进一步把上述工件从φ4mm冷加工到φ2.83mm，制备了试样No.5(Ti-35Nb-9Zr-0.4O)。该试样的冷加工率为50％。

(c)试样No.6-1-6-5

通过进一步把上述工件从φ4mm冷加工到φ1.26mm，制备了仅在氧含量方面相互不同的试样No.6-1-6-5(Ti-12Nb-30Ta-7Zr-2V-xO：“x”是一个变量)。使各个试样的冷加工率为90％。注意，各个试样的氧含量列于表2中。

(d)试样No.7-10

试样No.7-10在组成方面相互不同，但是相同的是它们通过进一步把上述工件从φ4mm冷加工到φ1.79mm制得。使各个试样的冷加工率为80％。

各个试样的组成如下：试样No.7(Ti-28Nb-12Ta-2Zr-4Hf-0.8O)，试样No.8(Ti-17Nb-23Ta-8Hf-0.53O)，试样No.9(Ti-14Nb-29Ta-5Zr-2V-3Hf-1O)，试样No.10(Ti-30Nb-14.5Ta-3Hf-1.2O)。

②冷轧部件(试样编号No.2和3)

冷轧其组成与试样No.1相同的钛合金锭(厚度4mm)，从而获得厚度为0.9mm(试样No.2)的板状部件和厚度为0.4mm(试样No.3)的板状部件(冷加工步骤)。各自的冷加工率分别是94％和97.3％。

使用冷轧机进行该情况下的冷加工，没有中间退火。具体地，在试样No.2的情况下，工件通过一个0.5mm的轧槽，直到它具有0.9mm的板厚。通过进一步加工该板状部件并调节轧槽直到它具有0.4mm的板厚，来制备试样No.3。

(2)锭部件(试样No.11和12)

作为原料，使用市场上可以获得的粒状海绵钛(颗粒直径为3mm或更小)。作为间隙合金元素的原料，使用把Nb粉末(-#325)、Ta粉末(-#325)、V粉末(-#325)和Zr粉末(-#325)混合制备的原料，用模具以2吨/平方厘米的压力成型所得的混合粉末，并把它们破碎呈颗粒直径为3mm的颗粒。在这种情况下，基于希望的试样，通过配合并混合上述原料，调节间隙元素的组成，以便满足上述参数“Md”和“Bo”。

所得的各种颗粒原料以预定的比例均匀混合，通过感应槽法熔化，在1,800℃保温20分钟，然后用模具浇铸制成锭(一种部件成型步骤，一种锭制造步骤或熔化与浇铸步骤)。

这里，间隙合金成分原料用粉末成型后的物质制造，因为间隙合金元素各自的熔点非常高，并且因为它们可能产生偏析，因此，可以尽可能避免所得的钛合金部件的质量降低。注意，作为间隙元素的氧通过在上述海绵钛中包含的O(氧)制备。

通过在1,000℃的热加工(热加工步骤)把通过这种熔融法制造的φ55mm×220mm模具注锭加工到φ15mm。在通过冷旋锻(第一冷加工步骤)加工到φ4mm厚，在900℃进行应变消除退火(退火处理步骤)。所得的φ4mm工件通过进一步冷加工(第二冷加工步骤)加工到φ1.26mm。在这种情况下，冷加工率为90％。

因此，制造了锭部件的试样No.11和12。试样No.11和试样No.12在间隙合金元素方面与上述试样No.6相同，只在氧含量(Ti-12Nb-7Zr-2V-xO：“x”是一个变量)方面彼此不同。各种试样的氧含量在表2中给出。

(3)时效处理的部件(试样No.13和14)

对与试样No.6-3相同的试样进一步进行时效处理，从而制造了试样No.13和14。

试样No.13是在试样No.6-3中的第二冷加工步骤后，经过在250℃时效处理30分钟(参数“P”＝10.3)的试样。

试样No.14是在试样No.6-3中的第二冷加工步骤后，经过在400℃时效处理24小时(参数“P”＝14.4)的试样。

(对比实施例)

