TWI395821B - 鈦合金鑄造方法 - Google Patents

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Description

鈦合金鑄造方法 發明領域
本發明係關於一種從β－鈦合金(更特別是鈦－鉬合金)來鑄塑物體的方法。
 發明背景
鈦合金由於其許多優良性質而變得越來越受歡迎。鈦合金可使用在將對該材料強加高需求的全部領域中，特別由於其好的化學穩定性(甚至在高溫)、低重量且結合其優良的機械性質。由於其優良的生物共存性，鈦合金亦優先使用在醫療部門中，特別是使用於植入物及假體。
已熟知多種塑形鈦合金的方法。除了切割方法外，這些主要包括鑄塑及鍛造方法。原理上，鈦合金為一鍛造合金，為此理由，通常使用鍛造方法，因為經發現鈦合金難以鑄塑。鑄塑方法通常採用於複雜形狀，但是此導致其受限於合適的合金之選擇。已特別發現，當鑄塑β－鈦合金時僅會獲得令人不滿意的結果(US－A 2004/0136859)。
 發明概要
本發明以提供經改良的β－鈦合金之鑄塑方法的目標為基礎，其允許甚至製造出具有好的材料性質之複雜形狀。
根據本發明之解答歸屬在具有主要請求項之特徵的方法中。優良的細節則形成次請求項之主題。
根據本發明，在從包含鉬含量7.5至25%之鈦－鉬的β－鈦合金來鑄塑物體之方法中，其限制條件為在溫度超過1770℃下熔化該合金，將該經熔融的合金熔模鑄塑至與欲製造的物體相符合之鑄塑模具中、熱等壓加壓、固溶退火，然後淬火。
在本上下文中，該物體之意義經了解為一已塑成可用於最後用途的產物。該物體可例如使用於航空工業中作為噴射引擎之零件、馬達承軸、翼盒或其它支撐結構零件；或在醫學領域中可作為假骨架，諸如人工髋關節；或植入物，諸如板或栓或牙科植體。在本申請案之上下文中的專門物體不包括意欲利用塑形方法進一步加工的坯料，即，特別不包括已藉由耐久模具鑄塑製造，且進一步藉由鍛造來加工的鑄塊。
根據本發明之方法可使用熔模鑄造方法來達成從β－鈦合金經濟地製造出物體。因此，本發明提供結合β－鈦合金的優良性質(特別是其優良的機械性質)與使用熔模鑄造方法來製造物體之優點的可能性。本發明允許從β－鈦合金來製造出甚至無法使用習知的鍛造方法經濟地製造之具複雜形狀的物體。因此，本發明亦對β－鈦合金(其已熟知具有有利的機械性質及生物共存性)開啟複雜塑形物體之應用領域。
在該合金中的鉬含量或其鉬當量範圍從7.5至25%。此結果(特別對鉬含量至少10%)為該β－相甚至在遠至室溫的範圍亦足夠穩定。較佳的含量在12至16%間。此允許在熔模鑄造後藉由快速冷卻來獲得亞穩的β－相。通常不需要進一步加入合金形成元素。特別是，並不需要加入釩或鋁。消除這些合金形成元素具有已經提及的優點，換句話說，可避免由其所引起的毒性。相同可應用在鉍(關於其生物共存性，其亦無法與鈦相符)方面。
經發現，本發明使用迄今幾乎無法使用於熔模鑄造的β－鈦合金來製造出甚至比α/β－鈦合金(其迄今已使用於熔模鑄造，諸如例如TiAl6 V4 )更複雜的形狀。根據本發明之方法可獲得經改良的模具充填性質。此意謂著由於本發明，可在熔模鑄造期間製造出特別鮮明且具較高品質的邊緣。亦可藉由改善此模具充填性質而減低在熔模鑄造時對空隙形成之敏感性。
可方便地使用冷壁坩堝真空誘導裝置來熔化該β－鈦合金。此型式之裝置能達到熔模鑄造時，可信賴地熔融鈦－鉬合金所需之高溫。例如，TiMo1 5 的熔點為1770℃。應該權宜地對此補充大約60℃，以實現可信賴的熔模鑄造。因此，對TiMo1 5 來說，特別需要到達溫度1830℃。
對熱等壓加壓來說，其在溫度至高等於鈦－鉬合金的β相轉變溫度且不低於β相轉變溫度100℃下進行較佳。
該熱等壓加壓可藉由溶解枝晶間析出物來抵消鉬富含在樹模石中且在殘餘熔融物中耗盡的不利效應。溫度低於β－相轉變溫度(特別是至多低於100℃)有利。已証明溫度範圍從710℃至760℃(大約740℃較佳)合適於鉬含量15%之鈦－鉬合金。
已証明溫度至少700℃至880℃(較佳範圍從800℃至860℃)合適於固溶退火。使用氬來產生遮蔽氣體環境較佳。此可改善該合金的延展性。
在固溶退火後，可有利地使用水來進行物體淬火。使用冷水較佳。在此上下文中，名稱"冷"之意義經了解為未經加熱的自來水溫度。經發現，該淬火在最後獲得的物體之機械性質上有相當大的影響。此外，亦可在遮蔽氣體中進行該淬火，例如藉由氬來冷卻。但是，所獲得的結果未如以冷水所達成般好。
該物體最後亦可有利地硬化。若需要的話，此可允許彈性模數稍微增加。為此目的，在大約600℃至大約700℃的溫度範圍內進行硬化較佳。
圖式簡單說明
本發明參考至圖形更詳細地解釋在下列，其闡明出典型具體實施例的優點。在圖形中：第1圖為一表，其提供使用根據本發明之熔模鑄造法所製得的鈦合金之機械性質；第2圖為立即在鑄塑後，於鑄塑狀態下的微結構影像；第3圖為在熱等壓加壓後之微結構影像；第4圖為在固溶退火與隨後的淬火後之微結構影像；及第5圖闡明鈦－鉬合金之液線及固線溫度。