作为对比实施例，制备了其组成为Ti-22V-41Al(重量％)的冷旋锻材料(商品名：DAT51)。通过热加工把这种钛合金的圆棒(φ150mm)加工到φ6mm。然后，通过冷旋锻，最终变成φ4mm的线材，制备了对比试样。

(测量)

(晶体结构)

使用旋转配对阴极型x射线衍射设备，在40kV和70mA的CoKα射线并且加单色镜(monochromater)的条件下，通过普通θ-2θ法测量试样No.1-12的晶体结构。作为代表性的实施例，在图2中表示了试样No.2的结果。

在所有的试样中，由于衍射，确定了3条衍射线，这种晶体结构被理解为体心立方晶体。然而，严格来讲，在象图2一样的情况下，存在是体心四方晶体的可能性，但是，在它们之间难以准确分辨，并且不需要准确分辨。

(2)织构

关于试样No.1-12以及对比实施例的织构，使用上述Schlutz反射法测量了极点图。在这种情况下的测量条件在表1中给出。

表1

极点图的测量条件

所用的X射线 CoKα射线(40kV，70mA)

测量方法 Schlutz反射法

狭缝发散狭缝(DS) 1/2°

散射狭缝(SS) 2°

接收器狭缝(RS) 4mm(带Fe滤波器)

Schlutz狭缝提供测量范围 α(见图1) 20°-90°(每5°)

β(见图1) 0°-360°(每5°)

然而，为了可以容易测量，用下列方法调节各种试样的形式等。

(a)在试样No.1和4-12中，把6段线材切成约15mm，相对于加工方向在相同的方向上排列，包埋在树脂中，并研磨直到截面积最大，从而制备了测量用试样。

在这种情况下使用的(110)衍射线的衍射角为2θ＝44.9°(试样No.1和4)或2θ＝44.7°(试样No.5)，在所有试样中，制成背底的部分的衍射角为2θ＝49.0°。

在这种情况下，分别在图3中表示了试样No.1的(110)极点图，图4中表示了试样No.4的(110)极点图，图5中表示了试样No.5的(110)极点图。

注意，在相同的图中，例如，标记“1刻度：1,000cps”表示在等高线之间的间隔的一份相当于x射线衍射强度的1,000cps(在500cps的情况下同样如此，下文同)。

(b)在试样No.2和试样No.3中，通过放电加工，把各个板状部件切出约φ26mm的圆盘形状，从而制备测量用试样。

其测量条件，(110)衍射反射的衍射角和制成背底部分的衍射角与上述情况相同。

在这种情况下，在图6中表示试样No.2的(110)极点图，在图7中表示试样No.3的(110)极点图。

(c)在对比实施例中，把在加工方向上切出的4段线材与试样No.1类似地包埋在树脂中，等等，并研磨直到截面积变成最大，从而制备了测量用试样。

在这种情况下所用的(110)衍射反射的衍射角为2θ＝46.2°，制成背底的部分的衍射角为2θ＝49.0°。

在这种情况下，在图8A中表示(110)极点图。

②其次，为了客观定量地评价对于各种试样通过这种测量获得的测量值(X)的分布(分散程度)，对于各种试样进行统计处理，从而计算关于平均值(Xm)的二次动差(ν2)和三次动差(ν3)。它们的定义如上所述。

然而，在对这些测量值进行统计处理的情况下，需要各个测量值在极点图上是相当的这一前提。在本实施例中，由于以相等的角度5°分别移动α’和β’进行测量，如表1所示，测量点在极点图上不是平均分布的。所以，为了修正这一点并使各个测量点相当，引入加权函数“W”，因此，上述各个方程乘以“W”，代替上述各个方程中的(1/N)。当然，当极点图上的测量点平均分布时，“W”总是一个恒定值，因此，可以重新写成W＝w/(Nw)＝1/N，加权函数“W”等于“1/N”。

该加权函数“W”使用在图9中的标明的测量点(例如，“w_i”、“W_j”和“W_k”)在极图中表示的面积“w”定义，如下列方程中所示。这些方程一起列出

平均值： Xm＝∑WX

关于平均值(Xm)的二次动差：ν2＝∑W(X-Xm)²

关于平均值(Xm)的三次动差：ν3＝∑W(X-Xm)³

加权函数： W＝w/(∑w)

注意，为了更容易进行不同试样之间的比较，决定确定上述二次动差(ν2)和三次动差(ν3)分别用平均值的平方(Xm²)和平均值的立方(Xm³)除得的值。

而且，用极点图的整个区域确定和(∑)的范围是理想的，但是，在如同试样No.1的线材的情况下，进行这种极点图的测量是非常困难的。因此，表1中给出的测量范围被认为是(20°＜α’＜90°和0°＜β＜360°)的范围的和。

表2中给出了在各个试样上所获得的结果。

③而且，对于各个试样，在55°＜α’＜65°范围内和沿着加工方向的β的范围内测量的测量值中的最大值(最大值)在表2中与其一起给出。然而，注意，在表2中，它们以平均值(Xm)为基础以倍数给出。

(3)位错密度等

①为了进行试样No.1上的TEM(透射电子显微镜)观察，使用FIB(聚焦离子束)设备或离子磨设备形成了观察用的薄膜。

图10表示了用TEM观察晶粒内部晶体结构的照片。从图10所示的照片可以明显看出，根本没有观察到作为线缺陷的位错。此外，当通过衍射对比度法观察晶粒时，没有清楚证实的位错。

此外，在加工的试样No.1的中间阶段制造的试样(试样No.1’)上，通过TEM观察晶粒内部晶体结构的照片表示于图11。该试样No.1’是通过热旋锻把φ55mm的锭加工到φ15mm制造的试样。

在该图11所示的照片中，在金属结构中观察到位错。当这种情况下的位错密度在下列条件下粗略计算时，约为10¹⁰/cm²。所以，可以认为位错密度最大为10¹¹/cm²或更小。

观察范围：长度(3微米)×宽度(4微米)×试样薄膜厚度(0.07微米)

位错线总长度：3微米×24线。

②此外，图12和图13表示了用TEM在上述试样No.1上观察的暗场像的金属结构照片。这两个照片是观察同一地方的照片，但是，通过倾斜试样使相互之间倾斜角约为20°来观察这些照片。

在两个照片中，电子衍射谱图表示(111)面。然而，在其中使用(110)衍射斑的暗场像中，可以理解，移动了200纳米的闪光部分(glittering portion)。这表明所观察的(111)面是弯曲的，在从两个照片计算时，曲率半径达到500-600纳米的程度。

类似地，在对作为对比实施例的对比试样确定位错密度时，它变成10¹⁵/cm²或更大。

(4)其它

①d-电子轨道的能级“Md”和键合顺序“Bo”

在各个试样上，通过DV-Xα法，计算d-电子轨道的能级“Md”的组成平均值和键合顺序“Bo”的组成平均值，结果在表2和表3中给出。

②力学性能

在各个试样上，确定力学性能，如平均杨氏模量、拉伸强度等等。结果一起在表2和表3中给出。

通过用Istron试验机测量负荷与应变之间的关系，从应力-应变曲线上确定这些力学性能。Instron试验机是Instron(制造商名称)制造的一种万能拉伸试验机，其驱动系统用电动机控制。

(评价与检验)

(1)在极点图上

在对比根据本发明的钛合金部件的试样No.1-5的极点图(图3-7)并与对比试样的极点图(图8)比较时，清楚了下列问题。

①关于试样No.1-5，清楚了(110)面在部分方向上强烈取向。即推定该合金部件具有强烈的弹性各向异性。

例如，在观察图3时，总体上，关于测量面，测量值的偏差非常大，此外，测量值在某些部分突出。这种突出表明，(110)面或(101)面在沿着加工方向大约α’＝60°处聚集，即在从试样的法线方向倾斜30°的方向上。