 較佳實施例之詳細說明
下列文字描述進行根據本發明之方法的方式。
起始材料為鉬含量15%的β－鈦合金(TiMo1 5 )。此合金商業上可以小坏料形式(鑄塊)獲得。
第一步驟包括熔模鑄造該欲鑄塑的物體。提供一鑄塑裝置，以熔化及鑄塑TiMo1 5 。此裝置為一冷壁坩堝真空誘導熔融及鑄塑裝置較佳。此型式之裝置可達到熔模鑄造時，可信賴地熔融TiMo1 5 所需之高溫。TiMo1 5 的熔點為1770℃，對可信賴的熔模鑄造來說，將補充大約60℃。因此，整體來說，必需達到溫度1830℃。然後，使用本身熟知的方法來進行該熔融物之熔模鑄造，例如使用蠟蕊及陶瓷模具作為無功模具(lost mold)。對TiAl6 V4 之熔模鑄造來說，此型式之熔模鑄造技術已熟知。
如可從第2圖之圖形(放大1000倍)中看見，樹模石已形成，且已証明其在枝晶間區域中相當大地析出。此為已熟知之鈦－鉬合金負偏析的結果。此效應以鈦－鉬合金之液線及固線溫度的特定曲線為基礎，如闡明在第5圖中。由於所闡明的液相(TL )及固相(TS )之熔融溫度曲線，在熔融物中之高鉬含量的區域會首先固化，在此方法期間，可在圖形中看見樹模石形成。此將導致殘餘的熔融物耗盡，即其鉬含量將降低。在該鑄塑微結構中，枝晶間區域的鉬含量少於15%，且鉬含量甚至可降至大約10%。由於鉬耗盡，枝晶間區域缺乏足夠量的β－安定劑。此結果為將局部建立出α/β轉變溫度增加，而造成顯示在第2圖中的析出物形成。
可利用浸蝕來有利地移除一在鑄塑期間所形成的表面區域(如為硬的易碎層，熟知為α－殼)。此層的厚度通常大約0.03毫米。
為了抵消在該枝晶間區域中的析出物其不利的負偏析效應，根據本發明，在該鑄塑模具已於熔模鑄造後移除後，讓該鑄件接受加熱處理。此包括特別在溫度僅低於β－相轉變溫度下進行熱等壓加壓(HIP)。其範圍從710℃至760℃，且大約740℃較佳。此使得於該枝晶間區域中不想要的析出物再次溶解。已不需要在熱等壓加壓前後進行任何初步的時效硬化。但是，在熱等壓加壓後，於冷卻期間，會優先在原始枝晶間區域(參照第3圖，放大1000倍)中，再次析出精細的次生相。此將導致不想要的材料脆化。
該物體在熱等壓加壓後僅具有低的延展性。
為了消除該破裂性析出物，於艙爐中，在遮蔽氣體環境(例如氬)下退火該鑄件。為此目的，選擇溫度範圍大約700℃至860℃，時期數小時(通常二小時)。在此上下文中，在溫度與週期間有倒數關係；在較高溫度下，較短的時間即足夠，反之亦然。在固溶退火後，以冷水來淬火該鑄件。第4圖(放大1000倍)闡明在固溶退火後之微結構。可看見一級β－晶粒，及在該晶粒內非常細微的枝晶間析出物(參照在圖形的左上部中之雲狀堆積物)。已使用根據本發明之方法進行熔模鑄造的物體，在其結晶結構中具有平均尺寸大於0.3毫米的β－晶粒。此尺寸為使用根據本發明之方法所獲得的典型結晶結構。
在固溶退火後所獲得之機械性質則提供在第1圖之表中。
可看見彈性模數會隨著在固溶退火期間的溫度增加而降低，特別是可遠至60,000牛頓/平方毫米的程度。隨著強度及硬度減少，此可改善延展性值。例如，在800℃下固溶退火二小時後，可獲得60,000牛頓/平方毫米的彈性模數，且其結合斷裂時的延伸度大約40%及破裂強度Rm大約730牛頓/平方毫米。
第1圖為一表，其提供使用根據本發明之熔模鑄造法所製得的鈦合金之機械性質；第2圖為立即在鑄塑後，於鑄塑狀態下的微結構影像；第3圖為在熱等壓加壓後之微結構影像；第4圖為在固溶退火與隨後的淬火後之微結構影像；及第5圖闡明鈦－鉬合金之液線及固線溫度。

Claims (6)

  1. 一種從包含鈦-鉬之β-鈦合金來鑄塑物體的方法，其中該鉬含量係為15%，該方法包括：在超過1770℃之溫度下熔化該合金；將該經熔融的合金熔模鑄造至一與欲製造的物體相符合之鑄塑模具中；熱等壓加壓；在760℃至800℃之溫度間進行固溶退火；及隨後淬火。
  2. 如申請專利範圍第1項之方法，其包括使用一冷壁坩堝真空誘導裝置來熔化該β-鈦合金。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之方法，其包括在溫度至高係等於該鈦-鉬合金的β相轉變溫度且不低於該β相轉變溫度100℃下進行該熱等壓加壓。
  4. 如申請專利範圍第1項之方法，其包括在固溶退火後以冷水來淬火。
  5. 如申請專利範圍第1項之方法，其包括最後硬化該物體。
  6. 如申請專利範圍第5項之方法，其包括在溫度600℃至700℃下進行該硬化。
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