(110)面或(101)面的这种强烈取向可以解释为反映了试样No.1的强烈的弹性各向异性。由于冷加工具有这种高各向异性的材料，认为在试样No.1中，表现出非常高刚性的晶面(高刚性晶面)匹配，因此排列成圆柱形外部结构，并使得钛合金部件容易弯曲变形，在纵向表现出高强度。

此外，在比较试样No.2和试样No.3的极点图(图6和图7)时，清楚了加工率增大越多，在极点图中的测量值偏差增大越多。即表明与上述情况类似，加工率增大越多，高刚性晶面在特定方向取向越大，认为强烈显示了根据本发明的钛合金部件的特别的优点，即是易变形的并表现出高强度。

然后，表现出这种强各向异性的钛合金部件具有高刚性晶面，同时它具有容易变形的低刚性晶面，由于这种晶面容易变形，认为获得了良好的加工性能。

注意，在现阶段，这些检验仅仅是假设，本文注意到在细节上还不清楚。

②同时，在观察对比试样的极点图(图8)时，清楚了测量值的偏差比较轻微，相信弹性各向异性小于本发明的钛合金部件。

(2)ν2/Xm²和ν3/Xm³

ν2/Xm²表明该值越大，测量值(X)的偏差越大。此外，ν3/Xm³表明该值在正数范围内越大，测量值(X)在大大突出到平均值(Xm)以外的部分中的分布越大。

①在考察试样No.1-12时，ν2/Xm²和ν3/Xm³都表现出较大的值。这是因为关于极点图中总体的测量面，测量值偏差大，并且表明本发明的钛合金部件的(110)晶面在特定方向上强烈取向。因此，通过使用ν2/Xm²和ν3/Xm³，客观并且定量评价织构中的取向度是可能的。

与在极点图中所描述的相同，在对比试样No.2和试样No.3时，清楚了在本发明钛合金部件中，冷加工比增大越多，ν2/Xm²和ν3/Xm³增大越多，(110)晶面在特定方向上强烈取向。

②在考察对比试样时，ν3/Xm³较小。这表明测量值在特定位置的突出小，认为与试样No.1等对比，在织构中的取向度小。

(3)在金属结构照片上

①通过图12和13所示的金属结构照片观察的(111)晶面的弯曲已经提及，即使在高分辨率观察中，也观察到了略微弯曲的晶面。

因此，认为本发明的钛合金部件通过晶面弯曲而不引入位错，可能减轻加工的影响，从而可以改善(冷)加工性能。

②此外，在图11所示的金属结构照片中，在其中110衍射斑被强激发的状态下，观察到了位错，但是，在去除110衍射斑的激发后，几乎观察不到位错。

这表明在图11所示的位错周围的位移矢量在<110>方向上明显偏离，可以说，这是本发明的钛合金部件的非常强的各向异性的表现。

相信这种特性是上述晶面弯曲并且最终具有橡胶状加工性能的产生根源。无论如何，细节还不清楚。

(4)其它

①d-电子轨道的能级“Md”和键合顺序“Bo”

在试样1-4的钛合金部件中，它们都表现出“Md”和“Bo”在2.43＜Md＜2.49和2.86＜Bo＜2.90，并且可以理解建立了在优选的冷加工性能与低杨氏模量之间的相容性。

②力学性能

清楚了在把试样No.1等等与对比试样比较时，本发明的钛合金部件表现出明显低的杨氏模量，此外，它表现出足够大的拉伸强度。而且，从试样No.13、14等可以理解，它们展示了良好的弹性极限强度和弹性伸长。所以，本发明的钛合金提供了一种非凡的弹性变形能力(到达约2.5％的程度)。另一方面，对比实施例的弹性变形能力最多达到1％，并且这是不够的。

③最后，研究了本发明的钛合金部件和传统钛合金部件的加工性能。

传统钛合金部件(DAT51)在冷加工后，表现出在拉伸性能方面的很小降低，但是，当冷加工比在10-15％范围内时，在伸长方面产生突然降低。可以认为这是由于位错密度的增大引起的(10¹⁵/cm²或更大)。

同时，在本发明的钛合金部件中，即使冷加工率为99％或更大，在伸长方面不存在突然降低等，冷加工性能非常好。

因此，本发明的钛合金具有在传统材料中不能得到的特性，例如冷加工性能良好、易变形并且表现出高强度。通过单独或协同利用这些性能，可能使其用途扩大到不可估量的程度。

表2

织构 I.E.的组成^*1 ^*2 ^*3 ^*4 备注

试样编号# ν2/Xm² ν3/Xm³ ^*5(x Xm) ^*6″ Md″^*7″Bo″ (GPa) (MPa) (％)实施例 1 0.593 0.940 4.310 2.462 2.876 46 1,150 75

2 0.481 0.342 2.810 2.462 2.876 43 1,150 94 与试样No.1

组成相同

3 1.632 4.835 5.488 2.462 2.876 42 1,170 97.3 与试样No.1

组成相同

4 0.446 0.422 3.399 2.467 2.880 48 1,050 75

5 0.408 0.326 1.890 2.471 2.879 47 950 50

6-1 1.478 4.762 5.007 2.465 2.875 40 700 90 O：0.15

6-2 1.339 3.872 4.673 2.465 2.875 40 1,080 90 O：0.25

6-3 1.415 4.315 5.117 2.465 2.875 42 1,215 90 O：0.50

6-4 1.365 5.172 5.313 2.465 2.875 44 1,400 90 O：0.65

6-5 1.503 4.072 4.988 2.465 2.875 44 1,420 90 O：0.75

7 0.512 0.853 3.379 2.460 2.875 48 1,378 80

8 1.316 4.027 5.573 2.468 2.870 46 1,165 80

9 0.473 0.498 3.015 2.463 2.879 52 1,420 80

10 1.589 4.731 5.842 2.469 2.870 55 1,580 80

11 1.358 4.215 6.331 2.465 2.875 43 950 90 O：0.24，锭部件

12 1.526 3.913 5.786 2.465 2.875 46 1,120 90 O：0.46，锭部件对比实施例 0.480 0.289 3.238 2.485 2.968 80 900 55.5 DAT51注：^*1代表“间隙元素的组成”

^*2代表“平均杨氏模量”

^*3代表“拉伸强度”

^*4代表“加工比”

^*5代表“最大值”

^*6代表“d-轨道的能级”

^*7代表“键合顺序”

表3

	试样编号	I.E.的组成^*1		^*2(GPa)	^*3(MPa)	^*4(％)	^*5(％)	备注
		I.E.的组成^*1							^*6“Md”	^*7“Bo”
		实施例	13						^*6“Md”	^*7“Bo”	2.465	2.875	41	1,280	2.7	90	时效处理(低温)
实施例	14	实施例	13	2.465	2.875	90	1,850	1.9	90	时效处理(低温)	2.465	2.875	41	1,280	2.7	90	时效处理(低温)

注：*1代表“间隙元素的组成”

*2代表“平均杨氏模量”

*3代表“拉伸强度”

*4代表“加工比”

*5代表“最大值”

*6代表“d-轨道的能级”

*7代表“键合顺序”

Claims

1.一种钛合金部件，特征在于：

它包含40重量％或更多的钛(Ti)，除了钛以外的一种IVa族元素和/或Va族元素，其中，包括IVa族元素和/或Va族元素以及钛的总量为90重量％或更多；

它包含体心四方或体心立方晶体的晶粒，其中，在c-轴上的原子间距相对于在a-轴上的原子间距的比值(c/a)在0.9-1.1范围内；和

它具有一种织构，通过Schlutz反射法在20°＜α’＜90°和0°＜β＜360°范围内，在包括加工方向的晶面平行地测量晶粒的(110)或(101)晶面的极点图，并且对平均分布在极点图上的各个测量值(X)进行统计处理时，在织构中，由下列公式定义的关于平均值(Xm)的二次动差(ν2)用平均值的平方(Xm²)除得的值(ν2/Xm²)为0.3或更大，由下列公式定义的关于平均值(Xm)的三次动差(ν3)用平均值的立方(Xm³)除得的值(ν2/Xm³)为0.3或更大，并且为平均值的1.6倍或更大的值(1.6Xm)另外包括在55°＜α’＜65°范围内和沿加工方向的β范围内测量的测量值中；

二次动差：ν2＝{∑(X-Xm)²}/N

三次动差：ν3＝{∑(X-Xm)³}/N

其中，N是取样数。

2.根据权利要求1的钛合金部件，包含一种或多种由氧(O)、氮(N)和碳(C)组成的间隙元素组中的元素，总量为0.25-2.0重量％。

3.根据权利要求2的钛合金部件，包含一种或多种所述间隙元素组中的元素，总量为0.6-1.5重量％。

4.一种生产钛合金部件的方法，特征在于它包括：

制备原料的制备步骤，所述原料包括钛和一种合金元素，并且具有特定的组成，其中，关于d-电子轨道的能级“Md”，取代元素的组成平均值为2.43＜Md＜2.49，关于键合顺序“Bo”，取代元素的组成平均值为2.86＜Bo＜2.90，“Md”和“Bo”每一个是用“DV-Xα”簇团法获得的参数；和

在制备步骤之后成型包含原料的钛合金部件的部件成型步骤。

5.根据权利要求4的生产钛合金部件的方法，其中，所述制备步骤是一种其中制备特定组成的原料粉末的粉末制备步骤；和

所述部件成型步骤是一种其中用粉末制备步骤后的原料粉末制造烧结部件的烧结步骤。

6.根据权利要求4的生产钛合金部件的方法，其中，所述部件成型步骤是一种其中用所述制备步骤后的所述原料制造一种锭部件的锭制造过程。

7.根据权利要求5或6的生产钛合金部件的方法，还包括一个在其中冷加工所述烧结部件或锭部件的冷加工步骤。

8.根据权利要求7的生产钛合金部件的方法，其中，所述冷加工步骤是一种其中冷加工率为10％或更大的步骤；且

该方法还包括在所述冷加工步骤后的一个时效处理步骤，在其中进行时效处理，使得在150℃-600℃范围内的处理温度下，LarsonMiller参数“P”(下文简称为参数“P”)在8.0-18.5范围内。

9.根据权利要求8的生产钛合金部件的方法，其中，所述时效步骤是一种其中在150℃-300℃范围内的所述温度下，所述参数“P”在8.0-12.0范围内的步骤；且

在时效处理步骤后所得的钛合金部件具有1,000MPa或更大的拉伸弹性强度、2.0％或更大的弹性变形能力和75GPa或更小的平均杨氏模量。

10.根据权利要求8的生产钛合金部件的方法，其中，所述时效处理步骤是一种其中在300℃-600℃范围内的所述温度下，所述参数“P”在12.0-14.5范围内的步骤；且

在时效处理步骤后所得的钛合金部件具有1,400MPa或更大的拉伸弹性强度、1.6％或更大的弹性变形能力和95GPa或更小的平均杨氏模量。

11. 一种钛合金部件，在进行50％或更大的冷加工时，表现出10¹¹/cm²或更小的位错密度。

12.根据权利要求11的钛合金部件，包含：

40重量％或更多的钛；

一种除了钛以外的IVa族元素和/或Va族元素，其中包括IVa族元素和/或Va族元素以及钛的总量为90重量％或更多；和

一种或多种包括氧、氮和碳的间隙元素组中的元素，总量为0.25-2.0重量％。

13.一种钛合金部件，特征在于：

它包含钛和一种合金元素；且

它具有特定的组成，其中，关于d-电子轨道的能级“Md”，取代元素的组成平均值为2.43＜Md＜2.49，关于键合顺序“Bo”，取代元素的组成平均值为2.86＜Bo＜2.90，“Md”和“Bo”每一个是用“DV-Xα”簇团法获得的参数。

14.根据权利要求13的钛合金部件，在进行50％或更大的冷加工时，表现出10¹¹/cm²或更小的位错密度。